шпоры спец стали. 1. Классификация и характеристика высоколегированных сталей

Скачать 164.5 Kb. Название 1. Классификация и характеристика высоколегированных сталей Анкор шпоры спец стали.doc Дата 07.03.2018 Размер 164.5 Kb. Формат файла Имя файла шпоры спец стали.doc Тип Документы #17531

1. Классификация и характеристика высоколегированных сталей К в/легированным относятся сплавы содержащие не менее 10% л/элементов, при содержании одного из них не менее 8%. В зависимости от основных свойств их делят - корозионностойкие - обладают стойкостью против эл/хим. коррозии, -жаростойкие (окалиностойкие) – обладают стойкостью против хим. разрушения в газовых средах при и работающих в ненагруженном состоянии, -жаропрочные – работают в нагруженном состоянии при высоких температурах, -хладостойкие – сохраняют пластичность и вязкость ниже . В зависимости от структуры стали делят на классы: -мартенситный, -мартенситноферритный (не менее 5% феррита), -ферритный (стали имеют структуру Ф и непретерпевают структурных превращений), -аустенитномартенситный, -аустенитноферритный ( содержание Ф более 10%), -аустенитный (непретерпевают структурных превращений ). Перспективными являются стали с низким содержанием углерода, но дополнительно легированные азотом. На структурный класс стали непосредственное действие оказывают элементы входящие в твёрдый раствор. Элементы, образующие нитриды, карбиды, карбонитриды непосредственного действия на структурный класс не оказывают. По системе легирования в/легированные стали делят -хромистые (18-10) -хромоникелевые (15-25-6) -хромоникелемарганцовистые (15-25-6). По системе упрочнения: -карбидная -боридная -интерметаллидная. Стали содержащие имеют карбидное упрочнение. Достигается такое упрочнение при выдержке стали при , при этом выпадают карбиды металла . Никельсодержащие стали легируются и Al до 6% упрочняются вследствие выделения интерметаллидов при , . Стали и сплавы обычно имеют комплексное упрочнение. Особую группу сост. мартенситно - стареющие стали, которые превосходят по прочности другие марки ст. 2. Высокохромистые стали Практическое применение в сварных конструкциях нашли стали, содержащие 10-30% Cr при содержании углерода 0,1%. В зависимости от системы легирования они могут относиться к мартенситному, М+Ф, Ф, Ф+А классу. Оптимальные свойства они приобретают после ТО – закалка и нормализация с последующим отпуском. По сравнению с А эти стали имеют пониженную свариваемость. При содержании Cr более 12% замыкается и сталь от комнатной до температуры плавления сохраняет Ф структуру. При содержании Cr более 20% в стали появляется . 13%-хромистые стали, с повышенным содержанием углерода, могут потерять коррозионную стойкость в виду связывания Cr в карбиды. В зависимости от содержания углерода 13%-хромистые стали отличаются по свариваемости: 08Х13-сост.из одного Ф, 12Х13-около 10% Ф составляющей, 20Х13-полностью М класс. 3 Хромоникелевые стали Легирование в/хромистых сталей Ni расширяет (сталь становится А) и понижает температуру . При введении в сталь более 20% Ni даже при малых скоростях охл. сталь сохраняет А структуру, что обеспечивает лучшие мех.свойства, меньшую склонность к росту зерна, более высокую коррозионную стойкость и хладостойкость. Структура этих сталей зависит от содержания л/эл. и . Углерод входит в тв.раствор в виде фаз внедрения, или в виде карбидов, или карбонитридов различной степени дисперсности. При медленном охлаждении из стали преимущественно по границам зёрен выпадают карбиды , что при дальнейшем медленном охл. приводит к снижению стабильности А и образовании вторичного Ф. Наличие карбидов по границам зёрен и Ф заметно упрочняют сталь. При быстром охл. распад тв. раствора не успевает произойти и А фиксируется в пересыщенном тв. состоянии, которое может распадаться при холодной деформации. Температура растворения карбидов при нагреве определяется содерж. С. Стали с сод. С=0,1% достаточно нагреть до . Эту же сталь, но с сод. С=0,3% необходимо нагреть до . В стабильно А сталях в процессе охлаждения могут выпадать карбиды, но не происходят. Вторичными фазами в хромоникелевых сталях с углеродом и азотом явл.карбиды, нитриды и карбонитриды. Содержание огран.0,25%. Для предотвращения выпадения карбидов в сталь вводят и . В отличии от Ф аустенитные стали мало склонны к росту зерна, поэтому охрупчивание зоны сплавления незначительно. 4 Мартенситно-стареющие стали Для них характерно очень высокое сопротивление хрупким разрушениям и сопротивление развитию трещин. Они легко деформируются, хорошо свариваются. МС стали сод.8-24% Ni и легированы Ti, Al, Mo, Co и др. Получение высокой прочности в этих сталях обусловлено процессами старения в М, процессами выделения интерметаллидов . Углерод в МС сталях явл.вредной примесью, т.к.вместо интерметаллидной фазы выпадают карбиды, его содержание огран.0,03%. Т.к. в стали высокое сод. л/элементов и низкое сод. углерода, то её можно охлаждать с любой скоростью. Сталь Н18К8М3 В стали сод.