КОНСПЕКТ ЛЕКЦИЙ

Работа добавлена на сайт samzan.net:

ДОНБАССКАЯ ГОСУДАРСТВЕННАЯ МАШИНОСТРОИТЕЛЬНАЯ АКАДЕМИЯ

КАФЕДРА "ОБОРУДОВАНИЕ И ТЕХНОЛОГИИ СВАРОЧНОГО ПРОИЗВОДСТВА"

КОНСПЕКТ ЛЕКЦИЙ

"ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ СПЕЦИАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ ПЛАВЛЕНИЕМ"

ДЛЯ НАПРАВЛЕНИЯ ПОДГОТОВКИ 7.05050401 "СВАРКА"

(СПЕЦИАЛЬНОСТИ 7.092301 "ТЕХНОЛОГИЯ И ОБОРУДОВАНИЯ СВАРКИ")

(ДНЕВНОЕ ОТДЕЛЕНИЕ)

КРАМАТОРСК, 2013

Глава 1 СВАРКА НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ БЕЙНИТНО-МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЕЙ

Состав и свойства сталей

Высокопрочные стали, предназначенные для сварных конструкции долж-ны обладать хорошей пластичностью, высокой сопротивляемостью хрупкому разрушению и удовлетворительной свариваемостью. Необходимый комплекс технологических свойств сталей с = 580 ... 780 МПа обеспечивается структу-рой, которая формируется в процессе мартенситного или бейнитного превраще-ний и определяется легированием и термообработкой.

Основные марки низкоуглеродистых бейнитно-мартенситных сталей: 13ХГМРБ, 14Х2ГМ, 14ХГН2МДАФБ, 12Г2СМФАЮ. 12ХГН2МФБДАЮ, 12ХГНЗМАФД-СШ и др.

Оптимальные механические свойства и высокую сопротивляемость хруп-кому разрушению при отрицательной температуре они приобретают после за-калки или нормализации и последующего высокого отпуска. Механические свойства этих сталей приведены в табл. 1.2.

Таблица 1.2. Механические свойства некоторых марок сталей (не менее)

Марка стали	Толщина, мм	0,2» МПа	МПа	б5, %	KCU, Дж/см?
-40 °С	-70о('
13ХГМРБ	10 ...50	590	690	14	39	29
14Х2ГМРБ	10...50	588	686	14	39	—
14Х2ГМРЛ	>40	588	686	14	34	-
14Х2ГМ	3...30	588	686	16	39	-
12Г2СМФАЮ	10...32	588	686	14	34	-
12ГН2МФАЮ	16...40	588	686	14	-	29
12ХГН2МФБАЮ	16...40	736	834	12	—	29
12ХГН2МФБДАЮ	20 ...40	785	883	15	-	29
12ХГН2МФДРА	4... 20	980	1078	10	29	-
14ХГН2МДАФБ	3 ... 50	685	780	16	39*	-
14ХГ2САФД	16...40	588	686	14	39	__
12ГНЗМФАЮДР-СШ	4...40	685	780	16	78*	59*
1 2ХГНЗМАФД-СШ	3 ... 50	980	1080	14	-	59
14ХГНМДАФБРТ	6... 20	785	980	12	39	29

КСV

Хорошее сочетание свойств имеют стали, содержащие 0,4 ... 0,6 % Мо и 0,002 ... 0,006 % В с добавкой других легирующих элементов, что обеспечивает получение стабильной бейнитной или мартенситной структуры. Применяются также безникелевые стали, содержащие 0,15 ... 0,3 % Мо и 0,002 ... 0,006 % В (12Г2СМФАЮ), которые уступают сталям типа I4Х2ГМРБ по хладостойкости, и стали с небольшим количеством азота (0,02 ... 0,03 %) и нитридообразующих элементов - алюминия, ванадия, ниобия (12ГН2МФАЮ). Наличие мелкодис-персных нитридов в стали способствует уменьшению их склонности к росту аустенитного зерна при сварке.

Особенностью рассматриваемых сталей является низкое содержание уг-лерода (до 0,2 %), что способствует получению необходимых показателей плас-тичности, вязкости и свариваемости. При этом значительно возрастает роль ле-гирующих элементов в формировании свойств высокопрочной стали и сварно-го соединения.

Легирование должно обеспечить требуемую прокаливаемость и достаточ-ную сопротивляемость стали разупрочнению при отпуске и сварочном нагреве. Требуемая прокаливаемость низкоуглеродистой стали достигается при неболь-шом легировании марганцем, хромом, молибденом и никелем. Из используе-мых легирующих элементов лишь молибден и ванадий эффективно задержива-ют разупрочнение закаленной стали при отпуске.

С точки зрения повышения прокаливаемости стали при сравнительно низком содержании углерода и легирующих элементов эффективны микро-добавки бора в количестве 0,001...0,006 %. Это открывает возможности умень-шения содержания легирующих элементов в стали. В сочетании с 0,15...0,5 % Мо бор обеспечивает получение устойчивой к разупрочнению бейнитно-мар-тенситной структуры металла зоны термического влияния в широком диапа-зоне режимов сварки.

Наилучшее сочетание свойств имеют стали, содержащие 0,4...0,6 % Мо, 0,002...0,006 % В с добавкой других легирующих элементов. При наличии в стали указанных количеств молибдена и бора и при соответствующей обработ-ке обеспечивается получение стабильной бейнитной или мартенситной струк-туры в листовом прокате толщиной до 150 мм(стали 14Х2ГМРБ и др.(табл.1,2)

Эффективно введение в высокопрочные низколегированные стали небо-льших количеств азота (0,02...0,03 %) и нитридообразующих элементов –алю-миния, ванадия, ниобия или циркония. По механическим свойствам и хладос-тойкости нитридосодержащие высокопрочные стали превосходят стали такого же химического состава, изготовленные по обычной технологии. Наличие мел-кодисперсных нитридов в стали способствует уменьшению их склонности к росту аустенитного зерна в условиях длительной выдержки при высоких тем-пературах и к старению после механической деформации, что особенно важно для свариваемых сталей. Поэтому нитридосодержащие стали весьма перспек-тивны для сварных конструкций. На практике хорошо зарекомендовала себя нитридосодержащая высокопрочная сталь 12ГН2МФАЮ.

Оптимальные механические свойства и высокую сопротивляемость хруп-кому разрушению при низких температурах высокопрочные стали приобретают после закалки на мартенсит от температуры 900...950°С и высокого отпуска при 600...680°С. В нормализованном состоянии высокопрочные низколегированные стали имеют структуру пластинчатого низкоуглеродистого бейнита и недоста-точно стойки к хрупкому разрушению.

При изготовлении ответственных сварных конструкций наиболее широ-кое применение находях высокопрочные стали14Х2ГМРБ,14Х2ГМРЛ,14Х2ГМ и 12ГН2МФАЮ (табл. 3).Эти стали обеспечивают практически одинаковый уровень механических свойств (> 588 МПа, Однако в за-висимости от толщины металла они несколько отличаются по показателям хла-достойкости. Наименее легированную безникелевую листовую сталь 14Х2ГМ изготовляют толщиной 3...30 мм. Дополнительное легирование ниобием и бо-ром позволяет изготовлять сталь (марки 14Х2ГМРБ) толщиной до 50 мм. В состоянии поставки обе стали имеют высокие показатели прочности и хладо-стойкости. Сталь 14Х2ГМ толщиной до 20 мм применяют в металлоконструк-циях платформ автомобилей грузоподъемностью 75т и более. Стали14Х2ГМРБ, 14Х2ГМРЛ, 12ГН2МФАЮ, 13ХГНМФ и 14ХГН2МФ применяют в строитель-ных металлоконструкциях, узлах экскаваторов, платформах железных транс-портеров, напорных водоводах и др.

