Материал: Сварка и свариваемые материалы. Свариваемость материалов
ному металлу состав (табл. 20.2). Для компенсации потерь упрочняющих элементов при выгорании их содержание может быть увеличено по сравнению со свариваемой сталью [1].
К достаточно распространенным способам дуговой сварки следует отнести ручную штучными электродами с покрытием и автоматическую под слоем флюса. Имеется ряд работ о воз можности получения качественных сварных соединений при ис пользовании самозащи.тной порошковой проволоки или сварке в углекислом газе [3, 4].
Весьма перспективно применение лазерной сварки, позво ляющей получить соединения с большей стойкостью против коррозионного растрескивания, чем при ЭЛС и АДС.
20.3.2. Способы сварки давлением
Контактная стыковая сварка сопротивлением весьма подходит для соединения мартенситно-стареющих сталей. Этот способ с успехом применяется, когда необходимо получить более или менее одинаковые сварные детали, и он очень удобен при про ведении предварительных опытов по нахождению оптимальных условий сварки.
Наиболее широко распространена контактная точечная сварка. Сравнительно мягкий и пластичный мартенсит предот вращает преждевременное разрушение по присущему этому типу соединений концентратору напряжений, что наблюдается при сварке обычной высокопрочной стали.
Для изготовления единичных деталей применяется диффузи онная сварка и сварка взрывом. Для определенных деталей перспективна сварка трением.
20.3.3. Меры предотвращения дефектов
Для предотвращения пористости при сварке все материалы и агрегаты должны быть скрупулезно чистыми. Детали, изготов ленные резанием с использованием СОЖ, необходимо обезжи рить, а затем промыть горячей водой для удаления натрийсо держащих веществ на свариваемых кромках, вызывающих пористость и интенсивное разбрызгивание. Для снижения кон центрации растворенных элементов и получения более глад кого сварного шва кромки листа должны быть по возможности скошены.
Особое внимание следует уделять закреплению и установке свариваемого изделия в приспособлении. При некачественной подгонке сварочных стыков, когда зазоры в корневой части со ставляют около 1,6 мм, предотвращение горячих трещин пред ставляет серьезную проблему. Особо подвержены растрескива нию при кристаллизации угловые швы, поскольку проплавление
более тонкой пластины увеличивает ширину зазора между сва рочными кромками, тем самым задерживая кристаллизацию центральной части шва. Сопротивляемость горячим трещинам можно повысить увеличением коэффициента формы шва, что достигается переходом от однопроходной к двухпроходной сварке, увеличением угла разделки кромок и изменением со става защитного газа. Сварка на пониженных токах также спо собствует устранению трещин вследствие перехода от швов с во гнутой формой к выпуклой.
Для предупреждения формирования по высоте сварного шва осевого столба кристаллитов и возникновения древовидного из лома при многопроходной сварке следует стремиться к щеле вой разделке кромок. Целесообразно также менять от слоя к слою направление сварки, что дезориентирует структуру ме талла шва, снижая чувствительность к горячим трещинам и об разованию дендритного излома. Этим же целям служит и сварка на оптимальных скоростях, приводящая к смене ячеи стой на дендритную структуру металла шва.
Для предотвращения холодных трещин следует ограничи вать содержание Н в соединении менее 0,5—0,8 см3/100 г. Это достигают как проведением-обезводороживающего отжига ос новного металла и сварочной проволоки, так и отпуска или старения после сварки в интервале 300—540 °С. Следует тща тельно контролировать проведение многопроходной сварки, до биваясь отсутствия мартенситного превращения в нижележа щих слоях перед выполнением последующих слоев (сварка с предварительным и сопутствующим подогревом, регулирова ние термического цикла сварки и др.). Это уменьшает уровень максимальных напряжений I и II рода и предотвращает кар бидные выделения в корне шва, являющиеся местами аккуму ляции водорода и зарождения холодных трещин.
Для гомогенизации и измельчения структуры металла шва перед окончательной термообработкой целесообразно прово дить нормализацию с температур 1000—1050 °С. Это позволяет получать соединения с близкими к основному металлу пласти ческими и вязкими свойствами.
20.3.4. М ехан и чески е свойства сва р н ы х соединений
Проведение после сварки упрочняющей термообработки делает сварное соединение равнопрочным основному металлу в случае идентичности химического состава. Однако небольшое сниже ние пластичности и вязкости металла шва может определить возникновение хрупкого разрушения, когда в условиях высоко прочного состояния уровень данных показателей для основного металла близок к минимально допустимым. Поэтому уровень прочности металла шва обычно не стремятся повысить сверх
зоз
ов-1700 МПа. В тех случаях, когда для обеспечения работоспо собности конструкции важна ударная вязкость, применяют сварку без последующей термообработки. При этом предел прочности соединений близок ов-Ю00 МПа при KCU = = 1 МДж/м2. При многослойной сварке применяют подогрев, предотвращающий охлаждение наплавленных слоев ниже тем ператур у—a -превращения с явлением подстаривания. В про тивном случае старение мартенсита нижних слоев сопровожда ется возрастанием прочности и твердости и снижением вязкости металла шва. При этом достигается комплекс механических свойств, промежуточный между свойствами закаленного и тер моупрочненного состояния. Для ряда мартенситно-стареющих сталей повышения надежности сварных соединений достигают отказом от проведения старения после сварки или применяют подстаривание при более низкой температуре (~350 °С) для ограничения уровня прочности металла шва и околошовной зоны.
