Сварка в машиностроении.Том 2 (1041437), страница 40
Текст из файла (страница 40)
С., капкин В. П. Сварка труб поверхностей нагрева из перлитных сталей с продувкой газом прн оплавлении. Усовершенствование технологии и оборудования для сварки давлением элементов поверхностей нагрева котельных агрегатов.— Сб. статей № 74. М., ЦНИИТМЛШ, 1967, с. 5 — 23. 5. Герман С. И.
Электродуговая сварка теплоустойчивых сталей перлитного класса. М., Машгпз, 1963. 205 с. 6, Земзин В. Н., Френкель Л, д. Сварные конструкции паровых и !азовых турбин. М., Машгиз, 1962. 223 с. 7. Земзин В. Н. Жаропрочность сварных соединений. М., «Машиностроение», !972. 2?О с. 8. Русинова И. Н., Баженов В. В. Свойства сварных соединений стали 15Х1М1Ф после нормализации и отпуска. — «Сварочное производство», 1976, № 1О, с. 23 — 24, Д,лительность оплавления принимают ич расчета обеспечения средней скорости оплавления 0,75 — 1,25 мм/с.
Конечная скорость оплавления должна возрастать для пеплитных сталей в 3 — 4 раза по сравнению со средней, а для труб из высоколегированных сталей в 5 — 6 раз. Общий припуск на осадку должен составлять (1,0 — 1„5) б, а припуск на осадку под током — 0,5 — 0,8 общего грипуска на осадку. Скорость осадки рекомендуется для труб из стали 12Х1МФ и 15Х1М1Ф не менсе 30 мм/с, а для труб из сталей 12Х2МФСР и 12Х2МФБ не менее 60 мм?с.
Для уменьшения внутреннего грата в некоторых случаях во время сварки продувают трубы азотом или азотно-водородной смесью под избыточным давлением около 1 кгс/см'. При этом в связи с охлаждающим действием газа на зону стыка режимы сварки труб поверхностей нагрева следует корректировать с увели 1еннем времени сварки и припуска на оплавление 14].
Стыки труб из сталей 12Х1МФ и 15Х1М1Ф мало восприимчивы к закалке и термической обработке после сварки их можно не подвергать [2]. Кратковременному отпуску следует подвергать стыки труб из сталей 12Х2МФБ (750 -~ 10«С в течение 1Π— 20 мин).
Глава 8 СВАРКА ВЫСОКОХРОМИСТЫХ МАРТЕНСИТНЫХ, МАРТЕНСИТНО- ФЕРРИТНЫХ И ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ основныв свойствл и кллссиФиклция 200 70 20 50 40 50 80 70 80 Ст % Хром от температуры плавления до низких температур имеет решетку объемноцентрированного куба, изоморфную сс-железу, В связи с этим легирование железа хромом сужает область у-растворов.
Диаграмма состояния Ре — Сг приведена на рис. 1. По влиянию хрома на положение у-области на диаграмме состояния сплавов Ге — Сг, а также хромистых сталей, содержащих углерод, условно можно выделить стали: 1) с 7 = а превращением; 2) без у = а превращения; 3) с частич- 1 ным превращением. При наличии в растворе около —.
атомов Сг( 12айСг по 8 массе) поверхностная пленка, возникающая при окислении, приводит к пассивацяи этой поверхности. Сталь становится коррозионно-стойкой при относительно невысокой температу- > ре. Для обеспечения окалиностой- 1800 ?580 кости при более высоких темпера- 22 0« + )(( турах (800 — 1!00'С) относительная 7400 ?505 массовая доля хрома в сталях должна быть увеличена (примерно до ыо~ е 2 + , 30%) Для обеспечения коррозион- ?ООО ной стойкости применительно к 82 различным агрессивным средам 800 8~0 концентрация хрома в сталях мо- б 7 - -еу+д' Ь' ст+ст ' жег быть различной.
Хром по от- 000 2Р ношению к кислороду обладает не- 400 % сколько большим сродством, чем .О езр железо, и образует окисел СгзОз с высокой температурой плавле- "Ф иия. Хром также обладает большим сродством к углероду, чем железо, и является карбидообразующим элементом. Он может входить Рис. 1. Диаграмма состояния Ре — Сг В состав карбидов типа (Ре, Сг)з С, ио также образует карбиды типов Сг?Сз и Сга,С„иногда с частичной заменой атомов хрома другими атомами, в частности железа, напРимеР (Сг, Ре),чСа.
КаРбиды хРома ЯвлЯютсЯ теРмически более стойкими, чем карбиды железа; они растворяются медленнее и при более высоких температурах. В связи с этим для гомогенизации твердых раствоРов ге — Сг — С требуется более высокая температура и более длительная выдержка (рис. 2).
температурная область существования у-растворов в хромистых сталях ~~меняется в зависимости от содержания в них хрома и углерода (рис. 3), хотя она зависит и от содержания в сплаве других элементов, но в меныпей степени. Хромистые стали при содержании С < 0,1% и Сг > 15 —: 16",4 не имеют у-фазы при любых температурах от комнатной до температуры плавления и являются ферритными. 161 Основные свойства и классификация 160 Сварка высокохрол1игтых сталей Хром в сталях в связи с замедлением процессов распада у а значительно снижас"г критнчгские скорости охлаждения. Поэтому мартенспт в хромистых сталях может быть получен в результате бездиффузионпого превращения аустенита, при содержании углерода значительно меныпем, чем в пелегированиых углеро; истых сталях (рис.