Примечание. Стали поставляют после закалки и высокого отпуска.

Производство литых деталей из стали 14Х2ГМРЛ освоено для изготовле-ния значительного количества деталей рабочего оборудования карьерных и ша-гающих экскаваторов и других машин и механизмов.

Высокая хладостойкость высокопрочных сталей предопределяется техно-логией их изготовления, обеспечивающей получение мелкодисперсной струк-туры. Критическая температура хрупкости сталей 14Х2ГМР, 12ГН2МФАЮ, 13ХГНМФ, оцениваемая по условиям KCU > 35 и KCV > > 25 Дж/см2 (где KCU — образцы с полукруглым надрезом, KCV — образцы с острым V-образным надрезом), ниже — 60° С. Эти стали обладают также повышенной сопротивля-емостью абразивному изнашиванию. Для повышенной сопротивляемости этому виду изнашивания высокопрочные стали поставляют после специальной тер-мообработки (закалка и низкий отпуск), обеспечивающей твердость HV = 350...400. Для многих конструкций важным показателем является усталостная прочность стали. Предел выносливости их составляет 55...60% временного сопротивления.

Основы упрочнения стали

Высокопрочные низколегированные стали, предназначенные для свар-ных конструкций обладают высокой прочностью, хорошей пластичностью, достаточной сопротивляемостью хрупкому разрушению и удовлетворительной свариваемостью.

Чтобы удовлетворить всем этим требованиям приходится широко исполь-зовать различные системы легирования, технологические и металлургические факторы, сочетание которых обеспечивает получение необходимых свойств, предопределяющие область применения стали.

Способность поликристаллических металлов сопротивляться пластичес-кой деформации и разрушению обусловливается их структурным состоянием.

Для эффективного повышения прочности стали используются структур-ные факторы: изменение величины зерна, формы и ориентации кристаллитов, перераспределение примесей, выделение новых фаз, создание или устранение сублокальных несовершенств кристаллического строения и т. д.

Теория дислокаций– теория несовершенств кристаллического строения, позволила научно обосновать принципиально возможные и эффективные пути повышения прочности стали исходя из ее структурного состояния .

Наличие дислокаций в кристаллической решетке оказывает решающее влияние на прочность реальных кристаллов. Движение дислокаций вызывает скольжение в кристаллах под действием сравнительно небольших усилий. Это свойство выделяет дислокации из ряда других несовершенств решетки.

Если в исходном материале существуют слабо закрепленные дислокации, текучесть начинается в результате их срыва. Если же они сильно блокированы, то текучесть наступает в результате генерации новых дислокаций в местах кон-центрации напряжений.

На дислокационную структуру технических металлов и сплавов воздейс-твуют путем пластической деформации для получения необходимой плотности дислокаций и других несовершенств кристаллического строения. Под терми-ческим воздействием перераспределяются несовершенства кристалла, стабили-зируется структурное состояние, осуществляется необходимая перестройка кристаллической решетки.

Изменяя дислокационную структуру металла или сплава можно сущест-венно влиять на их механические и физические свойства.

Повышение прочности стали связано с увеличение напряжений, приво- дящих дислокации в движение и yсиливающих их взаимодействие с другими дислокациями и микроструктурными составляющими. При деформации желе- за плотность дислокаций увеличивается. Дислокации взаимодействуют между собой и напряжения, необходимые для дальнейшего движения дислокаций, по-вышаются. Соответственно в мелкозернистой стали можно получить более высокую плотность дислокации, чем в крупнозернистой.

На практике повышения предела текучести а-железа достигают легирова-нием его различными элементами, образующими твердые растворы замещения или внедрения. Упрочнение создается искажением решетки растворителя ато-мами растворяющего элемента, в результате чего увеличивается напряжение трения, препятствующее движению дислокаций. Чем сильнее искажается ре-шетка и чем больше количество искаженных участков, тем выше общее упроч-нение металла.

Железо имеет аллотропическое превращение. Это позволяет не то-лько в широких пределах изменять размеры зерен, но и создавать наиболее бла-гоприятную, с точки зрения прочности, субмикроскопическую неоднородность тонкой структуры стали. Особенно благоприятны процессы ориентированной перестройки при мартенситном и бейнитном превращениях. В процессе мар-тенситного и бейнитного превращений происходит дробление зерен на фраг-менты и блоки, разориентированные друг относительно друга, искажение крис-таллической решетки на границах субструктурных составляющих. Измельчение разориентацией субструктурных составляющих, создает препятствия для пере-мещения дислокаций, что способствует повышению прочности стали.

Существенное влияние на прочностные свойства стали оказывают элеме-нты, имеющие неодинаковую растворимость в аустените и феррите. Так, нап-ример, углерод, азот, бор легко растворяются в аустените, но ограниченно – в феррите. Поэтому при закалке стали можно получать сильно пересыщенные твердые растворы. При выделении из пересыщенного твердого раствора дис-персных частиц второй фазы может быть осуществлено упрочнение сплава -железа карбидо- и нитридообразующимм элементами. Распределение вклю-чений зависит от структуры в закаленном состоянии.

Механизм упрочнения сплава дисперсными частицами базируется на том, что частицы препятствуют движению дислокаций. Препятствия на пути движе-ния дислокаций требуют дополни тельного напряжения для их преодоления. При равномерном распределении препятствий по объему металла увеличивает-ся его способность сопротивляться внешним нагрузкам вследствие повышения общей энергоемкости и увеличения количества микрообъемов, одновременно участвующих в деформации.

Упрочнение сталей мелкодисперсными включениями связано с особенно-стями их распределения в твердом растворе. Включения, равномерно распреде-ленные в металле, активно влияют на кристаллизацию металла, измельчение аустенитного зерна и искажения кристаллографической решетки.

Перспективным направлением является применение технологии, обеспе-чивающей создание в стали субмикроскопических включений нитридов алюми-ния, титана, циркония и др. Эти включения способствуют сильному измельче-нию структуры стали, а равномерное их распределение существенно затрудняет внутрикристаллическое сдвигообразование. Оба фактора способствуют резко-му повышению прочности и вязкости стали.

Измельчение зерен под влиянием нитридов и связанное с этим резкое повышение прочности известно достаточно давно (рис. 1). Однако лишь в последние годы начали выплавлять сталь, содержащую нитриды.

Рисунок 1- Влияние содержания нитрида алюминия на предел текучести низкоуглеродистой стали

Мартенситное превращение является наиболее эффективным методом уп-рочнения стали, обеспечивающим сочетание высокой прочности с достаточной пластичностью (рис. 2).

Рисунок 2– Влияние температуры фазовых превращений на структуру и предел прочности низколегированной стали.

Величина мартенситного зерна зависит от величины зерен аустенита. Чем меньше исходное аустенитное зерно, тем мельче зерна образующегося мартен-сита. Мелкозернистые стали пластичнее крупнозернистых. На прочность стали величина зерна влияет незначительно.

Наибольший интерес для сварщиков представляют низкоуглеродистые стали с игольчатым мартенситом. Эти стали имеют высокие не только прочнос-тные, но и пластические свойства. Важным является также то, что в низкоугле-родистой стали мартенситное превращение происходит при относительно вы-соких температурах (выше 350°С) и сопровождается сравнительно низкими напряжениями второго рода (искажения второго рода связаны с упругой дефор-мацией микрообластей). Поэтому низкоуглеродистые стали проявляют незна-чительную склонность к образованию закалочных трещин.

Влияние легирующих элементов на структуру и свойства стали

Структура и физико-механические свойства высокопрочной стали опре-деляются системой легирования и режимами термической обработки.

