Особливості легування, структуроутворення та формування властивостей

Наплавленням називають нанесення шару металу на поверхню виробу за допомогою зварювання. Це один з найбільш поширених способів підвищення зносостійкості та відновлення деталей і конструкцій.

При наплавленні у більшості випадків застосовують відомі способи зварювання. Спеціальні властивості наплавленого металу забезпечуються за рахунок легування, тобто введення в його склад відповідних елементів у потрібній кількості [13].

Найбільш розповсюдженим є легування наплавленого металу за рахунок введення в зону дуги (зварювальну ванну) металів, сплавів і металоподібних сполук у вигляді різних карбідів і інтерметалідів.

Можливості характерних методів легування показано на прикладі електродугового наплавлення під флюсом (рис. 3.1).

Легування здійснюється за рахунок:

1) застосування легованого дроту або стрічки (у тому числі і спеченої стрічки) в поєднанні з плавленим флюсом;

2) введення легуючих домішок через дріт або стрічку, використовуючи конструкцію наплавочного матеріалу (порошкові дроти і стрічки), активований дріт, дріт з армованим легуючим покриттям та ін.) у поєднанні з плавленим флюсом;

3) застосування легуючого флюсу (керамічний флюс, механічна суміш феросплавів у поєднанні з низьковуглецевим дротом або стрічкою);

4) введення легуючих компонентів з нерухомої (фіксованої) присадки у вигляді спеціальних прутків, стрічок, порошків або паст шляхом їх розплавлений низьковуглецевим електродом під плавленим флюсом.

На практиці жодний з цих методів не зустрічається ізольовано, як правило, це комбінація декількох методів: електродний матеріал завжди взаємодіє зі шлаком шляхом обмінних реакцій, що обумовлює частковий перехід кремнію і марганцю з плавленого флюсу у ванну за рахунок їх відновлення з окислів, флюсу.

При всіх вказаних методах легування зміна параметрів процесу наплавлення впливає на рівень легування наплавленого металу. Характер і величина зміни рівня легування залежать, передусім, від основного джерела надходження легуючих елементів у ванну – з електродного матеріалу чи флюсу.

У разі застосування легуючого флюсу частина домішок може вноситись електродним матеріалом. При введенні легуючих компонентів з нерухомої присадки на хімічний склад наплавленого металу впливають і флюс, і електродний матеріал. Можливість отримання необхідного складу визначається вихідною концентрацією елементів і ступенем засвоєння цих елементів металом на стадіях краплі і ванни.

Втрати легуючих елементів електрода спричинені випаровуванням у реакційній зоні і розвитком окислювальних реакцій між металом і шлаком:

Ступінь окислення залежить від спорідненості металу до кисню, концентрації окислювача, наявності розкислювачів, кінетики реакцій, умов контактування взаємодіючих фаз та інших факторів. Висока температура і значне перемішування сприяють енергійній взаємодії металу в краплях і у ванні. Однак при механізованому наплавленні під флюсом значна частина розплавленого шлаку, не контактуючи з краплями, стікає у ванну, час існування якої сягає 30...40 с і більше. Це не може не впливати на ступінь завершеності реакцій на кожній із стадій.

Рис. 3.1. Основні методи легування при наплавленні під флюсом: а – легований дріт і нелегуючий флюс; б – порошковий дріт і нелегуючнй флюс; в – нелегований дріт і легуючий флюс; г – нелегований дріт, флюс і легуюча присадка у вигляді порошку, прутка чи пасти на поверхні виробу (стрілками вказано надходження легуючих елементів у ванну)

Основною особливістю легування металу при наплавленні порошковими дротами є внутрішнє, відносно електродного металу, розташування легуючих компонентів серцевини дроту (рис. 3.2). Тому взаємодія металевих присадок з окислювальними компонентами шихти розвивається менш інтенсивно, а шихта серцевини контактує з металом оболонки слабше, ніж, наприклад, у випадку наплавлення покритими електродами. Припустивши, що реакції пройшли на глибину ефективного шару А, можна визначити частку шихти, яка взаємодіє з краплями (коефіцієнт переходу на стадії краплі):

Рис. 3.2. Контактування крапель металу оболонки порошкового електрода з шихтою

Значення ε характеризує масообмін шихти з розплавленим електродним металом на стадії краплі і може бути визначено:

де С_к,С₀,С_ш – концентрації елемента в краплях, оболонці і шихті відповідно; К_ш – відносна маса шихти (відношення маси шихти до маси оболонки дроту).

