Стойкость металла против образования холодных трещин можно в определенных пределах изменять, регулируя нарастание в нем при охлаждении временных сварочных напряжений. Наиболее простой и надежный способ такого регулирования состоит в выборе химического состава наплавленного металла, которым определяется коэффициент линейного расширения, характер и объёмный эффект структурных превращений. Эти факторы оказывают существенное влияние на развитие временных напряжений в процессе наплавки. При исследовании эффекта кинетической пластичности стали Р18 нами было также отмечено, что степень легирования оказывает известное влияние на релаксацию временных напряжений. Высказывалось предположение о возможности регулирования величины остаточных напряжений путём смещения кривой формирования временных напряжений в область более низких температур за счёт соответствующего легирования наплавленного металла. Тогда временные напряжения, накопившиеся при охлаждении металла в аустенитной области, в основном релаксируются в интервале мартенситного превращения и не получают дальнейшего развития при охлаждении до комнатной температуры вследствие малой величины интервала Мкусл – Тк. [1, с.162].
Ниже изложены результаты исследования влияния легирования на формирование временных напряжений в наплавленном металле с целью поисков путей уменьшения величины остаточных напряжений, а, следовательно, и снижения вероятности образования холодных трещин. Эксперименты проводились на образцах из наплавленного металла типа 3Х2В8, дополнительно легированного углеродом, хромом, вольфрамом, алюминием, путём соответствующего изменения химического состава порошковой проволоки [1, 178].
На рисунке 1 представлены данные об изменении временных термических напряжений в жестко закрепленных образцах из наплавленного металла, состав которого представлен в таблице. Температура нагрева образцов была равна 1200 °С. Из рисунка 1 видно, что в интервале мартенситного превращения временные напряжения уменьшаются примерно в два раза по сравнению с напряжениями, накопившимися при охлаждении до начала мартенситного превращения.
Таблица
Химический состав исследованных сталей
| Наплавленный металл |
Содержание элементов, в % |
|||||
| С | Si | Mn | Cr | W | Al | |
| 3Х2В8 | 0,35 | 0,8 | 0,9 | 2,5 | 8,5 | — |
| 4Х4В1ОЮ | 0,42 | 0,8 | 0,9 | 3,78 | 9,2 | 0,44 |
| Р18Ю | 0,82 | 0,25 | 0,21 | 4,1 | 18 | 0,68 |
Тн = 1200 °С ; 1- Р18Ю; 2 – 4Х4В10Ю; 3 – 3х2В8
Рисунок 1. Влияние комплексного легирования на формирование временных напряжений в металле
Снижение временных напряжений в образцах из наплавленного металла обусловлено их релаксацией в момент протекания мартенситного превращения. Из данных рисунка 1 видно, что при охлаждении образцов из стали Р18 с температуры 1200 °С наблюдается эффект кинетической пластичности при фазовом превращении, который проявляется в снижении временных напряжений в интервале мартенситных температур. Максимум напряжений на кривой формирования временных напряжений в стали составляет ~ 240 °С, что довольно близко температуре начала мартенситного превращения стали Р18 при её закалке с температуры Тн = 1200 °С, а минимум 100 °С соответствует таким температурам Мкусл, лежащим выше температуры конца мартенситного превращения Мк, при этом (Мкусл>Мк), когда степень превращения уже достаточно велика, и за счет образования прочного «каркаса» из многочисленных мартенситных кристаллов возрастает предел текучести, а пластичность сплава начинает уменьшаться. При дальнейшем охлаждении ниже температуры Мкусл напряжения возрастают до 200 МПа за счет некоторого увеличения количества мартенсита.
При этом остаточные напряжения при комнатной температуре в образцах из металла типа 3Х2В8 составляют 200 МПа против 100 МПа у образцов из металла типа 4Х4В10Ю. Это можно объяснить смещением положения кривой формирования временных напряжений у сплава 4Х4В10Ю в область более низких температур, что является следствием дополнительного легирования наплавленного металла углеродом, хромом и алюминием. Дальнейшее увеличение концентрации углерода и вольфрама в наплавленном металле типа Р18 привело к смещению температурного интервала Мн – Мкусл в область ещё более низких температур. Временные напряжения после релаксации в области мартенситного превращения не получили существенного развития, и остаточные напряжения в наплавленном металле Р18 оказались ещё ниже, чем в металле типа 4Х4В10Ю.