Рисунок 4– Влияние углерода (а) и легирующих элементов (б) на твердость мартенсита и бейнита. Сталь содержит:

1—2,0% Мо–В; 2 – 0,5% Мо – В; 3– 1% Сг – 0,5% Мо–В.

Углерод оказывает заметное влияние на мартенситную и бейнитную стру-ктуры (рис. 4). Наблюдается линейная зависимость между твердостью мартен-сита и содержанием углерода в твердом растворе. В бейнитной структуре этот эффект проявляется значительно слабее, увеличение содержания углерода при-водит к понижению температуры превращения, некоторому измельчению зерна и увеличению количества дисперсных карбидов.

Повышение содержания углерода в стали нежелательно, так как это спо-собствует понижению температуры мартенситного превращения (МН), а также снижает пластичность и вязкость стали. Кроме того, при повышенном содержа-нии углерода резко ухудшается свариваемость и увеличивается интенсивность разупрочнения при отпуске.

Влияние легирующих элементов на твердость мартенсита сравнительно невелико (рис. 4,б). Наблюдается небольшое повышение твердости за счет уп- рочнения твердого раствора. Твердость бейнита изменяется значительно. Это связано как с повышением концентрации твердого раствора, так и со снижени-ем температуры превращения, способствующим образованию более мелкого зерна и повышению дисперсности карбидов. Влияние концентрации элементов на твердость стали нелинейно. Введение 1 % Мп вызывает повышение твер-до-сти по Виккерсу на 96 ед.; 1% Ni —на 23 ед.; 1% Сг--на 136 ед.; 1% Мо- на 64 ед.; 1% W —на 60 ед.; 1% V —на 90 ед.; 0,1% С повышает твердость на 43 HV.

Чрезмерное легирование не вызывает заметного упрочнения стали с маар-тенситной структурой, однако способствует нежелательному понижению тем-пературы Мн и увеличивает склонность к образованию закалочных трещин. С другой стороны, содержание легирующих элементов увеличивает сопротивле-ние отпуску и тем самым уменьшает разупрочнение стали при отпуске и сва-рочном нагреве.

Влияние различных легирующих добавок на температуру начала мартен-ситного превращения и сопротивление отпуску можно проиллюстрировать данными, приведенными в табл. 1

Таблица 1– Влияние легирующих элементов на сопротивление отпуску и температуру начала мартенситного превращения Мн

Легирующий элемент	Понижение температуры Мн (в° С на 1% элемента)	Сопротивление отпуску (изменение твердости на 1% элемента, HV)
Хром	17	0
Кобальт	Небольшое повышение	8
Марганец	33	8
Никель	17	8
Вольфрам	11	10
Молибден	21	17
Кремний	11	20
Ванадий	—	30
Углерод	474	40

При выборе легирующих элементов предпочтение елементов оказывать тем, которые максимально замедляют процессы отпуска и минимально пони-жают температуру Мн.

Для характеристики легирующих элементов можно использовать отноше-ние

К= сопротивление отпуску / понижение температуры Мн

Чем больше это отношение, тем благоприятнее действие легирующего эле-мента. Эти отношения составляют для хрома – 0, марганца -0,24, никеля -0 ,5, молибдена – 0,8, вольфрама –0,9; кремния - 1,8; кобальта более 8.

Исходную мартенситную структуру получали после закалки в воду, бей-нитную – после нормализации. Изменение твердости стали после отпуска исследовали в зависимости от время –температурного параметра

Т(20 + logt) -10 -3,

где Т – температура нагрева, ° К, t — продолжительность выдержки при данной температуре,ч.

Параметр дает возможность анализировать зависимость твердости ста-ли от температуры и продолжительности выдержки отпуска в широких преде-лах. Например, параметр равен 8, он эквивалентен отпуску в течение 1 ч при 625° С или 100 ч при 540° С. Исследования проводили на стали с основой 0,10-0,18% С; 0,10-0,3% Si; 0,6-0,8% Мn, 0,5% Мо-В. В нее вводили требуемые ко-личества легирующих добавок.

В высокопрочные низкоуглеродистые стали, как правило, вводят незна-чительное количество бора (0,001 …0,005%) и его процентное содержание в стали не приводится. Бор способствует повышению прокаливаемости стали и образованию бейнитной структуры. Многочисленные исследования показали, что в низкоуглеродистых многокомпонентных сталях Мn - Сг - Ni - Mo - V, Cr - Mn - Mo - V, Cr- Si - Mn - Mo - V и других бор не понижает пластичности и вязкости мартенсита и бейнита.

Легирование 0,5% Мо приводит ко вторичному твердению мартенситной и бейнитной стали вследствие образования карбидов Мо2С). Образование кар-бидов молибдена сопровождается коалесценцией частиц Fe3C и заменой их (Fe3C) карбидами М23С6 по границам аустенитных зерен.

С увеличением содержания молибдена до 3% подъем кривых твердости, обусловленный вторичным твердением, увеличивается. Максимальная твер-дость соответствует появлению мелких игл Мо2С, а спад — их укрупнению, приводящему к образованию типичной видманштеттовой структуры из игл Мо2С.

Вольфрам, как легирующий элемент, действует аналогично молибдену. Замена 0,5% молибдена 1% вольфрама в основном составе не изменяет свойств бейнитной стали. При содержании вольфрама до 3% разупрочнение существен-но задерживается, причем вторичное твердение происходит при тех же пара-метрах отпуска, что и у молибденосодержащих сталей. Сталь с 3% W по мик-роструктуре не отличается от молибденовой; вторичное твердение в ней про-исходит за счет образования мелкодисперсных частиц W2C. Однако на величину Fe3C вторичной твердости вольфрам оказывает значительно меньшее влияние, чем молибден.

Добавка 0,1% V приводит к заметному вторичному твердению. Этот эф-фект заметно увеличивается с повышением содержания ванадия. Однако вре-мя-температурный параметр отпуска, соответствующий максимуму вторич-

го твердения, понижается. При этом разность его значений для нормализован-ного и закаленного состояния больше, чем при легировании молибденом. Небольшие добавки ванадия повышают интенсивность вторичного твердения; при введении его свыше 0,5% интенсивность твердения уменьшается.

Вторичная твердость связана с образованием мелкодисперсных выделе-ний V4C3 в момент растворения частиц Fe3C. При низком содержании ванадия частицы V4C3 имеют сферическую форму, а при высоком — пластинчатую. При последующем отпуске пластинчатые частицы V4C3 растут и приобретают ок-руглую форму.

При содержании в стали 0,1% V на границах зерен образуются крупные частицы М23С6, последние не наблюдаются при содержании ванадия свыше 0,29%. По-видимому, это объясняется присутствием в стали 0,5% Мо. Извест-но, что при небольших концентрациях ванадия в стали карбид ванадия содер-жит до 40 ат.% молибдена.

Максимальное вторичное твердение отмечается при 0,4% V или при со-отношении V: С = 3: 1. Вероятно, это критическое значение связано со степе-нью несоответствия решеток карбида ванадия V4C3 и феррита. С увеличением содержания ванадия степень несоответствия решеток карбида V4C3 и -Fe уве-личивается. При этом когерентные напряжения, а следовательно, и вторичная твердость повышаются до тех пор, пока не нарушится когерентность. С нару-шением когерентности решеток вторичная твердость понижается.

Титан в небольшом количестве вводят в сталь для связывания углерода. Его добавляют перед введением бора. Титан, связывая углерод и таким образом уменьшая его содержание в мартенсите, снижает твердость стали в закален-ном состоянии. Незначительное влияние титана на бейнитную структуру объяс-няется тем, что твердость бейнита обусловлена главным образом размером зе-рен. Эффект вторичного твердения зависит от наличия титана и больше всего проявляется при содержании его в пределах 0,1…0,3%.