Якщо С₀=0,

Залежність Δ і ε від розмірів дроту і параметрів режиму описується виразами:

де

Величина Δ₀ встановлює зв'язок коефіцієнта переходу з основними параметрами дроту і режиму; вона практично не залежить від вмісту легуючого елемента і його виду. Значення εзростають зі зменшенням густини струму і підвищенням безрозмірного відношення Δ/r₁.

Очікуваний склад наплавленого металу, який не містить домішок основного, визначається таким чином.

де k_З = G_ших/G_eл – коефіцієнт заповнення електрода; η_і – коефіцієнт, переходу елемента з електрода у наплавлений метал; х – частка елемента в шихті; G_н, G_ших, G_ел – маса наплавленого металу, шихти і електрода (загальна маса шихти і оболонки відповідно).

Реалізація процесу прямого легування потребує введення у ванну необхідної кількості розкислювачів і окислів легуючих елементів, що може призвести до зниження температури крапель і ванни, уповільнення і порушення ходу металургійних реакцій, нерівномірного розподілу елементів у валику. Останнім часом використовують, окрім основного, додаткове джерело тепла, наприклад термітну реакцію. При введенні термітної суміші у склад серцевини порошкового дроту з'являється можливість забезпечити рівномірне розплавлення оболонки і серцевини. Завдяки теплу екзотермічної реакції, конвективному теплообміну з ванною, а також випромінюванню дуги, відбувається розплавлення серцевини і запобігається перехід її твердих частинок у ванну.

На якість наплавленого шару впливає характер проплавлення основного металу, що визначає ступінь перемішування основного металу з наплавленим. Збільшення частки основного металу у наплавленому знижує ефективність дії легуючих елементів наплавленого матеріалу.

Частка основного металу у наплавленому визначається відношенням площі проплавлення основного металу F₀ до площі всього перерізу валика, включаючи і площу перерізу наплавленої частини валика F_н, тобто

Геометричні характеристики наплавленого валика наведено на рис 3.3.

Рис 3.3. Геометричні характеристики наплавленого валика.

Форма валиків характеризується шириною b_в,глибиною проплавлення h_n,висотою с і коефіцієнтом форми х:

При дугових процесах наплавлення ці характеристики залежать від погонної енергії наплавлення:

Переріз наплавленого валика знаходиться в прямій залежності від погонної енергії. Якщо виразити площу перерізу валика F_н в мм²,тоді

При наплавленні валика на масивну пластину довжина зварювальної ванни визначається за формулою:

Оскільки оптимальний склад наплавленого металу різко відрізняється від складу основного, необхідно обмежувати частку участі основного металу у валиках.

Вираз (3.12) дозволяє врахувати більшу кількість факторів. процесу наплавлення:

де G_н – масова швидкість наплавлення; w_н – швидкість переміщення джерела нагріву; q_еф – ефективна теплова потужність джерела; k – коригуючий коефіцієнт.

Мінімально необхідну кількість шарів п,коливиключається розбавлення наїщавленого металу основним, можна визначити з рівняння:

де С_п – концентрація елементів в n – шарі; С_нм – концентрація легуючих елементів у наплавленому металі, який не містить домішок основного; п – кількість наплавлених шарів.

За експериментальними даними відомо, що при частці участі γ<0,20мінімальна кількість шарів п = 2. Таких значень γ набуває при наплавленні стрічковими електродами, порошковим дротом чи дротом суцільного перерізу за схемами: багатоелектродною, багатодуговою чи з коливаннями електрода, плазмовим наплавленням з подачею легуючих порошків чи струмоведучим присадковим дротом.