20.3.5. Служебные свойства сварных соединений
Температура эксплуатации мартенситно-стареющих сталей не превосходит 400 °С в связи с явлениями старения и перестаривания. Высокая хладностойкость позволяет успешно эксплуати ровать сварные изделия до температур —70------100 °С, а из от дельных марок стали и при криогенных температурах. Важней шее свойство сварных изделий — высокая несущая способность при приложении статических нагрузок, в том числе и при нали чии концентраторов напряжений. Это не касается конструкций, работающих в условиях вибрационных нагрузок, где преиму ществ по сравнению с высокопрочными низколегированными сталями не наблюдалось. При о0,23*1400 МПа в ряде случаен отмечалось ускоренное развитие трещин в сварных соединениях. Другим перспективным направлением использования мартенсит но-стареющих сталей является износостойкая наплавка.
Глава 21. ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫЕ СПЛАВЫ НА НИКЕЛЕВОЙ ОСНОВЕ (Якушин Б. Ф.)
21.1. Состав, структура и назначение
Высоколегированные сплавы никеля обладают наряду с высокой жаро прочностью и окалиностойкостью значительной коррозионной стойкостью в газовых, соляных и жидкометаллических средах и могут эксплуатиро ваться до температур 1000—1100°С (табл. 21.1). Никелевые сплавы делят на две группы: гомогенные нетермоупрочняемые и гетерогенные термоупроч няемые дисперсионным твердением [1, 2].
Термоупрочняемые гетерогенные сплавы никеля могут иметь несколько исходных состояний. В закаленном состоянии сплавы имеют наименьшую жаропрочность, но наибольшую пластичность (в том числе штампуемость и другие технологические свойства). В дисперсно-упрочненном (состарен ном) состоянии пластичность минимальна, а жаропрочность максимальна и зависит от объема, химического состава и морфологии, упрочняющих фаз.
Главная роль в обеспечении жаропрочности никелевых сплавов принад
лежит |
у/_Фазе, общее |
количество которой пропорционально |
содержанию |
|||||||
Ti+Al |
или Nb-fAl. При 2(Ti, |
А1) > 8 % |
доля у^Ф331*1 достигает |
60% |
(по |
|||||
массе). |
Под у'-фазой понимают |
интермета'ллиды |
типа Ni3 (Ti, |
Al), |
Ni3Al, |
|||||
Ni3(Nb, Al), имеющие ГЦК решетку. Они когерентны, |
выделяются |
в |
объеме |
|||||||
матрицы при старении |
и обеспечивают |
дисперсное |
твердение |
сплава. |
так |
|||||
В |
комплексно-легированных |
сплавах |
у'-фаза |
имеет сложный |
состав, |
|||||
как никель и алюминий могут замещаться другими элементами. Положитель ное влияние на механические свойства у'-фазы состоит в том, что, выделяясь в объемах зерен при температурах 600—950 °С в виде большого числа коге рентных мелкодисперсных частиц, она создает эффективные барьеры для движения дислокаций. В то же время у'-фаза значительно пластичнее кар бидов, а прочность ее возрастает с увеличением температуры.
Наряду с основными фазами возможно образование ряда побочных некогерентных фаз, которые, выделяясь по границам зерен вследствие сегре
гации |
или ликвации, приводят |
к охрупчиванию сплавов: т]-фаза (Ni3Ti), |
|||
a-фаза |
(FeCr), |
карбиды (Ме23Сб и МевС), бориды (Ме3В2). |
температурах) |
||
В |
перестаренном состоянии |
(старение |
при повышенных |
||
сплавы |
имеют |
промежуточные |
значения |
жаропрочности и |
пластичности |
вследствие коагуляции упрочняющих фаз.
21.2. Свариваемость никелевых сплавов
21.2.1. Структура, свойства металла шва и зоны термического влияния
Первичная структура металла шва высоколегированных нике левых сплавов формируется путем зарождения на подложке — оплавленных зернах основного металла — укрупненных столб чатых кристаллитов, конкурентный рост которых приводит к выклиниванию других, неблагоприятно ориентированных кристаллитов и прекращению их роста. Эта особенность одно фазной кристаллизации приводит к резкому укрупнению кри сталлитов в швах и является первым фактором понижения сва риваемости. Второй фактор — высокий уровень легирования рас плава; он обусловливает в литом металле на периферии шва ячеисто-дендритный и дендритный (в центре) тип субструк туры со значительно выраженной ликвационной неоднород ностью (табл. 21.2) [31.
Основное следствие ликвации — неоднородность химического состава, приводящая к образованию в шве менее эффективных интерметаллидных фаз по сравнению с фазами в основном металле. Так, в результате преимущественной ликвации титана в зонах ликвации будет при старении выделяться фаза NiaTi, обладающая меньшей жаропрочностью и тугоплавкостью, чем у'-фаза [4]. Третий фактор — транскристаллитность швов, в цен-