Параметры отпуска, дающие максимальное вторичное твердение, близки к аналогичным параметрам стали, содержащей ванадий. Наибольший эффект наблюдается при содержании титана 0,21…0,24%.

Наличие хрома заметно сказывается на твердости неотпущенной мартен-ситной и бейнитной структуры. Вторичное твердение наблюдается только в стали с 0,5% Сг. Увеличение содержания хрома свыше 1% задерживает процесс разупрочнения при отпуске. Твердость при низких параметрах отпуска возрас-тает с увеличением содержания хрома. Однако при увеличении продолжитель-ности и повышении температуры отпуска увеличение содержания хрома приво-дит к интенсивному разупрочнению. При длительных выдержках и высоких температурах отпуска хром способствует повышению твердости вследствие упрочнения твердого раствора.

С введением 0,5% хрома заметно повышается твердость стали, содержа-щей 0,5% молибдена, что очевидно, происходит в результате растворения хро-ма в Мо2С. При содержании хрома более 1,0% карбид молибдена не образуется. Появляются небольшие самостоятельно зарождающиеся пластинки Сг7 Сз в матрице и происходят «местные» превращения Fe3C в Сг7 Сз. При продолжи-тельном отпуске частицы Сг7 Сз вырастают в небольшие пластинки, которые затем перерастают в крупные частицы.

Основной особенностью хромистой стали является разупрочнение при низких параметрах отпуска. Это означает, что хром, как карбидообразующий элемент, заменяет молибден или вольфрам, но прочность хромистой стали при отпуске резко снижается.

Марганец используют при изготовлении высокопрочных бейнитных ста-лей. Увеличение содержания марганца способствует повышению твердости нормализованной стали, а на закаливаемую сталь влияет незначительно. Вто-ричного твердения, задерживающего разупрочнение при отпуске, не наблюда-ется ни в мартенситной, ни в бейнитной марганцевых сталях.

Добавка никеля способствует повышению твердости стали после норма-лизации и закалки. Твердость сохраняется при сравнительно низких парамет-рах отпуска, так как в никелевых сталях вторичное твердение не происходит. Никелевые мартенситные стали разупрочняются при более низких температу-рах, чем бейнитные.

Введение марганца и никеля приводит к ускорению процесса разупрочне-ния при отпуске.

Основной особенностью высокопрочных мартенситных и бейнитных ста-лей является низкое содержание углерода, что обеспечивает надлежащую сва-риваемость и вязкость стали. Увеличение содержания углерода не оказывает влияния на процессы, протекающие при отпуске, форма кривых отпуска и пара-метры вторичного твердения не изменяются. В нестареющей стали повышение содержания углерода ускоряет разупрочнение.

Состав мартенситных сталей следует выбирать таким образом, чтобы обе-спечивалась требуемая закаливаемость. Прочность бейнитной стали придает сочетание марганца, хрома и никеля, необходимая устойчивость свойств при отпуске достигается введением соответствующих количеств молибдена, воль-фрама и ванадия.

Легирование хромом производят для повышения прокаливаемости стали. Его содержание может быть ограничено 1 % . Из группы Мо - W - V предпоч-тение следует отдать молибдену, так как он дешевле вольфрама, и температуры аустенизации молибденовых сталей ниже, чем ванадиевых.

Эффективны добавки Si и Со. Они повышают сопротивляемость стали от-пуску.

Комплексное легирование позволяет получать стали с повышенной проч-ностью, вязкостью и пластичностью. Легирующие элементы, вводимые в сталь в определенном оптимальном сочетании, оказывают значительно большее вли-яние на свойства стали, чем каждый в отдельности. Комплекснолегированные стали, как правило, наиболее экономичны и стабильны по своим свойствам.

Основными легирующими элементами являются Mn; Si; Cr; Mo; Ni. Легирование многокомпонентное, однако содержание каждого легирующего элемента невелико и, как правило, не превышает 2 %. Это связано с тем, что практически все легирующие элементы повышая прочность, снижают пласти-ческие свойства стали.

Влияние содержания легирующих элементов на относительную проч-ность и пластичность показано на рис. 6.11 и 6.12.

Рис. 6.11. Влияние легирующих Рис. 6.12. Влияние легирующих

элементов на прочность стали элементов на пластичность стали

На вертикальной оси обозначены соответственно отношения прочности или ударной вязкости стали, легированной данным элементом, к этому пока-зателю для стали, не легированной данным элементом. Из графиков следует, что при содержании более 1…3 % практически все элементы, за исключением Ni, снижают ударную вязкость стали.

Основная сложность при сварке среднелегированных сталей –предотвра-щение образования холодных трещин. Как известно, холодные трещины обра-зуются в шве или околошовной зоне при наличии закалочных структур, отри-цательное влияние которых возрастает при повышенном содержании водорода и неблагоприятных полях внутренних напряжений.

Для каждой стали существует своя скорость охлаждения, превышение ко-торой приводит к образованию холодных трещин. Она называется первой кри-тической скоростью охлаждения - WКр1/

Наиболее радикальным приемом снижения скорости охлаждения являет-ся предварительный подогрев свариваемых кромок. Температура предваритель-ного подогрева может быть определена через эквивалент углерода. Эквивалент углерода - это коэффициент, приводящий влияние легирующих элементов на термический цикл сварки к влиянию углерода. Он определяется по эмпирическим формулам, которые несколько отличаются друг от друга в разных литера-

турных источниках.

Приведем наиболее часто применяемые:

Сэ = Сх +Ср

где Сх - химический эквивалент углерода;

Ср - размерный коэффициент углерода.

Ср=0,005Сх,

где - толщина свариваемого металла.

Температура предварительного подогрева может быть определена по формуле

В некоторых случаях размерный коэффициент не учитывают, и этот эк-вивалент углерода определяют по формуле

При этом температура предварительного подогрева определяется по гра-фику, приведенному на рис. 6.13.

Рисунок 6.13 – Зависимость температуры предварительного подогрева от эквивалента углерода в стали

Предварительный подогрев должен обеспечить снижение скорости ох-лаждения до значения WKpl. Однако чрезмерный подогрев приводит к очень ме-дленному охлаждению шва и околошовной зоны, что также неблагоприятно сказывается на процессе сварки, так как приводит к интенсивному росту зерна. Это в свою очередь снижает пластические свойства металла в зоне сварного со-единения и его способность сопротивляться действию растягивающих напря-жений. На рис. 6.14 приведены различные термические циклы сварки.

Рисунок 6.14 –Различные термические циклы сварки:

1 - большая скорость охлаждения; 2 - малая скорость охлаждения;

3 - сварка с сопутствующим подогревом после остывания шва ниже температуры роста зерна

При малых скоростях охлаждения (кривая 2) время tр.з пребывания стали при температуре выше температуры роста зерна увеличивается, и зерно успева-ет вырасти до крупных размеров. Поэтому для каждой стали существует вторая критическая скорость охлаждения WKp2, медленнее которой вести охлаждение не рекомендуется. В табл.6.18 приведены значения Wкр.1 и WKp2 для некоторых сталей. Чем больше между ними разница, тем легче подобрать термический цикл сварки.

Таблица 6.18. Значения первой и второй критической скорости охлаждения для некоторых сталей

Свариваемость высокопрочных сталей

Способность высокопрочных низколегированных сталей свариваться яв-ляется важной характсристикой, определяющей возможность получения свар-ного соединения с заданными свойствами по технологии, доступной для заво-дов.

Принято считать, что с повышением прочности стали свариваемость ее ухудшается. Однако высокопрочные стали свариваются удовлетворительно. Связано это прежде всего с низким содержанием углерода и ограниченным ле-гированием. Последнее оказалось возможным в связи с тем, что высокая проч-ность стали достигается не только за счет упрочнения твердого раствора, но и вследствие максимального измельчения структуры.