У наплавленому металі валика і навколошовній зоні матеріалів вуглецевих сталей навіть при невеликому вмісті вуглецю часто утворюється відманштетова структура (голковий ферит) з пониженими характеристиками міцності і пластичності. При багатошаровому наплавленні така структура частково виключається за рахунок термічного впливу шарів, які послідовно наносяться. У навколошовній зоні відманштетова структура може бути виключена тільки загальною чи місцевою термообробкою з нагрівом вище від верхньої критичної точки. При наплавленні зі швидкістю охолодження вище за критичну можливе утворення мартенситної структури. Особливо це характерно для легованого наплавленого металу, а також при підвищенні вмісту вуглецю. Мартенсит має високу твердість, низьку пластичність і в'язкість, його утворення супроводжується високими напруженнями другого роду. Зниження швидкості охолодження від критичної сприяє реалізації проміжного (бейнітного) перетворення. Бейніт, троостит, сорбіт мають голкову будову і їх ідентифікація здійснюється за значеннями твердості. Твердість мартенситу більше 500 HV, бейніту – 450...500 HV, трооститу – 380...420 HV, сорбіту – 300...350 HV .

Перліт, сорбіт і троостит, які утворюються при розпаді переохолодженого аустеніту, являють собою ферито-цементитну суміш з різним ступенем дисперсності. На відміну від перліту, сорбіт і троостит не є рівноважними структурами і в сталях, які не відповідають евтектоїдному складу, містять вуглецю менше чи більше ніж 0,8%.

Мартенситне перетворення відбувається без змін концентрації і дифузійних процесів (на відміну від перлітного). Утворення мартенситу проходить при значних переохолодженнях вихідної фази і починається з певної для кожної марки сталі температури М_н. Відбувається перетворення в широкій області температур. При цьому чим нижче температура відносно точки М_н,тим більше утворюється мартенситу. Витримка при постійній температурі сприяє швидкому уповільненню перетворення. Точка М_н визначається складом сплаву.

Систематичні дослідження [14] впливу легуючих елементів на положення точки показали, що всі легуючі елементи (за винятком Al, Co i Si) знижують точку М_н (рис. 3.4). Найбільш різко знижує точку М_н вуглець (рис. 3.5).

Рис. 3.4. Вплив легуючих елементів на температуру точки М_н (1%С)

Рис 3.5. Положення мартенситних точок М_п і М_к залежно від вмісту вуглецю

Закономірності розпаду аустеніту при безперервному охолодженні звичайно узагальнюються у вигляді діаграм, які побудовані в координатах "температура перетворення – швидкість охолодження" чи в координатах "температура перетворення – час". Принциповий вплив швидкості охолодження на температуру і характер розвитку перетворення в різних вуглецевих сталях наведено на рис. 3.6.

Схеми ілюструють природу, кількість структурних складових і вплив швидкості охолодження на інтервали їх утворення Для кількісного аналізу перетворень використовують термокінетичні діаграми розпаду переохолодженого аустеніту, які дають більш правильні дані про температурні інтервали проходження перетворень.

За результатами обробки результатів досліджень перетворень аустеніту для конструкційних низьколегованих сталей запропоновано емпіричні залежності температур початку Т_мп ікінця Т_мк мартенситного перетворення від складу:

Рис. 3.6. Вплив швидкості охолодження на температури розпаду аустеніту в доевтектоїдній (а), евтектоїдній (б)і заевтектоїдній (в) вуглецевих сталях та кількість структурних складових (І – кількість вільного фериту; ІІ – кількість ферито-карбідної суміші; III – кількість мартенситу; IV – кількість залишкового аустеніту); 1 – початок утворення фериту; 2 – початок утворення ферито-карбідної суміші; 3 – кінець перетворення; 4 – призупинення перетворення; 5 – початок мартенситного перетворення; 6 – кінець мартенситного перетворення

У легованих сталях максимальна твердість металу визначається хімічним складом і швидкістю охолодження. У випадку маловуглецевих, і иизьколегованих дротів і малої частки основного металу твердість наплавленого металу мінімальна і незначно збільшується з підвищенням швидкості охолодження [15].

При використанні легованих дротів і великої частки основного металу в наплавленому утворюється бійніто-мартенситна структура і його твердість більш помітно залежить від швидкості охолодження. За інших однакових умов, твердість металу з мартенситною структурою визначається вмістом вуглецю і меншою мірою – швидкістю охолодження і вмістом легуючих елементів (рис. 3.7).