4). При более высоком содержании хрома (рис. 4, в) т,'О 500 ООО 1100 200 ЗОО 100 О Оо4 08 12 Ы 0% О 75О г50 устойчивость аустенита настолько высока, что даже при температуре его наименьшей устойчивости ( 700* С) для его распада требуется около 300 с !3). При непрерывном охлаждении (в условиях сварки) даже небольшие скорости охлаждения (около 0,2'С/с) в области температур 800 — 650' С приводят к получению пол- 7оС 200 10' 10' 10з т та' 1Е' М' 10" а/ 5) ой 1 о0 а оот 3 40оо 108 Рис. 4, Диаграммы изотермнческого преврицения хромистых сталей с различ. ным содержанием хрома: а — 04% С и 0% Сьз Π— 0,4% С и Зэо/ Сп в — 01!% С и 122о~о~ Сг постыл мартенситной структуры. Оптимальные механические свойства, т.
е. высокая прочность при достаточно высокой пластичности, достигается для таких хромистых сталей после двойной термической обработки — закалки и высокого отпуска. Высоколегированные лромистые стали (обычно с содержанием 10,5 — 12во Сг) при дополнительном легировапии молибденом, вольфрамом, ниобием и ванадием Рис. 2.
Зависимость твердости хромистой стали от температуры и концентрации углерода: / — 12 о/о СОЗ 0,35% С; 2 — 12% СГ О 12% С' о 12о1', Сг; 0 Обо/о С 4" 12оо Сьз 0,01% С З вЂ” 1Зо/ Сьч 0,01% С Рис. 3. Область существования Т-фа зы в хромистой стали в зависимости от содержания хрома и углерода а иногда и никелем, обладают повышенным сопротивлением ползучести при работе под напряжением при повышенных температурах.
Они используются как жаропрочные применительно к температурам эксплуатации примерно до 600' С. Структура и свойства некоторых высокохромистых сталей изменяются в зависимости от режима термической обработки н температуры эксплуатации; стали в основном становятся хрупкими. В зависимости от химического состава стали и влияния термического воздействия в хромистых сталях наблюдаются: 475'-ная хрупкость; хрупкость, связанная с образованием о-фазы; охрупчива. ние феррита, вызываемое нагревом до высоких температур.
475о-ная хрупкость появляется в хромистых сплавах и сталях при содержании 15 — 70% Сг после длительного воздействия температур 400 — 540" С (особенно около 475' С). Добавки Т! и !1Ь ускоряют процесс охрупчивания при 475' С. При небольших концентрациях хрома в сталях выдержка при 600 — 850" С не вызывает появления о-фазы, хрупкой при более низких температурах.
При содержании более 15 — 25% Сг о-фаза выпадает интенсивно, особенно после выдержки при 900" С. Марганец, молибден и некоторые другие легирующие элементы способны расширять область существования о.фазы и интенсивность ее образования. Выпадение о-фазы, а также процессы, вызывающие появление 4?5'-ной хрупкости, понижают коррозионную стойкость хромистых сталей. Кроме того, о-фаза снижает сопротивление ползу- чести при высоких температурах. Исключить влияние 475'-ной хрупкости и выпадение о-фазы можно нагревом этих сталей до температур, выше температур, способствующих появлению хрупкости (соответственно выше 550 и 950' С), с послед ющим быстрым охлаждением до 400" С или более низкой температуры. высоколегированных хромистых сталей, находящихся в ферритном состоянии, при температуре выше 1150" С наблюдается склонность к быстрому росту зерна.
Так как в таких сталях присутствует и карбидная фаза, то при быстром нагреве и охлаждении, характерном для условий сварки, растворяющиеся карбиды обогащают углеродом только микрообъемы металла, прилегающие к ним, без общей гомогенизации, в результате чего в этих участках создаются условия для протекания при охлаждении превращения у-э а. Наиболее вероятны эти процессы вблизи границ зерен. В результате таких процессов и создающихся при этом локальных напряжений металл после быстрого охлаждения становится малопластичным при обычных температурах.
Пластичность повышается при последующем отжиге или высоком отпуске при 730 — 790' С (в зависимости от состава стали). Низкая пластичность, определяемая большим размером зерен, после отпуска не повышается. При испытаниях надрезанных образцов на удар хрупкие разрушения, наблюдаемые при комнатных температурах, переходят в вязкие при повышении температур испытания, Температурный интервал, переходя в хрупкое состояние, снижается при некотором увеличении в стали углерода, а для ферритных сталей— азота (примерно в количестве 0,01 от концентрации хрома).
Углерод и азот уменьшают склонность сталей к росту зерен при высоких температурах и улучшают сварочные свойства этих сталей. В соответствии с влиянием хрома и углерода (при обычном содержании сопутствующих примесей) на кристаллическую решетку при температурах от 20' С до температуры плавления, по структуре при обычных (близких к комнатной) температурах различают хромистые стали классов: мартенситного, мартенситноферритного и ферритного (рис.
5). Схема влияния хрома и углерода на выклинивание у-области для высоко"Ромистых сталей наиболее распространенных составов показана на рис. 6. Среднеи высоколегированные хромистые стали (до 12 — 13% Сг и С =-0,05 —: 0,06%), имеющие область аустенита при высоких температурах, в результате охлаждения даже с умеренными скоростями при комнатной температуре имеют мартен- ситную структуру. При более высокой концентрации хрома (более 16%) и 0,06% сталь во время нагрева будет иметь, кроме аустенита, то или иное количество непревращенной ферритной фазы.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