Исследования свариваемости высокопрочных сталей сводятся к определе-нию оптимальных условий сварки, при которых исключается возможность по-явления трещин и металл околошовной зоны сохраняет требуемые пластич-ность, прочность и хладностойкость.

Образование горячих трещин

Основными факторами, влияющими на процесс образования горячих тре-щин в металле шва, являются химический состав металла шва, кристаллизация, общая геометрия сварного соединения и сварочной ванны, дополнительным фактором – образование при кристаллизации пленок из неметаллических вклю-чений (в частности, сульфидов) по границам зерен.

Известно, что повышение содержания углерода в наплавленном металле увеличивает его склонность к образованию горячих трещин, а при содержании углерода более 0,15% необходимо принимать специальные меры, чтобы избе-жать возникновения трещин.

Этого можно достичь путем снижения содержания серы. Предпола-гают, что суммарное содержание серы и фосфора в свариваемой стали не долж-но превышать величины ,

где 0,007 — постоянный коэффициент.

Присадочный и основной металл должны содержать по возможности ме-ньшее количество серы и фосфора. Важное значение имеет совместное влияние содержания вредных примесей на образование горячих трещин. На рис. 22 при-ведены данные о влиянии произведения процентного содержания фосфора и уг-лерода (% РХ% С) на склонность высокопрочных сталей к горячим трещинам.

Испытывали специальные сварные образцы с двухсторонними симмет-рично расположенными поперечными надрезами на боковых кромках. Образцы изготовляли из высокопрочных сталей с очень низким содержанием серы (не более 0,010%), с различным содержанием фосфора (от 0,007 до 0,023%) и угле-рода (от 0,15 до 0,73%). Сварка производилась вольфрамовым неплавящимся электродом в аргоне посредине образца. Жесткость образца регулировали рас-стоянием между надрезами. Критерием склонности стали к образованию горя-чих трещин служило отношение суммарной длины трещин между надрезами к длине перемычек между последними, умноженное на 100.

Как видно из рис. 22 с ростом величины % Р X % С склонность сталей к образованию горячих трещин увеличивается. Поэтому для получения высоко-прочной стали, способной свариваться без образования горячих трещин, сле-дует строго ограничить содержание не только серы, но и фосфора и углерода. Интересно рассмотреть совместное влияние фосфора и углерода в сочетании с легирующими элементами на склонность стали к образованию горячих трещин. Как видно из рис. 23, в этом случае наблюдается четкая зависимость между склонностью стали к образованию горячих трещин и содержанием в ней леги-рующих элементов. Многочисленные исследования показывают, что карбидо-образующие элементы – хром, молибден, ванадий-–уменьшают склонность ста-ли к образованию горячих трещин, в то время как никель, кремний, углерод, се-ра, фосфор усиливают ее. Поэтому современные высокопрочные низколегиро-ванные стали (см. табл. 3), как правило, имеют ограниченное содержание угле-рода, никеля, кремния, серы и фосфора. При соблюдении определенных тех-нологических режимов сварки и применении правильно подобранных приса-дочных материалов задача получения металла шва без горячих трещин решает-ся достаточно успешно.

Холодные трещины

Холодные трещины являются наиболее опасным дефектом сварных сое-динений из высокопрочных сталей. Они образуются при температурах ниже 300° С в напряженном мартенсите. В низкоуглеродистых низколегированных высокопрочных сталях мартенсит сравнительно пластичен, поэтому вероят-ность образования холодных трещин в этом случае меньше, чем в среднеугле-родистой стали. Несмотря на это при сварке низкоуглеродистых высокопроч-ных сталей приходится принимать в ряде случаев специальные меры во избежа-ние возникновения холодных трещин.

Большинство авторов связывает образование трещин с наличием водоро-да в металле шва. Водород диффундирует из сварочной ванны в металл около-шовной зоны. Однако при отсутствии водорода также наблюдается образование холодных трещин. Поэтому некоторые исследователи считают, что образование холодных трещин связано с процессом мартенситного превращения.

Холодные трещины, наблюдаемые в сварных соединениях, можно класс-сифицировать следующим образом (рис.24).

Рисунок 24 – Основные типы холодных трещин в сварном соединении:

1 - подваликовая; 2 — переходная; 3 — поперечная; 4 — от надреза

Тип 1 — подваликовые трещины. Они образуются в зоне термического влияния на участке «крупного зерна». На этом участке температура при сварке наиболее высокая и аустенитные зерна вырастают до наибольших размеров. Та-кие трещины наблюдаются, если ферритный наплавленный металл содержит водород.

Тип 2 — поперечные трещины, развиваются в направлении перпендику-лярном изотермам. Начало их образования – в зоне термического влияния на участке крупнозернистого мартенсита. Эти трещины часто распространяются в наплавленном и основном металле. Они образуются даже при отсутствии водо-рода, хотя водород способствует их зарождению.

Тип 3 — трещины от надреза, образуются на свободной поверхности зо-ны термического влияния возле металла шва, на участке с резко выраженным эффектом надреза. Начало трещины может находиться в области многоосных растягивающих напряжений, особенно в зоне крупных мартенситных зерен. Эти трещины могут образоваться при незначительном содержании водорода.

Тип 4 — переходные трещины, образуются при сварке аустенитными электродами. Они зарождаются в мартенситной зоне наплавленного металла, возле линии сплавления.

Все четыре типа трещин чаще всего зарождаются и развиваются в зоне крупнозернистого мартенсита, образующегося в процессе охлаждения аусте-нита от максимальной температуры. Поперечные трещины (тип 3) наблюдают-ся в многослойных сварных швах.

Разработаны различные методы испытания на образование трещин в сварных соединениях из низколегированных высокопрочных сталей с учетом особенностей типа соединений, метода сварки и количества слоев наплавлен-ного металла.

Основными показателями свариваемости низкоуглеродистых бейнитно-мартенситных сталей являются сопротивляемость сварных соединений холод-ным трещинам и хрупкому разрушению и механические свойства зоны терми-ческого влияния, которые прежде всего связаны с фазовыми превращениями и структурными изменениями происходящими в стали при сварке. Структурные изменения в стали при воздействии термического сварочного цикла оценивают по термокинетическим диаграммам непрерывного распада аустенита.

Например, превращение аустенита стали 12ГН2МФАЮ (рис. 7.4) при скорости охлаждения в интервале 600 ... 500 °С w6/5 = 75 ... 1,6 °С/с происходит в мартенситной и бейнитной областях. Ферритное и перлитное превращения от-сутствуют. При w6/5 = 75 °С/с мартенситное превращение начинается при 450°С и заканчивается при 270 °С, твердость мартенсита HV380. С уменьшени-ем скорости охлаждения количество мартенситной составляющей уменьшается. При w6/5 = 1,6 °С/с происходит полностью бейнитное превращение в интервале температур 635 ... 465 °С; твердость HV 205.

Рисунок 7.4 – Термическая диаграмма распада аустенита стали 12ГН2МФАЮ. Цифры в кружках означают твердость (HV): А - аустенит; Б - бейнит;

М- мартенсит

Низкоуглеродистые бейнитно-мартенситные стали имеют ограниченное содержание С, Ni, Si, S и Р. Поэтому при соблюдении режимов сварки и прави-льном применении присадочных материалов горячие трещины отсутствуют.

Наиболее распространенным и опасным дефектом сварных соединений сталей являются холодные трещины в зоне термического влияния и металле шва, возникающие в закаленной структуре под влиянием водорода и сварочных напряжений.