более 18% Ni, мартенситное превращение заканчивается в области отрицательных температур, поэтому для этих сталей требуется дополнительная обработка холодом. При сварке состаренных МС сталей происходит её разупрочнение, при чём, чем больше погонная энергия, тем больше разупрочнение. При многослойной сварке без подогрева Ме околошовной МС сталей упрочняется при протекании процессов частичного старения, в результате воздействия от каждого налаженного валика, при этом сварка каждого последующего валика производится при температуре ниже начала мартенситного превращения. Для нержавеющих МС сталей добавляют до 30%Cr, чаще всего 12%. МС стали делят -н/углеродистые (слабо стареющие), -безуглеродистые (интенсивно стареющие) 5 Сплавы на Ni основе Относятся к наиболее жаропрочным, применяются до , все Ni сплавы легируются Cr. (ХН77ТЮР) Упрочнение Ni сплавов достигается за счёт легирования Mo, W, или за счёт старения. Наибольшее упрочнение достигается за счёт интерметаллидного упрочнения. Наибольшую эффективность даёт введение в Ni сплавы вместе с Ti и Al, Mo и W. Вследствие сильной склонности Ni сплавов к горячим трещинам, околошовному растрескиванию, получить швы близкие по составу к основному Ме невозможно, поэтому швы легируют Мо и W. Швы, содержащие более 14% Мо склонны к старению при за счёт выделения карбидов. Оптимальными пределами легирования, при которых достигается mах жаропрочность явл.: 9-12%Мо, 2-3%W, до 1,5%Ti, до 0,7%Al. Нижним пределом легирования для Мо и W, обеспечивающим стойкость шва против горячих трещин явл.11%. Для указанных составов жаропрочность достигается благодаря ТО: -аустенизация (, 3часа) -ступенчатое старение (- 4часа; - 8часов; -15часов). Такая ступенчатая ТО необходима для устранения хим.неоднородности. Сплавы на основе Ni склонны к образованию трещин при сварке, ТО, высокотемпературной эксплуатации. Склонность к растрескиванию тем выше, чем больше в сплаве упрочняющих элементов (Al и Ti). Легирование Мо и W несколько уменьшает эту склонность. В качестве мер, сниж.околошовн.растр., можно отметить следующие: -сварка на малых погонных энергиях (диффуз.сварка) -уменьшение размеров зерна в исходном свариваемом Ме -применение для сварки особо чистых сварочных и основных материалов, полученных методами спец.металургии -осуществление нагрева с небольшими скоростями, перестаривание заготовок перед сваркой, нагрев в защитной атмосфере. Положительное влияние перестаривания связано с коагуляцией упрочняющих фаз, приводящей к снижению высокотемпературной прочности, повышает пластичность сплавов. Из-за кратковременности нагрева при сварке коагулированные частицы не успевают полностью раствориться и поэтому охрупчивают Ме в меньшей степени. -применение для сварки узлов сплавов легиров. ниобием. Высокоборидные аустенитные стали. Свойства атомов бора ( большое сечение захвата нейтрона) используется при создании поглощающих материалов. Бор в 300 раз обладает большим сечением захвата нейтронов, чем железо. Введение в сталь 1% бора повышает сечение захвата более чем в 10 раз. Легируют бором как малоуглерод. стали, так и ауст. нержавеющие стали с котор. изгот. элементы биологической защиты. 475оС-ная хрупкость. Развивается в 2-х фазных ауст.-ферритных швах во время длительного пребывания их при t=350-550оС. Эта хрупкость проявляется в: - резком снижении ударн. вязкости; - повышении твердости; - снижении коррозионной стойкости. Наиболее часто 475оС хрупкость проявляется в хромистых сталях, содерж. более 15% Cr, а также 8% и более ферритной фазы. Хрупкость появившуюся в результате длительной эксплуатации при t=350-450оС можно устранить путем нагрева до более высоких температур. Этот нагрев не должен быть длительным, чтобы избежать образования δ-фазы. 4750C хрупкость вызывается процессами внутрифазового перераспределения Cr в высоколегир. Cr α-Fe, без выделен. каких-либо избыт. фаз. Кинетика этих процессов заключ. в концентрации атомов Cr в определ. узлах кристалич. реш. В результате перераспределения обр-ся микрообъёмы обогащённые и обеднённые Cr. Перераспределение Cr вызывает искажение кр. реш., внутрифазовый наклёп и как следствие резкое падение ударной вязкости и повыш. тв. феррита. Считают, что внутрифаз. перераспред. Cr, вызывающее 4750C хрупкость нужно рассматривать как инкубацион. период. образования σ-фазы. σ-фаза. Формирование при св. ауст.-феритн. структуры явл. одним из способов повышения стойкости св. швов против горячих трещин (кристаллизационных и полигонизационных). Удовлетворительная стойкость против образования трещ. достиг. при образ. выше 2% феррита. Двухфазн. структ. повышает стойк. против кристализац. трещ. одноврем. способств. образ-ю σ-фазы, по сравн. с однофазн. ауст. ст. Наиболее интенсивно процесс . σ-тизации протек. в высоколег. ст. элементы стабилизирующие феррит: Mo, V, W смещают область образов. σ-фазы в сторону более низк. содерж. Cr. Углерод в хромистых ст. замедл. образов-е σ-фазы, т.