Швидкість охолодження можна визначити з рівнянь:

- при наплавленні валика на масивне тіло:

- при наплавленні валика на лист довільної товщини:

де λ – коефіцієнт теплопровідності, кал/(см·c·K); w – швидкість зварювання, см/с; q – кількість тепла, яке вводиться у зварюваний виріб джерелом, кал/с; Т₀ – початкова температура зварюваного виробу, °С; ω – безрозмірний критерій процесу охолодження, котрий залежить від властивостей зварюваного металу і умов охолодження.

Виникнення загартованих структур і напружень другого роду являють собою загрозу виникнення холодних тріщин. Ймовірність утворення загартованих холодних тріщин з'являється за наявності у металі більше ніж 25...30% мартенситу. Підвищення вмісту вуглецю і насичення металу воднем також сприяють утворенню і розвитку холодних тріщин.

У метал зварювального з'єднання водень потрапляє з атмосфери дуги в результаті його розчинення в рідкому металі шляхом термодифузії з менш нагрітих зон основного металу. Максимальна розчинність водню в рідкому залізі спостерігається при температурі 2450 °С і складає при нормальному тиску 40,5см³/100г . При температурах, близьких до Т_пл,розчинність знаходиться в межах 28...26,6 см³/100г. Вважається, що до моменту кристалізації зварювальної ванни рівновага між газовою і рідкою фазами не встигає встановитись. Внаслідок швидкої зміни температури в зоні зварювання можливе деяке пересичення рідкого металу воднем.

Кількість поглиненого металом зварювальної ванни водню залежить від його парціального тиску в атмосфері дуги і відповідає закону Сівертса:

де [H] – концентрація розчиненого атомарного водню; k_н – коефіцієнт розчинності, яка залежить від температури і складу сталі; р - загальний парціальний тиск атомарного і молекулярного водню; х – ступінь дисоціації молекул при заданій температурі.

Рис. 3.7. Схема зміни твердості валика залежно від структури і швидкості охолодження

Парціальний тиск водню визначається його відсотковим вмістом у зварювальній атмосфері, котрий для матеріалів, які застосовують при зварюванні, змінюється в дуже широких межах.

Наявність в атмосфері дуги кисню, фтору, хлору сприяє утворенню з'єднань водню, які не розчиняються в рідкому залізі (ОН, HF, НСl та ін.). Сприятливо впливає і складова флюсів CaF₂. В результаті реакції з SiO₂із утворенням SiF₄і реакції останнього з воднем утворюється HF. Причому ця реакція розвивається інтенсивно з підвищенням кислотності флюсу. В основних шлаках SiO₂знаходиться в зв'язаному стані, тому при їх застосуванні HF утворюється в меншій кількості. Введення в основні покриття низьколегованих електродів 20...30 % двоокису титану сприяє, подібно до SiO₂,утворенню HF в атмосфері дуги.

Точне визначення парціального тиску водню в атмосфері дуги ускладнено. Стосовно електродів, запропоновано приблизну оцінку:

де c_w і с_с – вміст вологи і СаСо₃ + MgO₃у покритті відповідно, %; р – загальний тиск у дузі.

Процес виділення водню з рідкого металу у міру зниження його температури починається в хвостовій частині зварювальної ванни. Найбільш інтенсивно цей процес розвивається при кристалізації шва. Утворювана тверда фаза, в якій розчинність водню в декілька разів менше, ніж в рідкій фазі, (для заліза при 1539 °С і тиску 10 МПа відповідно 7,9 і 23,2 см³/100 г) виділяє водень у розплав. Надлишковий водень у розплаві конденсується в дуже дрібні бульбашки, котрі випливають на поверхню зварювальної ванни і виділяються в атмосферу. Процеси, які ускладнюють виділення водню з твердої фази в рідку і утворення зародків газових бульбашок, будуть сприяти підвищенню кінцевого вмісту водню у шві.

Після кристалізації шва проходить процес виділення надлишкового водню з пересиченого твердого розчину внаслідок зниження його розчинності у металі при зниженні температури і структурних перетвореннях (у залізі при γ → α –перетворенні розчинність зменшується стрибком при температурі 910 °С від 4,35 см³ / 100 г в γ – фазі і до 2,96 см³/100 г в α – фазі).