Высокая сопротивляемость сварных соединений низкоуглеродистых ле-гированных сталей образованию трещин обеспечивается в случае, когда содер-жание диффузионного водорода в наплавленном металле не превышает 3,5 ... 4,0 мл/100 г. Более высокая концентрация водорода приводит к снижению соп-ротивляемости соединений образованию холодных трещин. Для предотвраще-ния образования холодных трещин в этих сталях необходимы ограничения до-пускаемых скоростей охлаждения. Например, диапазон допускаемых скоростей охлаждения зоны термического влияния для сталей 14Х2ГМРБ и 12ГН2МФАЮ w6/5 = 13 ... 18 °С/с, а для 12ХГН2МФБДАЮ w6/5 = 4 ... 6 °С/с. Для предотвра-щения образования холодных трещин при сварке соединений большой толщи-ны следует применять предварительный подогрев. Как правило, он назначается при сварке металла толщиной свыше 20 мм. Температура подогрева 8O...100°С. При сварке металла толщиной свыше 40 мм температура подогрева 100...150°С. При температуре окружающего воздуха ниже 0°С необходим предварительный подогрев свариваемых кромок до 100 ... 120 °С для металла толщиной менее 30 мм и 130 ... 150 °С для металла большей толщины. Подогрев сварных соедине-ний наиболее эффективен, если его осуществлять равномерно по всей длине шва с двух сторон от разделки кромок на ширину не менее 100 мм.

Критериями при определении диапазона режимов сварки и температур предварительного подогрева служат допустимые максимальная и минимальная скорости охлаждения металла околошовной зоны. Максимально допустимые скорости охлаждения сталей принимаются таким образом, чтобы предотвратить образование холодных трещин в металле околошовной зоны. Величину этой скорости охлаждения определяют экспериментальным путем по результатам испытаний технологических проб или же расчетным путем.

Для предотвращения неблагоприятного изменения структуры и снижения ударной вязкости металла зоны перегрева необходимо ограничивать минималь-ную скорость охлаждения. Чрезмерно высокие погонные энергии сварки приво-дят к образованию у линии сплавления крупно-юрнистых структур с низкими показателями ударной вязкости. Кроме тoгo, длительное пребывание отдельных зон основного металла при температурах, превышающих температуру отпуска стали, может способствовать разупрочнению металла. При сварке бейнитно-мартенситных сталей скорость охлаждения целесообразно регулировать, изме-няя как погонную энергию, так и температуру предварительного или после-дующего подогрева соединений. Подогрев замедляет скорость остывания при температvpe ниже 300°С и способствует более полному удалению водорода из наплавленного металла. При этом возрастает стойкость соединений против об-разования холодных трещин. Увеличение погонной энергии продлевает пребы-вание металла в области высоких температур, что ухудшаег его механические свойства. Поэтому наилучшее сочетание механических свойств соединений и их стойкости против трещин достигается при использовании оптимальных ре-жимов сварки и температур предварительного и последующего подогрева.

При сварке соединений толщиной менее 20 мм скорость охлаждения ме-талла околошовной зоны следует регулировать в основном изменением погон-ной энергии сварки, при толщине свыше 20 мм - погодной энергии сварки и температуры предварительного и последующего подогрева в интервале 50 ... 150 °С.

Стойкость сварных соединений против образования холодных трещин может быть также повышена применением технологии сварки с "мягкими прослойками", при которой первые слои многослойного шва выполняют менее прочным и более пластичным металлом по сравнению с последующими слоя-ми. В отдельных случаях ("жесткие" соединения большой толщины) малопроч-ные пластичные швы в один-два слоя выполняют и в процессе заполнения

разделки кромок.

Ламелярные трещины могут возникать в зоне сварного соединения, когда металл подвергается нагружению в направлении, перпендикулярном к плоскости проката. Такие трещины появляются, преимущественно, на границе зоны термического влияния или в основном металле при сварке тавровых и уг-ловых соединений из листового проката повышенной толщины (рис. 68). Тре-щины имеют ступенчатую (каскадную) форму и в большинстве случаев распо-лагаются параллельно поверхности листа. Образованию ламелярных трещин способствуют малая пластичность металла в направлении толщины листа (по оси Z) и действие в этом направлении значительных растягивающих напряже-ний, вызываемых конструктивной жестокостью сварного узла и возникающей при сварке усадочной силы. Наибольшей чувствительностью к ламелярному растрескиванию обладают стали, характеризующиеся наименьшим относительным сужением при растяжении в направлении толщины.

Рисунок 68 – Места появления ламелярных трещин

Дополнительным признаком большей склонности стали к образованию ламелярных трещин является высокое содержание серы, а также химическая неоднородность металла по толщине проката (табл. 34).

Таблица 34 Влияние относительного сужения и содержания серы на склонность стали к образованию ламелярных трещин при дуговой сварке

Качественная оценка стали на склонность	Относительное сужение в направлении толщины проката , %	Содержание серы, %
к ламелярным трещинам	среднее зна-чение из трех испытаний		минимально допу-стимое единичное значение
Высокая	15		10	>0,02
Средняя	25		15	<0,010
Низкая	35		25	<0,007

Очевидно, что использование сталей с высокой склонностью к ламеляр-ному разрушению возможно лишь в случае практического отсутствия свароч-ных напряжений, действующих в направлении толщины листа, например при сварке стыковых соединений малой толщины. При проектировании и изготов-лении конструкций из сталей повышенной и высокой прочности с тавровыми и угловыми сварными соединениями следует применять металл с возможно низ-кой склонностью к образованию ламелярных трещин, при этом необходимо предусматривать конструктивные и технологические меры по снижению напря-жений и деформаций, развивающихся при сварке в направлениях толщины листа.

Вероятность образования ламелярных трещин может быть снижена, нап-ример, путем уменьшения объема расплавленного металла (сечения шва) за счет уменьшения угла разделки кромок и катета шва, а также путем примене-ния рациональных типов и форм сварных соединений (рис. 69). Возможно вве-дение вставок в конструкцию сварного узла из проката с большей устойчивостью против ламелярного растрескивания или использование различного вида накладок, воспринимающих растягивающие усилия.

Рисунок 69 – Изменение конструкции сварного соединения (показано стрел-ками), направленное на снижение риска ламелярного растрескивания

Из технологических мероприятий, направленных на повышение стойко-сти сварных соединений к ламелярному разрушению, можно отметить следу-ющие: предварительный нагрев металла в зоне сварки (температуру (рис. 70) устанавливают с учетом содержания серы в стали); высокотемпературная про-калка электродов с основным покрытием; применение электродов, обеспечива-ющих получение металла шва с максимально высокими пластическими харак-теристиками; предварительная наплавка на поверхность проката в месте сварки промежуточного слоя металла толщиной 5…8 мм, имеющим более высокую пластичность и низкий предел текучести по сравнению с этими показателями основного металла (рис. 71, а); рациональная очередность наложения валиков и слоев сварного шва, позволяющая сформировать буферный слой (рис. 71, б).

Рисунок 70 – Примерная зависимость температуры подогрева Т, снижающего склонность к ламелярному растрескиванию, от содержания серы в стали

Рисунок 71– Технологические приемы сварки, снижающие склонность к образованию ламелярных трещин: а — предварительная наплавка специального пластичного слоя; б — рациональная очередность наложения валиков (цифрами показан порядок наложения валиков буферного слоя)

Риск образования ламелярных трещин при изготовлении, монтаже и ре-монте сварных конструкций, когда имеются тавровые и угловые соединения, существует всегда. Он возрастает при сварке сталей повышенной и высокой прочности толщиной более 20—25 мм, особенно сталей, отличающихся химии-ческой и структурной неоднородностью. Появление ламелярных трещин тем более опасно в конструкциях, работающих в условиях динамических нагрузок или низких температур.