к. связывает Cr в стойкие карбиды, обедняя им феррит. Избежать образования σ-фазы в сталях раб-их при темп. её выделения не возможно, однако, кратковр. периодич. нагрев до 10000С, наприм. ст. 25-20, в теч. 2-4 ч. устраняет σ-фазу. Эффективным средством повышения пластичности 2-хфазн. швов, в кот. присутств. σ-фаза, явл. закалка до темп. 1050-11000C. Чувствит. ст. к термодеформ. циклу сварки. Закаливающиеся стали. Ст. мартенситн. класса 20Х13, М+Ф Кл. 12Х13, ферритного 08Х13 при св. претерп-т закалку, т.е. в ОШЗ станов. более прочным, ТВ., хрупким. Наприм. при св. ст. 20Х13 тв. в ОШЗ повыш. до 340 по Виккерсу, а ударн. вязкость сниж. с 8 до 0,8 кгс/см2. После отпуска при 680-7200C в течен. 3-5 ч. ТВ. сниж. до 190 по Виккерсу (исходн. 180), уд. вязк. повыш. до 7,9 кгс/см2. Ферритные стали. Стали содерж-е более 16% Cr, относ. к феритн. ст. и при высокотемпер. нагреве и охлажд. не испыт. структурн. превращ. Характерн. особ-ть высокохром. ст. явл. сильн. склон. к перегреву.,т.е. к росту зерна, при t выше 1100. С увелич. р-ра зерна сниж. пластичн. и ударн. вязкость. Чем крупнее зерно в исходн. сост., чем больше погонная энерг. св., тем крупнее зерно в ОШЗ и ниже пластичн. Ферритн. ст., содерж-е ккарбидообр. элем., несколько менее склонны к росту зерна. Аустенитные стали. Ст. ауст. Кл. после закалки им. структ. ауст. В отличии от феритн. ауст. ст. практически не перегреваются. Поэт. сниж. ударн. вязк. незначительно, однако, с увелич. погонной эн., повыш. склон. к межкристалидной коррозии. На участках непосредств. прилег-их к шву и в участк. ЗТВ нагреваемой выше 5000C. Одной из мер предотвр. перегр. ст. явл. искусств. охлажд. места сварки с обратн. стороны. Металлургические хар-ки способов св. плавл-ем. Газоэлектрическая сварка. В кач. защитн. сред применяют: Ar, He, CO2, смесь Ar с 3-5% O2, Ar+ CO2+ O2, смесь Ar с 15-25% CO2, Ar с N2, Ar+ CO2+ N2 и т.д. При газоэлектр. св. происходит прямое окисление мет., а так же насыщение азотом и Н2. Насыщ. N2 возраст. до 0,16% при содерж. N2 в Ar порядка 10%. Такое легир-е N2 однофазн. ауст. сталей полезно. Поэтому примен. смесь Ar+5%N2. Смесь Ar с 5% O2 привод. к некот. окислен. элем. проволоки, наприм. Cr с 18,8 до 18,4%. Несколько интенсивнее окисл. элем. при св. в CO2. При с. в CO2 происходит. некот. науглераж. мет., что нужно учит. при св. коррозионностойких ст. Сварка под флюсом. Плавленые сварочные флюсы – это сплав окислов мет. с ферритн. солями. В одной гр. кот. преоблад. содерж. активн. окислов, а в др. фторидов. Шлаки 1-й гр. явл. активными по отношению к жидкому мет. Чем больше отношение SiO2 + MnO во флюсе, тем интенсивнее развив. FeO кремний марганцево вост. реакции. Увелич. кол-ва SiO2 при неизменном содержании MnO и FeO способствует насыщению шва кремнием. Увелич. кол-ва MnO приводит к увеличению насыщения шва Mn. Сварка покрытыми электродами Характер взаимодействия жидких шлака и мет при РДС, подобен сварки под флюсом. Для сварки высоколег. ст. применяют электроды с фтористокальцеевым покрытием, а также начинают применять электроды с рутил-фтористокальцеевым покрытием и рутил-фтористым. Преимущества рутила по сравнению с TiO2 : -рутил имеет более крупную грануляцию благодаря чему уменьшается гигроскопичность, требуется меньше связующего жидкого стекла, наличие в рутиле двуокиси циркония и более высокого содержание окислов железа тормозит реакцию перехода серы и фосфора в шов, что уменьшает технологические св-ва электродов. Кроме этого рутил содержит меньше серы по сравнению с TiO2. При сварке некоторых сталей, повышение содержания Si и С недопустимо. Иногда необходимо минимизировать выгорание Al, Ti. Для этого покрытие электродов должно быть полностью нейтральным т.е. не создавать SiO2 , а создавать только стойкие окислы Al2O3, CaO, MgO. Введение окислов железа позволяет снизить содержание углерода в шве. Склонность швов к образованию газовых включений Поры представляют собой пузырьки газа не успевшего выделиться из мет. при его отвердевании. Газами вызывающими поры в швах являются Н2, N2, окись углерода. Поры образуются чаще всего вследствие насыщения мет. Н2 из окружающей среды или азотом при содержании его в ванне выше предела растворимости. Н2 попадает в зону сварки в месте с маслом, ржавчиной, влагой. N2 при сварки высоколегированных сталей может попадать при чрезмерном легировании мет. Наличие в металле Ti, Nb, Al, ванадия обладает большим химическим средством к N2 , уменьшает вероятность образования пор. Возможность образования пор определяется так же по свободным выходам из ванны, которое определяются вязкостью шлака, под жидкотекучими шлаками вероятность пор меньше. Поглощение Н2­ мет шва при сварке и его диффузия в околошовную зону(ОШЗ) Капли электродного мет , находящиеся на торце электрода и проходящие через дуговой промежуток поглощают водород из атмосферы дуги. Атмосфера дуги- смесь паров мет и газа. Водород обычно попадает в атмосферу в виде водяных паров. При высокой температуре вода дисоциирует на Н2 и О2. С повышением температуры растворимость Н2 в мет повышается. При 3000с-0,167см/100гр напл мет, 15300-14,25 см3/100гр напл мет. При переходе в жидкое состояние 23см3/100гр напл мет растворимость Н2 в аустенитной стали в 1000 раз больше чем в низколегированной стали. Растворимость Н2 в жидком металле зависит от