Внаслідок малих розмірів атомів водню їх рухомість у залізі вище, ніж у інших елементів занурення (вуглецю і азоту). При цьому в менш щільно упакованій α – гратці вона більше, ніж в γ – гратці (енергія активації відповідно 13400 і 41500 Дж/моль). В реальних полікристалічних металах дифузія водню визначається не тільки його пересуванням у гратці (ґраткова дифузія), але й пересуванням по границях зерен і блоків, дефектами ґратки (дислокаціями і вакансіями) і затримкою при зустрічі з внутрішніми пустотами в металі. Вважають, що на величину коефіцієнта дифузії пересування водню по границям суттєво не впливає, оскільки водень, маючи малі атомні розміри, пересувається в об'ємі зерна так же легко, як і по границях. Ефективний коефіцієнт дифузії водню при кімнатній температурі, розрахований за кінетичними кривими виділення, на один-два порядки менше, ніж коефіцієнт ґраткової дифузії, отриманий екстраполяцією від високих температур (D_H^α,відповідно 2·10^-6...2·10^-7 і 2·10^-5 см²/с, а енергії активації 25000...31130 і 13400 Дж/моль). Це пояснюється суттєвим впливом пустот у металі на дифузію водню.

При низьких температурах швидкість дифузії водню в залізі контролюється швидкістю виходу його атомів із пасток. Вихід водню з колекторів в цих умовах і при відносно малому загальному насиченні воднем практично неможливий.

В інтервалі температур 60...350 °С на рухомість водню впливає процес вивільнення водню з колекторів. При температурах, вище 60 °С, існуюча рівновага між атомарним ґратковим воднем і молекулярним в пустотах починає зміщуватись в бік атомарного. При цьому колектори у вказаному відношенні мають різні властивості. Із порожнин навколо сульфідів марганцю відбувається уповільнене, але безперервне, виділення водню. Частки легованих карбідів діють одночасно: при низькій температурі водень залишається біля них необмежений час.

На дифузійну рухомість водню в гратці заліза впливають домішки, легуючі елементи і тип структури сталі. Вуглець і кремній досить суттєво уповільнюють дифузію водню, за ними за своєю дією ідуть хром і нікель. У міру зменшення швидкості дифузії у вуглецевій сталі структури розташовуються в наступному порядку: пластинчатий перлів, сорбіт, зернистий перліт, троостит і мартенсит.

Водень сприяє виникненню холодних тріщин не тільки в наплавленому валику, але і в пришовній зоні. Елементи, які знижують температуру γ-М-перетворення, посилюють схильність металу до утворення холодних загартованих тріщин Насамперед до таких елементів належить вуглець.

У середньолегованому металі температура мартенситного перетворення знижується при підвищенні вмісту марганцю, нікелю, хрому, молібдену та ін.

На рис. 3.8 наведено графік впливу різних елементів (порівняно з вуглецем) на критичний вміст водню в низько- і середньолегованому металі. Чим вище вміст вуглецю та інших елементів, які знижують температуру мартенситного перетворення, тим при меншому вмісті водню утворюються холодні тріщини.

Рис. 3.8. Критична концентрація водню в наплавленому металі, яка спричиняє виникнення холодних тріщин у матеріалах з різним вуглецевим еквівалентом

Роль дифузійного водню Н_д у наплавленому металі на здатність різних сталей до опору холодним тріщинам ілюструється рис. 3.9.

Оскільки вміст вуглецю суттєво впливає на властивості шару, вуглецевий еквівалент часто використовують як показник здатності до наплавлення. Використовують декілька формул для визначення вуглецевого еквівалента, які відрізняються врахуванням додаткових факторів.

Міжнародним інститутом зварювання прийнято наступну формулу для визначення еквівалента вуглецю, %;

Вважають, що при С_екв<0,4% тріщин немає, при С_екв 0,4...0,7% потрібен попередній підігрів, при С_екв 0,7...1,0% - високотемпературний підігрів.

Рис. 3.9. Вплив дифузійного водню Нл у наплавленому металі на здатність різних сталей до опору холодним тріщинам: Н_д =4 см³/100 г; Н_д =1 см³/100 г

Д. Сеферіаном запропонована інша формула для визначення повного еквівалента вуглецю:

Де [С]_Х – хімічний еквівалент вуглецю, який характеризує склад сталі:

[С]_Р – розмірний еквівалент вуглецю, який визначає розміри виробів:

S – товщина виробу.