Технология сварки и свойства соединений

Технология сварки высокопрочных низколегированных сталей должна обеспечить требуемые механические свойства металла шва и околошовной зо-ны, достаточную стойкость сварного соединения к возникновению горячих и холодных трещин.

Необходимость получения сварного соединения, обладающего свойства-ми, равноценными или близкими к свойствам основного металла, предопреде-ляет выбор сварочных материалов, режимов и технологических приемов, при-меняемых при сварке высокопрочных сталей.

Одним из важных условий обеспечения требуемых свойств сварных конс-трукций и их узлов является качественная подготовка и сборка соединений под сварку.

Сборка. Типы сварных соединений, их форма и размеры должны соотве-тствовать требованиям ГОСТ 5264—80, ГОСТ 8713—79 и ГОСТ 14771—76 (табл. 11).

Места наложения швов и поверхности стыкуемых деталей зачищают до полного удаления ржавчины, окалины, краски, масла, влаги и других загряз-нений. Зачистку проводят на участке равном ширине шва плюс 20 мм в каждую сторону.

При подготовке стыковых соединений элементов, отличающихся по толщине, на кромке более толстого элемента делают скос 1:5 для сжатых и 1:8

для растянутых элементов. Скос выполняют механическим способом или ма-шинной газовой резкой с последующей зачисткой шлифовальной машинкой.

Угловые соединения собирают без зазоров. Если в соединении при сборке образуется зазор 1...1,5 мм, применяют различные приспособления, чтобы предотвратить затекание жидкого металла и шлака в зазоры (флюсовые подушки, медные или флюсомедные подкладки, ручную подварку и др.)

Таблица 11. Основные типы стыковых соединений высокопрочных сталей

Конструктивные элементы соединений без скоса кромок

Тип шва	Сварка		S, ММ	Ь, мм
Односторонний	Механизированная флюсом	под	3...6 7...8	0...2 0...4
Механизированная щитных газах	в за-	3...4 4...5	0...1.5 2...4
Ручная покрытыми электродами		3...4	0,5..2
	Механизированная флюсом	под	8...12 14...16 18...20	0,5...2,5 1...3 2...4
Двусторонний	Механизированная щитных газах	в за-	3...4 5...6	0...1,5 2...4
	Ручная покрытыми элект родами		3...6	0,5…2

Сборка должна обеспечивать возможность качественной сварки соедине-ний. Для этого необходимо выдержать заданный зазор между соединяемыми деталями и зафиксировать его так, чтобы взаимное расположение деталей не нарушалось в процессе сварки и кантовки. Для этого в начале и конце каждого стыкового соединения следует приваривать выводные планки размером 400X 200 мм и толщиной равной толщине свариваемых листов (рис. 8).

Рисунок 8 – Сборка с помощью сварных (а) и цельных (б) выводных планок:

1 – изделие; 2 – выводная планка

Для качественного выполнения начала шва и заварки кратеров в планках можно подготавливать кромки на длину 80...100 мм. Планки уменьшают угловые деформации, повышают качество сварных соединений, фиксируют взаимное расположение элементов.

В массовом и крупносерийном производстве для сборки приме-няют специальные сборочно-сварочные приспособления. В единич-ном производстве для скрепления деталей используют струбцины, клинья, стяжные уголки, а в подавляющем большинстве случаев прихватки длиной 50... ...100 мм и высотой не менее 6...5 мм.

Расстояние между прихватками не должно превышать 400...500 мм. Следует избегать постановки прихваток в местах пересечения швов. Прихватки выполняют электродами УОНИ-13/45А или АНП-2, а также полуавтоматом в углекислом газе проволокой Св-08Г2С со стороны, обратной наложению первых проходов швов. К качеству прихваток предъявляют такие же требования, как и к основным швам.

Перед сваркой прихватки должны быть тщательно очищены; прихватки с дефектами необходимо удалять и переваривать. Характерная схема сборки стыковых соединений из стали 14Х2ГМР толщиной 12...28 мм применительно к сварке полотнищ нижних поясов коробчатых балок автодорожного моста приведена на рис. 9.

Рисунок 9 – Выполнение прихваток (1), приварка технологических выводных планок (2), наложение подварочного шва (3) стыковых соединений из стали 14Х2ГМР

Следует избегать приварки сборочных приспособлений к изделию. При необходимости швы временных креплений удаляют вырубкой зубилом или строганием. Места с выхватами на основном металле расчищают, заплавляют электродами типа Э70 и зачищают шлифовальной машинкой заподлицо с поверхностью детали.

Собранные конструкции из высокопрочных сталей должны храниться в условиях, исключающих загрязнение мест сварки. В случае несоблюдения этих условий или при длительном хранении собранные конструкции должны быть осмотрены, а места наложения швов повторно очищены до металлического блеска.

Технологические особенности сварки

Автоматическую, механизированную и ручную сварку высокопрочных сталей выполняют на постоянном токе обратной полярности.

Условия сварки необходимо выбирать таким образом, чтобы предотвра-тить попадание влаги в зону сварки и чрезмерно быстрое охлаждение сварных соединений. Достаточно просто это достигается на промышленном предприя-тии. Однако значительный объем сварочных работ при изготовлении металло-конструкций из высокопрочных сталей приходится выполнять на монтаже как при нормальной, так и при низких температурах. В данном случае целесообразно подготовить специальные укрытия, позволяющие надежно защищать мес-то сварки от осадков и сквозняков. Иногда изготовляют специальные времен-ные сооружения, шатры. Опыт свидетельствует о том, что такие мероприятия позволяют существенно повысить качество сварочных работ и сократить объем ремонтно-восстановительных работ. При температуре окружающего воздуха ниже 0°С необходим предварительный подогрев свариваемых кромок при 100...120°С для металла толщиной до 30 мм и при 130. .150°С для металла тол-щиной свыше 30 мм.

Протяженные стыковые соединения металла большой толщины скрепляя-ют (рис. 10) массивными прихватками, что позволяет разбивать его на равные участки («блоки»).

Рисунок 10 – Выполнение прихваток при сварке протяженных стыковых соединений из высокопрочных сталей большой толщины

Величину блоков выбирают в зависимости от толщины металла и длины стыка, применяемых способов сварки, продолжительности сварочного процесса и др. Работы должны быть организованы таким образом, чтобы полностью закончить сварку выбранного технологического участка в течение смены или ра-бочего дня. В отдельных случаях допускается оставлять на несколько часов соединения, заваренные на 70...75 % расчетной толщины шва. Не рекомендуется начинать сварку соединений, которые не могут быть закончены в течение р-абочего дня или смены.

Таблица 15– Рекомендуемые режимы сварки стыковых соединений без скоса кромок

Температура подогрева, °С

Qc , кДж/см, при толщине металла, мм (не более)

Режим сварки высокопрочных сталей под флюсом, в защитных газах и покрытыми электродами не должен выходить за пределы рекомендуемых диа-пазонов в зависимости от толщины металла и температуры предварительного подогрева (табл. 15... 17).

Погонную энергию сварки рассчитывают по формуле

где QCB – погонная энергия сварки, кДж/см;

1 – сварочный ток, A; Un – напряжение на дуге, В;

VCB – скорость сварки, см/с;

эф – эффективный КПД.

Эффективный КПД при расчетах устанавливают в соответствии с применяемыми способами сварки: 0,9 – под флюсом, 0,75 – в углекислом газе и 0,65 – покрытыми электродами.

При обрыве дуги необходимо тщательно зачистить кратер от шлака и только после этого снова возбуждать дугу. При смене электрода и окончании валика обрывать дугу следует после заполнения кратера металлом.

После наложения каждого валика и выполнения шва в целом металл шва и околошовную зону тщательно зачищают от шлака и брызг металла. Валики последнего слоя шва должны иметь плавное сопряжение между собой и с поверхностью основного металла.