содержания в нам кислорода. С увеличением температуры жидкого мет растворимость Н2 сначала повышается , а затем при температуре кипения снижается до 0. Максимальная растворимость Н2 наблюдается при температуре 3700К и составляет 43см/100гр напл мет, при сварке 5-12 тыс. Н2 в дуге может находиться в атмосферном, молекулярном и ионизированном состоянии. Количество Н2 в шве определяется количеством водяных паров в атмосфере дуги; возможностью связывании атмосферного водорода в стойкие хим соединения HF, воздействием рода тока и полярности на ионизационную часть Н2 в атмосфере дуги. Разные марки электродов дают различное содержание Н2. с этой целью в электродное покрытие вводят CaF, что позволяет связать Н2 в HF, воздействием рода тока и полярности на ионизационную часть Н2 в атмосфере дуги. Разные марки электродов дают различное содержание Н2. С этой целью в электродное покрытие вводят CaF что позволяет связать Н2. С целью снижения Н2 сварку ведут на постоянном токе обратной полярности. Наиболее эффективный способ снижения Н2 в низколегированных мет прокалка электродов при температуре 500-5500с. В процессе хранения покрытие поглощает влагу из воздуха. Для предотвращения увлажнения электродов их хранят при относительной влажности не более 50%. Это условие обеспечивает хранение электродов в шкафах или термопиалах при температуре 50-1500с. При сварки в защитных газах содержание Н2. получается минимальным по сравнению с др способами сварки. Это объясняется тем, что при сварки в защитных газах голой проволокой отсутствует покрытие которое поглощает влагу. Но с увеличением влажности защитного газа содержание Н2. возрастает. С этой целью защитный газ осушают селикогелем. При уменьшении давления газа в баллоне его абсолютная влажность увеличивается следовательно увеличивается содержание Н2. в наплавленном металле. Увеличивается Н2. и с увеличением диаметра проволоки. Наименьшее содержание Н2. наблюдается при сварки на обратной полярности и при сварки неплавящимся электродом. 19 Диффузия Н2. из металла шва в околошовную зону С увеличением содержания Н2. в мет шва увеличивается склонность к образованию холодных трещин. Объясняется это тем что Н2. диффундирует в ОШЗ. Уже непосредственно в процессе сварки низкоуглеродистыми электродами Н2. диффундирует в ОШЗ. При комнатной температуре его диффузия продолжается. При сварке аустенитными сварочными материалами низко- и среднелегир сталей диффузии Н2. практически не происходит. Количество продифундированного через ОШЗ Н2. примерно прямопропорционально содержанию Н2. в наплавленном металле. Поэтому основными способами уменьшения диффузии Н2. в ОШЗ является его снижение в наплавленном мет. При сварке аустенитными материалами диффузия Н2. происходит только при высоких температурах. При сварке ферритными материалами Н2. диффундирует как в процессе сварки так и при комнатной температуре. Коэффициент диффузии Н2. в стали типа 18-10, на семь порядков ниже чем в железе. На практике встречаются следующие случаи диффузии Н2. из шва в ОШЗ: 1 Коэффициент диффузии для мет шва и ОШЗ равны. Такое положение обычно наблюдается когда мет шва по хим составу идентичен основному мет. Поскольку коэффициенты диффузии равны то в течении некоторого времени после сварки приток Н2. из шва в ОШЗ, вблизи линии сплавлении и отток Н2. из ОШЗ в глубь мет будут примерно равны, поэтому максимальная концентрация Н2. в ОШЗ в близи линии сплавления сразу после сварки будет равна половине начальной концентрации Н2. в мет шва. Далее с течением времени Н2. з мет шва будет выделяться в атмосферу и в ОШЗ, а из ОЩЗ в глубь основного мет. Кроме того, часть диффузионного Н2. попадает в микропустоты мет шва и основного мет, образуя там молекулярный остаточный водород, поэтому в ЗТВ может быть более высокое содержание остаточного Н2. чем в основном мет. 2 Коэффициент диффузии Н2. в мет шва на 1-2 порядка выше чем в ОШЗ. Такое наблюдается при сварке среднелегированными сварочными материалами. В следствие того, что коэф-т диффузии Н2. в шве выше чем в ОШЗ приток Н2. из шва в ОШЗ будет больше чем Н2. из ОШЗ в основной мет. В течении некоторого времени после сварки Н2. будет поступать из шва в ОШЗ, а ОШЗ будет служить барьером для Н2. т.о. концентрация диффузионного Н2. в ОШЗ в близи линии сплавления с течением времени повышается. Максимальная концентрация Н2. вблизи линии сплавления может достигнуть 80% начальной концентрации Н2. в мет шва. 3 Коэф-т диффузии Н2. в мет шва при температуре близкой к комнатной на 5-7 порядков меньше чем в ОШЗ. Такое положение имеет место при сварке аустенитными сварочными материалами малоуглерод низколег и среднелегир сталей. Из аустенитного шва Н2. диффундирует в ОШЗ в процессе сварки и при температуре выше 5000с. Считается что при 3000с Н2. вообще диффундирует з шва. В ОШЗ на границе сплавления, концентрация дифундируемого Н2. начинает снижаться сразу после охлаждения до температуры 400-3000с т.к при более низких температурах Н2.