Как было показано выше, совместное легирование наплавленного металла углеродом, хромом, вольфрамом и алюминием способствует сохранению более мелкого аустенитного зерна, поэтому у более легированного наплавленного металла типа Р18 мартенсит намного дисперснее мартенсита стали ЗХ2В8. От степени дисперсности мартенсита зависит полнота использования мартенситного превращения в качестве механизма релаксации внутренних пиковых напряжений [2,с.146]. Вероятно, этим же объясняется большая степень релаксации временных напряжений стали Р18. Характерно, что за счет малой величины температурного интервала Мкусл – Тк, временные напряжения не успевают получить существенного развития, и при комнатной температуре в образцах из наплавленного металла Р18Ю зафиксирован самый низкий уровень остаточных напряжений.
Как показали проведенные исследования, наплавленный металл типа стали Р18 обладает достаточно высокой твердостью. Поэтому, решив задачу предотвращения холодных трещин путем дополнительного легирования стали Р18, можно рекомендовать её в качестве наплавочного материала для разработанных способов наплавки. Для подтверждения правильности вывода о том, что соответствующим легированием наплавленного металла можно регулировать уровень остаточных напряжений, а, следовательно, вероятность образования холодных трещин, наплавленный металл типа Р18Ю дополнительно легировали кобальтом и никелем. На рисунке 2 [1, 181] представлены данные о влиянии легирования кобальтом на смещение интервала мартенситного превращения и формирование временных напряжений в образцах из наплавленного металла типа Р18Ю. Как известно, легирование кобальтом приводит к смещению мартенситного превращения в область более высоких температур. Так, при отсутствии кобальта в наплавленном металле Р18Ю, точка Мн, определенная по положению максимума на кривой, составляет 180 °С, у легированного одним процентом кобальта она достигает 250 °С, легирование двумя процентами кобальта приводит к повышению Мн до 340 °С.
Видно также, что смещение точек Мн и Мк в область более высоких температур влечет за собой получение более высокого уровня остаточных напряжений.
Легирование не карбидообразующим никелем ухудшает несколько теплостойкость из-за вызываемого им снижения температур γ→α превращения [2, с.331]. Поэтому никель вводился в небольших количествах (1–2 %). Дополнительное легирование стали Р18Ю никелем привело к смещению положения кривой формирования временных напряжений в область более низких температур, и величина остаточных напряжений при этом значительно уменьшилась, а, следовательно, можно ожидать увеличения стойкости такого металла против образования холодных трещин.
1 – Р18 + 2% Со; 2 — Р18 + 1% Со; Р18
Рисунок 2. Влияние легирования наплавленного металла типа Р18 кобальтом на релаксацию временных напряжений
Результаты лабораторных испытаний были проверены при натурных испытаниях исследованных марок наплавленного металла на стойкость против образования холодных трещин. По разработанному способу производилась многослойная плазменная наплавка с низкотемпературным подогревом и принудительным охлаждением заготовок из стали 30ХГСА. Температура подогрева выбиралась немного выше точки начала мартенситного превращения стали Р18Ю, дополнительно легированной одним процентом никеля. При наплавке порошковой проволокой, легированной 2 % Cо трещины, наблюдаемые визуально, образовывались при наплавке первых витков первого слоя. Уменьшение кобальта до одного процента позволяло избежать трещин только в первом слое. Проволокой Р18Ю без трещин наплавляли три слоя. Легирование никелем позволило избежать трещин при пяти – шестислойной наплавке.
Однако, в присутствии никеля намного возрастают количество и устойчивость остаточного аустенита, что несколько усложняет последующий отпуск. Поэтому при легировании желательно не вводить значительное количество никеля. Для предотвращения трещин в наплавленном металле достаточно уже одного процента никеля.
Таким образом, показано, что соответствующим легированием наплавленного металла можно повысить его стойкость против образования холодных трещин, применяя при этом низкие (в 1,5-2,0 раза) температуры предварительного и сопутствующего подогрева при наплавке теплостойкими быстрорежущими сталями типа сталей Р18.
Список литературы:
- Малушин Н.Н. Обеспечение качества деталей металлургического оборудования на всех этапах их жизненного цикла путем применения плазменной наплавки теплостойкими сталями / Н.Н. Малушин, Д.В. Валуев — Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2013. – 358 с.
- Геллер Ю. А. Инструментальные стали / Геллер Ю.А. – М.: Металлургия, 1975. – 584с.[schema type=»book» name=»ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА ФОРМИРОВАНИЕ ВРЕМЕННЫХ НАПРЯЖЕНИЙ В ХРОМОВОЛЬФРАМОВОМ НАПЛАВЛЕННОМ МЕТАЛЛЕ» author=»Малушин Николай Николаевич, Осетковский Василий Леонидович, Гизатулин Ринат Акрамович» publisher=»БАСАРАНОВИЧ ЕКАТЕРИНА» pubdate=»2017-06-16″ edition=»ЕВРАЗИЙСКИЙ СОЮЗ УЧЕНЫХ_ 30.12.2014_12(09)» ebook=»yes» ]