І. Іто і К. Бессіо замість С_екв запропонували оцінювати схильність до утворення холодних тріщин параметром р_утв, який визначається за формулою:

де S – товщина металу, мм; Н – об'єм (кількість) дифузійного водню, см³/100 г.

Якщо Р_утв 03, то холодні тріщини не утворюються; якщо Р_утв >0,4, то холодні тріщини утворюються з ймовірністю 100%.

Для визначення еквівалента вуглецю вуглецевих і низьколегованих сталей використовується наступна формула:

Рис. 3.10. Зміна твердості наплавленого металу залежно від вуглецевого еквівалента матеріалу, який наплавляється

Максимальна твердість визначається за виразом (твердість за Вікерсом при навантаженні 100 Н):

При НV<500 лінійна залежність твердості металу від вуглецевого еквівалента підтверджується і практичним досвідом наплавлення різними способами (рис. 3.10).

За результатами систематичних досліджень встановлено, що:

1) схильність до уповільненого руйнування за відсутності дифузійного водню мають леговані сталі із вмістом 0,3 % С і більше;

2) критичний вміст мартенситу, який обумовлює схильність до уповільненого руйнування, залежить від вмісту у ньому вуглецю;

3) у сталях із вмістом менше 0,2 % С схильність до уповільненого руйнування з'являється при певному критичному поєднанні вмісту мартенситу і дифузійного водню;

4) при достатньо високому критичному вмісті дифузійного водню схильною до уповільненого руйнування стає структура бейніту у разі відсутності мартенситу.

За результатами обробки експериментальних даних отримана залежність:

де М – вміст мартенситу, %; С – вміст вуглецю в сталі, %; Н_д – концентрація дифузійного водню, см³/100 г.

Як приклад в табл. 3.1 для ряду середньовуглецевих і низьколегованих сталей наведено дані про вплив діапазонів швидкості охолодження на вміст мартенситу та ймовірність появи холодних тріщин.

Таблиця 3.1. Виникнення тріщин залежно від швидкості охолодження і вмісту мартенситу

Твердість матеріалу, залежно від вуглецевого еквівалента і швидкості охолодження в діапазоні розпаду аустеніту, визначається таким чином:

Часто наплавлений метал відрізняється від основного, і ймовірність виникнення тріщин стає більш характерною для основного металу Тому попередній підігрів здійснюють, виходячи з даних про твердість пришовної зони. Для цього випадку існують рекомендації щодо вибору температур підігріву залежно від твердості пришовної зони (тобто твердості основного металу).

Для різних низьколегованих сталей рекомендовано таку температуру підігріву (еквівалент вуглецю в якій визначається через формулу Сеферіана):

Японськими дослідниками було запропоновану іншу формулу:

де Р_утв, – схильність до утворення холодних тріщин.

На основі практичного досвіду та за результатами значень твердості рекомендовано наступні температури підігріву (табл.3.2).

Таблиця 3.2. Вибір температур підігріву залежно від твердості металу

Продуктивність наплавлення – це одна з характеристик процесу, яку оцінюють за кількістю металу, наплавленого за одиницю часу. Продуктивність наплавлення плавким електродом визначається за формулою:

де k_н – коефіцієнт наплавлення, кг/(А·год), який показує, скільки металу з електрода під дією струму в 1 А перейде в основний метал за одиницю часу.

Продуктивність наплавлення пов'язана з продуктивністю розплавлення металу електрода:

де к_р – коефіцієнт плавлення, кг/(А·год),який вже показує кількість електродного металу, який розплавляється струмом в 1А за одиницю, часу.

Коефіцієнт наплавлення завжди менше за коефіцієнт розплавлення через втрати на розбризкування і угар:

Різні способи наплавлення мають різні значення продуктивності (G_н, кг/год),наприклад, ручний спосіб – 0,8...3; механізований під флюсом – 2...15; наплавлення електродною стрічкою – 5...30; електрошлакове – 2...60; плазмово-порошкове – до 12; вібродугове – 1,2...3.