из шва не поступает в ОШЗ, а из ОШЗ Н2. диффундирует в глубь основного металла. Поэтому максимальная концентрация диф Н2. в ОШЗ вблизи линии сплавления, при сварке аустенитными сварочными материалами наблюдается сразу после сварки и достигает 15-30% начальной концентрации Н2. в шве. В дальнейшем, при комнатной температуре перераспределяется только от диффузионного Н2. который проник в ОШЗ. Рассмотрение 3 случаев диффундирования Н2. из шва в ОШЗ показывает что важным способом уменьшения содержания диффузионного Н2. в ЗТВ, является правильный выбор сварочных материалов. Для уменьшения диффузионного Н2. в ЗТВ целесообразно выбирать сварочные материалы имеющие меньший коэффициент диффундирования Н2. в мет шва по сравнению с ЗТВ. Сварка теплоустойчивых сталей Свариваемость теплоустойчивых сталей При сварке сталей плавлением в Ме сварного соединения происходит ряд процессов: нагрев, плавление, кристаллизация, фазовые превращения, структурные изменения, упругие и пластические деформации, диффузия элементов и т.д. Все эти процессы приводят к получению св. соединений в той или иной степени отличающуюся от основного Ме по мех свойствам, хим составу, структуре, сопротивление хрупкому разрушению, длительной прочности, ползучести коррозионной стойкости и т.д. Поэтому под свариваемостью понимают сопротивляемость Ме шва и ОШЗ образованию трещин и степень соответствия свойств сварных соединений относительным свойствам основного Ме. Наибольшей трудностью при сварке теплоустойчивых сталей является обеспечение стойкости против образования холодных трещин. Под холодными трещинами принято понимать трещины образующиеся в сварных соединениях ниже 200˚С, так в процессе сварки, так и по истечению некоторого времени. Хол трещины в св-ных соединениях отсутствуют когда wохл≤wдоп, где wохл скорость охлажден Ме сварного соединения в интервале температур min устойчивости аустенита; wдоп допустимая скорость охлаждения. Скорость охлаждения при сварке определяет структуру Ме ЗТВ и шва, и поэтому оказывает существенное влияние на образование холодных трещин. Во многих случаях отношение wохл≤wдоп гарантирует устойчивость сварных соединений против образования холодных трещин. Однако wохл не является единственным фактором влияющим на процесс образования холодных трещин. На процесс образования холодных трещин одновременно влияют 3 фактора: структурный, водородный и силовой + температурный и масштабный. К теплоустойчивым сталям относятся стали работающие при температурах до 580 ˚С с целью повышения жаропрочности используют 2 вида структурного упрочнения: 1) Образование твердого раствора с введением элементов повышающих температуру рекристаллизации и снижающих интенсивность диффузионных процессов 2) получение высокодисперсной смеси фаз путем закалки и последующего отпуска. При 1-м виде используют Cr, Mo, W, при 2-м карбиды Nb, V, Ti. Mn не применяют для легированной стали работающей выше 350˚С, т.к. сталь приобретает тепловую хрупкость. Существуют понятие оптимальные и допустимые скорости охлаждения. При малой скорости охлаждения в ЗТВ наблюдается значительный рост зерна в структуре появляется феррит, что приводит к невысокой твердости. При большей скорости охлаждения структура ЗТВ мартенситная, что так же снижает пластичность. При сварке термоупрочненных сталей в сварном соединении появляется мягкая прослойка, которая находится на участке высокого отпуска и неполной перекристаллизации. Наличие мягкой прослойки снижает длительную прочность. Для увеличения сопротивляемости ЗТВ хрупким разрушением сварку теплоустойчивых сталей желательно выполнять на малой погонной энергии. Уменьшение погонной энергии приводит к увеличению скорости охлаждения, поэтому сварку следует выполнять на такой погонной энергии при которой обеспечивалась бы и оптимальная скорость охлаждения. Влияние хладноломкости Критическая температура хрупкости теплоустойчивых сталей находится в диапазоне -10..+150˚С, поэтому при охлаждении сварных соединений до комнатной температуры металл шва и ЗТВ перейдет из вязкого состояния в хрупкое и наоборот при сварке с подогревом равным критической температуре хрупкости металл шва и ЗТВ будут находиться в вязком состоянии в процессе сварки. Для предотвращения образования трещин по механизму хладноломкости металл шва и ЗТВ должен находиться в вязком состоянии и температура до которой можно охладить сварное соединение после сварки должна быть равна критической температуре хрупкости с учетом толщины Ме. Влияние синеломкости Снижение пластичности и вязкости при одновременном повышении прочности при деформировании Ме в температурном интервале синего цвета побежалости (250-350˚С) принято называть синеломкостью. Степень охрупчивания для синеломкости зависит от температуры и скорости деформирования. С увеличением скорости деформации мах хрупкости сдвигается в диапазон более высоких температур. При сварке скорость деформации Ме шва и ЗТВ в первом приближении прямопропорционально скорости охлаждения и коэффициенту линейного расширения. Синеломкость в основном обуславливается азотом и наиболее сильно проявляется при его содержании в растворе 0,01% т.е. повышенная скорость Ме шва к синеломкости может вызвать образование холодных трещин при сварке с высокотемпературным подогревом. Влияние термического старения До недавнего времени с целью исключения подкалочных структур сварку теплоустойчивых сталей выполняли с предварительным подогревом до 400˚С, что часто приводило к охрупчиванию шва и ЗТВ вследствие термического старения. Термическое старение вызывает N, C, O, находящиеся в твердом растворе. При нагреве Ме выше точки Ас3 атомы внедрения N, C, O переходят в твердый раствор. Выдержка при температуре 300-350˚С способствует их выделению из твердого раствора в виде нитридов, карбидов и окислов, которые блокируют плоскости скольжения. Это приводит к повышению предела текучести и хрупкости. Для предотвращения возможного образования холодных трещин вызываемых синеломкостью и термическим старением температура при которой можно в течение длительного времени подогревать сварное соединение не должна быть выше нижней границы температурного интервала синеломкости и нижней границы термического старения. Из 2-х значений выбирают меньшее. Влияние водорода: С увеличением содержания водорода уменьшается способность Ме к пластической деформации. Принято подразделять водород на диффузионный и остаточный. Хрупкость вызывает диффузионный водород с увеличением содержания водорода до 8 гр/см3 в 6-12раз уменьшается работа зарождения трещин. Водородную хрупкость можно уменьшить снижением скорости охлаждения, температурой сопутствующего подогрева, проведением отдыха сварных соединений. Отдых сварных соединений: Свойства шва и ЗТВ в значительной степени зависит от времени и условий вылеживания их после сварки. Сразу после сварки (1-3ч) пластичность относительно низкая, однако через 3-10 суток при вылеживании их при комнатной температуре происходит повышение пластичности и вязкости. В процессе отдыха не происходит фазовых превращений имеют место лишь диффузионные и релаксационные процессы вызывающие переход пластических деформаций с границ зерен на тело зерна. Это приводит к существенному повышению пластичности и сопротивляемости образований холодных трещин. Сварное соединение после сварки следует охлаждать не до комнатной температуры, а до температуры равной критической температуре хрупкости и при этой т-ре удерживать изделие некоторое время, причем т-ра отдыха должна быть ниже нижней границы интервала термического старения. Охрупчивание Ме шва и ЗТВ при термической обработке: Для обеспечения требуемой работоспособности сварные соединения теплоустойчивых сталей необходимо подвергать высокому отпуску. При выборе оптимальной т-ры и продолжительности высокого отпуска необходимо учитывать возможность охрупчивания Ме шва. Теплоустойчивые стали содержащие V и Nb склонны к дисперсионному твердению при сварке интерметаллидов V и Nb-я. 10Х1М+Ф, Nb 15Х5М+ Ф, Nb Стали содержащие содержащие V и Nb склонны к Процесс выделения карбидов и интерметаллидов происходит в 3 стадии: 1)Стадия предвыделения карбидов и интерметаллидов. Выделяющиеся дисперсные частицы сохраняют связь с матрицей вокруг зародышей новой фазы значительно искажается кристаллическая решетка матрицы, в ней появляются высокие внутренние напряжения. На этой стадии наблюдается наибольшее упрочнение Ме и наибольшее снижение пластический свойств. 2)Выделение новой фазы с разрывом связи с матрицей и как результат некоторым снижение напряжений в кристаллической решетке матрицы. 3)Коагуляция и растворение карбидов и интерметаллидов, а так же полное снятие искажений кристаллической решетки. На 2-й и 3-й стадиях наблюдается снижение прочности и значительное повышение пластичности и отпуска процесс выделения карбидов и интерметаллидов находится в основном на 1-й стадии. Для предотвращения возможного охрупчивания шва и ЗТВ высокий отпуск следует проводить при температуре большей чем температура дисперсионного твердения. Кроме этого в Ме шва следует ограничить содержание С, V и Nb-я (применение мягкой наплавки). Выбор рациональной технологии сварки: Сопротивление образованию холодных трещин теплоустойчивых сталей определяется следующими параметрами технологии сварки: 1)термическим циклом сварки 2)температурой сопутствующего подогрева 3)содержанием диффузионного водорода 4)отдыхом сварных соединений 5)термической обработкой сварных соединений. Для получения наиболее высокой вязкости и пластичности сварку следует выполнять при оптимальной скорости охлаждения. Оптимальную скорость охлаждения наиболее удобно задавать регламентированием погонной энергии. Характеристики жаропрочности сварных соединений. Жаропрочность – это способность металла сопротивляться пластическому деформированию и разрушению под действием длительного нагружения при высоких температурах. Под жаростойкостью понимают способность материала противостоять химическому разрушению, поверхности под действием окисления газовой среды при высоких температурах. Основные характеристики жаропрочности являются: 1)сопротивление ползучести. 2)длительная прочность и пластичность. Длительная прочность – это предел прочности при данной длительности испытания или напряжения невызывающие разрушения при данной продолжительности воздействия нагрузки и заданной температуры. Ползучесть – это способность образца деформироваться во времени, под действием постоянной по величине нагрузки. Если металлы имеют однотипную кристаллическую решетку, то чем выше температура плавления, то до более высоких температур сохраняется их прочность. Жаропрочность тем выше, чем выше температура рекристаллизации. Легирующие элементы имеющие высокую температуру рекристаллизации повышают температуру рекристаллизации твердого раствора и его прочность. Температура рекристаллизации является верхней границей применения сталей и сплавов. Из промышленно используемых материалов наименьшую жаропрочность имеет алюминиевые сплавы до250гр., наибольшую сплавы молибдена до 1000 гр. Влияние структуры и свойств стали на жаропрочность. Жаропрочные свойства могут быть улучшены легированием, термообработкой которые обеспечивают оптимальную структуру. При благоприятном сочетании этих факторов температура рекристаллизации может быть повышена от 0.2 Тпл до 0.7Тпл для концентрированных твердых растворов. Для работы при высоких температурах используют два основных принципа упрочнения металла: а)образование твердого раствора с введением элементов повышающих температуру рекристаллизации и снижающих интенсивность диффузионных процессов; б) получение высокодисперсной смеси фаз путем закалки многокомпонентного сплава на пересыщенный однофазный твердый раствор и последовательный отпуск приводящий к выделению мелкодисперсных фаз. Жаропрочность зависит от аллотропической модификации метала, сплавы с гцк решеткой обладают большей жаропрочностью, чем сплавы того же состава с оцк решеткой. Упрочнение за счет легирования твердого раствора значительно ослабляется при нагреве выше 0.6 Тпл, поэтому для более высоких температур применяют сплавы, обработанные на пересыщенном твердом растворе. Степень упрочнения зависит от размеров выделяющихся фаз и их стабильности при высоких температурах. Для кратковременной работы желательно иметь в сплаве высокодисперсное распределение второй фазы. В условиях длительной работы высокое содержание второй фазы неизбежно вызовет ее коагуляцию и уменьшение прочности сплавов. Поэтому для сплавов предназначенных для длительной рабаты применяют материалы с меньшем количеством избыточной фазы. Используют два вида структурного упрочнения: а)карбидное; б)интерметалидное. При реализации карбидного упрочнения для сталей с решеткой Fe применяют Cr, Mo, ванадий, ниобий. В аустенитных сталях: хром, молибден, вольфрам, ниобий, бром. В сплавах на никелевой основе и аусненитных сплавах, повышенной жаропрочности используют интерметалидное упрочнение. Этот вид упрочнения более стабилен, чем карбидное. Новым видом упрочнения является упрочнение фазами-Лависа, которая описывается формулой АВ2. В состав фаз Лависа, в качестве элемента А входит: молибден, ниобий, титан и вольфрам, а в элемент В железо, хром. Свариваемые жаропрочные стали. В качестве жаропрочных, т.е работающих под нагрузкой, при протекании процессов высокотемпературной ползучести аустенитнве стали применяют до 550 град. В элементах подверженных лишь высоким температурам аустенитные стали применяют до 900 град. По типу легирования и характеру упрочнения аустенитные стали разделяют на две группы: 1) гомогенные (не упрочняемые Т.О.) 2) упрочняемые Т.О. Гомогенные стали (Х18Н10Т) удовлетворительно свариваются аустенитна-феритными материалами. Длительная выдержка этих сталей при температуре 500-650 град ведет к их охрупчиванию из-за образования сигмо-фазы. Термически упрочняемые аустенитные стали (Х16Н35В3Т) построены по принципу интерметалидного упрочнения. Они облодают ограниченной свариваемостью, которые обусловлено повышенной склонностью к образованию горячих трещин и околошовному растрескиванию. Одним из существенных факторов влияющих на уменьшение околошовного растрескивания является уменьшение размера зерна основного металла. Это объясняется снижением относительной повреждаемостью границ зерен ОШЗ, за счет уменьшение величины межзеренного сдвига. Жаропрочность сварных швов. При сварке аустенитных сталей из-за опасности образования горячих трещин химический состав шва существенно отличается от основного металла. Для уменьшения склонности двухфазных швов к охрупчиванию при температуре 500-650 град верхний предел содержания феррита ограничен 5%, и проводят аустенизирующую Т.О. Для предупреждения охрупчивания швов имеющих большое количество ферритной фазы, необходимо ограничевать их пребывание при температурах сигма образования и 475 град хрупкостью. В частности не рекомендуется делать отжиг для снятия напряжений. Для сварки многослойных швов следует обеспечивать их послойное охлаждение. Склонность к тепловому охрупчиванию Изменение свойств аустенитно-феритных швов можно объяснить 475 град хрупкостью и сигмо охрупчиванием. Снижение пластичности и вязкости проявляется при выдержке в температурных интервалах 300-500 и 550-900 град. Снижение пластичности при 300-500 град начинает проявляться при содержании ферритной фазы 8-10%. При содержании 15-20% пластичность резко снижается, даже при выдержки в течении 10 часов. Снятие эффекта охрупчивания можно осуществить кратковременным нагревом до 550 град. В области температур 550-900 град двухфазный аустенитно-ферритный металл охрупчивается из-за образования сигмо фазы. Устранить ее можно также кратковременным нагревом до 950 град. Свариваемые сплавы на никелевой основе. Сплавы на никелевой основе разделены на 3 группы: 1 не упрочняемые ХН77 2 умеренно упрочняемые ХН77Т 3 интенсивно упрочняемые ХН77ТЮ 2 и 3 группы имеют интерметаллидное упрочнение. Сплавы 1 группы свариваются проволоками того же хим. состава. Сплавы 2 и 3 групп склонны к образованию трещин околошовной зоны. Как при сварке, так и при термической обработке высокотемпературной эксплуатации. Склонность к растрескиванию тем выше, чем больше упрочняющих элементов Ti, Al… Растрескивание можно уменьшить: 1 за счет легирования молибденом, вольфрамом 2 за счет применения сплавов полученных специальной меттолургией 3 уменьшением размера зерна 4 сваркой на малых погонных энергиях (электронно-лучевая сварка) Околошовные растрескивания вызываются выдержкой в диапазоне температур 650-900С. В этом интервале идет образование интерметаллидов и карбидов, что приводит к резкому упрочнению тела зерна. Поэтому нагрев при термической обработке в этом интервале температур следует производить со скоростью не менее 28С в минуту. Меньшей склонностью к растрескиванию обладают сплавы, легированные ниобием, т.к. интерметаллиды с ниобием обладают меньшей скоростью образования. Эти сплавы обладают высокой склонностью к горячим трещинам. Повышается технологическая прочность за счет легирования молибденом и вольфрамом. Оптимальными пределами легирования являются: молибден – 9-10%, вольфрам – 2-3%, титан – 1,25-1,5%, Al – 0,6-0.7% Мах длительная прочность сплава Х15Н остальное М13ВТ1Ю следует обратная аустенизация 1170С – 3 часа, охлаждение до1000С – выдержка 4 часа, охлаждение до 900С – выдержка 8 часов, охлаждение до 850С – выдержка 15 часов. Сварка сталей в криогенном машиностроении Криогенными считаются температуры ниже 100С. Кислород сжижается -183С, азот -196С, водород -253С, гелий -269С. Для изделий работающих до -100С применяют стали с ОЦК решеткой, а для более низких температур необходимо применять стали с ГЦК решеткой. Стали с ОЦК решеткой при низких температурах разрушаются хрупко. Аустенитно-ферритные стали, с содержанием до 12% феррита обладают удовлетворительными свойствами при низких температурах. Такие стали используют до -196С. При > низких температурах необходимо использовать стабильно аустенитные стали. Отсутствие мартенситного превращения должно быть обеспечено не только при охлаждении стали до рабочей температуры, но и при деформировании её при этих температурах. Сварка коррозионно-стойких сталей Коррозия – самопроизвольное разрушение металлов в следствие хим. или электрохим. гетерогенной реакции. По механизму разрушения мет. коррозия может быть хим. или электрохим. Хим. коррозия характеризуется образованием хим. соединений при взаимодействии металла с агрегатной средой без появления эл.тока (окалинообразование при высоких температурах). Окалиностойкость повышает: хром, кремний, Al. Легирование идет совместно, например, стали с содержанием храма 25% и Al 5% сохраняет окалиностойкость до1300С. Электрохим коррозия – растворение металла в электролитах с появлением эл.тока. Электролитами могут быть различные кислоты, их водные растворы, щелочи и их растворы, растворы солей в воде, а также вода с растворенным воздухом. Коррозия возможна в том случае, если металл погружают в электролит, обладающий макро или микро неоднородностью по хим. составу, физико-хим. свойствам, вследствие чего одни его места будут обладать <, а другие > электрохим. потенциалом. Участки металла с > низким потенциалом оказываются анодами и растворяются. Скорость коррозии оценивается по 5 бальной шкале: 1балл – 0,1 мм в год, 2 – 0,1-1 мм в год, 3 – 1-3 мм в год, 4 – 3-10 мм в год, 5 – > 10 мм в год. При выборе материала для конструкции следует ориентироваться на 1 балл. По локализации коррозионного процесса различают равномерную и сосредоточенную коррозию. Сосредоточенная коррозия бывает межкристаллитной (коррозия по границам зерен), структурной (преимущественное растворение одной из фаз), точечной (локализована в отдельных точках и распространена вглубь металла). Межкристаллитная коррозия – наиболее опасный вид коррозии. Ей подвергаются металлы, имеющие однофазную структуру. Склонность к МКК возникает при нагреве аустенитных сталей в диапазоне 400-800С, а ферритных 900С. МКК вызывается углеродом. Устранить МКК можно проведением аустенизации (это нагрев до 950-1150С и быстрое охлаждение). Металлургические средства борьбы: снижение содержания углерода, легирование титаном и ниобием, создание аустенитно-ферритной структуры. В присутствии феррита общая протяженность границ зерен увеличивается, а количество выделившегося в виде карбидов углерода с одной площади поверхности уменьшается, т.е. степень обеднения границ зерен Cr уменьшается.