При двусторонней сварке стыковых соединений первый шов рекоменду-ется накладывать со стороны, противоположной прихваткам. Если по условиям сборки и сварки прихватки необходимо ставить со стороны наложения шва, то качественно выполненные прихватки не удаляют, а зачищают от шлака и заг-рязнений, а некачественные удаляют. Сварку необходимо начинать и заканчи-вать на технологических (выводных) планках, приваренных к изделию.

Корень шва удаляют подрубкой пневматическим зубилом, фрезерованием или воздушно-дуговой строжкой. После воздушно-дуговой строжки обязатель-на механическая зачистка поверхности до металлического блеска. При воздуш-но-дуговой строжке металла толщиной свыше 18 мм применяют предваритель-ный подогрев до температуры 100° С.

Для предотвращения образования холодных трещин при сварке соедине-ний большой толщины и жесткости следует применять предварительный подо-грев. Как правило, его назначают при сварке металла толщиной свыше 20 мм. Температура подогрева 60... 100°С. При сварке металла толщиной свыше 40 мм температура подогрева 100... 150° С. Технологические участки следует свари-вать без перерывов, не допуская охлаждения сварного соединения ниже температуры предварительного подогрева. В то же время технологические участки в зависимости от толщины свариваемой стали должны быть достаточно протя-женными, чтобы не допускать перегрева сварных соединений между отдель-ными проходами выше 200...230°С. При рациональном использовании «авто-подогрева» в случае многопроходной сварки предварительный подогрев можно использовать только лишь при выполнении первых (корневых) проходов. Наряду с предварительным весьма эффективен послесварочный подогрев, т. е. непосредственно после окончания сварки.

Стойкость сварных соединений к образованию холодных трещин может быть также повышена применением технологии сварки с «мягкими прослой-ками». Сущность этого технологического приема заключается в том, что пер-вые слои многослойного шва выполняют хменее прочным и более пластичным металлом по сравнению с последующими слоями. В отдельных случаях (жест-кие соединения большой толщины) малопрочные пластичные швы в один-два слоя накладывают в процессе заполнения разделки кромок (рис. 11).

Рисунок 11– Стыковые и тавровые соединения с «мягкими» (заштрихованные швы) прослойками

При автоматической и механизированной сварке под флюсом для выпол-нения мягких слоев могут быть рекомендованы сварочные проволоки Св-10ГА, Св-08ГС (ГОСТ 2246—70); при сварке покрыты-ми электродами – электроды УОНИ-13/ 45; при сварке в углекислом газе – проволока Св-08Г2С. После за-вершения сварочных работ в монтажных условиях сварные соединения необхо-димо укрывать асбестовой тканью или мешками с песком для обеспечения их замедленного охлаждения.

Поверхность сварных швов должна быть очищена от шлака, брызг метал-ла. Сварные соединения контролируют в соответствии с техническими требо-ваниями к сварным конструкциям.

Подогрев сварных соединений

Эга операция позволяет уменьшить скорость охлаждения, способствует снижению содержания водорода в металле шва и околошовной зоны, что играет важную роль в повышении сопротивляемости сварных соединений образова-нию холодных трещин.

Для измерения температуры нагретого металла часто используют термо-карандаши. Определение температуры основано на изменении цвета штриха, нанесенного термоиндикаторным карандашом, при достижении температуры перехода, определенной для каждой марки термоиндикаторных карандашей (табл. 18).

Для измерения температуры подогрева можно применять термопары. Спаи термопар (преимущественно хромель-алюмелевых) надежно фиксируют с помощью конденсаторной сварки или пайки и защищают от прямого воздейст-вия нагревателей теплоизоляционными материалами.

Таблица 18. Технические данные термоиндикаторных карандашей

Марка термо-

индикаторного карандаша

Температура перехода, °С

Цвет штриха термоиндикаторного

карандаша

исходный

после воздействия температуры

ПО 240

ПО 130

240

Желтый Бирюзовый

Оранжевый

Белый

Ручная дуговая сварка

При сварке высокопрочных сталей напряжение дуги устанавливают в пределах 16...30 В в зависимости от длины дуги, типа электрода и источника тока. Длину дуги поддерживают в интервале 0,5... ...1,2 диаметра электрода. При очень короткой дуге шов плохо формируется, а при чрезмерно большой – уменьшается глубина провара, увеличивается разбрызгивание металла, повы-шается вероятность образования пор. В случае обрыва дуги ее возбуждают вновь, тщательно заваривают кратер и продолжают сварку шва. Не рекоменду-ется возбуждать дугу на основном металле вне зоны шва, так как это может привести к «ожогу» поверхности металла и явиться причиной образования в этом месте надрывов и трещин.

Кратеры швов должны быть тщательно заварены, так как являются месс-тами скопления неметаллических включений, надрывов и могут стать причиной разрушения изделий на этом участке. Кратерную часть шва заваривают задерж-кой дуги в конце шва и наплавкой небольшого объема металла на частично ос-тывший концевой участок шва.

Сварку тонкого металла, горизонтальных и потолочных швов выполняют без поперечных колебательных движений. При этом получают узкие валики, ширина которых не превышает (0,8... 1,5)d электрода. Оптимальная ширина швов (или валиков) при сварке высокопрочных сталей должна составлять (2,5...3)d электрода.

Основные варианты колебательных движений конца электрода показаны на рис. 14.

Рисунок 14– Основные виды траекторий поперечных движений торца электрода при сварке

В точках 1, 2 и 3 скорость перемещения электрода уменьшается, что способствует прогреванию кромок. В этом случае все кратеры расплавленного металла сливаются в одну ванну и обеспечивается наилучшее сплавление основного и наплавленного металла. При слишком большой ширине валика металл в точке 1 затвердеет к тому времени, когда дуга переместится в точку 3, и в этом месте могут образоваться непровары.

При сварке швов без скоса кромок валик накладывают с небольшим уши-рением с одной или с обеих сторон стыка. Во избежание непровара необходимо обеспечить расплавление металла обеих кромок по всей толщине. Соединения встык с V-образной подготовкой кромок в зависимости от толщины металла сваривают однослойными или многослойными швами.

При выполнении многослойных швов особое внимание уделяется ка-чественному выполнению первого слоя в корне шва.

Провар корня шва во многом определяет прочность сварного соединения. Корневые швы соединений высокопрочных сталей часто выполняют перевяз-кой (рис. 15) электродами диаметром 4...5 мм.

Рисунок 15 – Схема выполнения корневых швов с перевязкой;

l — длина валика,выполняемого одним электродом

С обратной стороны соединения рекомендуется выполнять под-варочный шов, предварительно очистив корень шва от наплывов ме-талла и шлака. В ряде случаев с обратной стороны ставят подкладку из низкоуглеродистой стали толщиной 3...4 мм. Швы с Х-образной подготовкой кромок сваривают так же, как и швы с V-образной.

Различают короткие (250...300 мм), средние (300... ...1000 мм) и длинные (более 1000 мм) швы. Короткие швы обычно выполняют напроход. Швы сред-ней протяженности целесообразно сваривать от середины к концам. Желатель-но, чтобы длинные швы выполняли два или три сварщика от середины к кон-цам обратноступенчатым способом короткими отрезками 1...4 (рис. 16).

Рисунок 16 – Последовательность сварки швов различной длины (стрелками указано направление сварки):

а напроход; б — от середины к концам; в — от середины к концам обратно-

ступенчатым способом

Разделки кромок заполняют в зависимости от толщины металла любым из известных видов наложения швов (рис. 17).

Рисунок 17- Последовательность сварки многослойных швов:

а — последовательное наложение швов; б — «каскадный» метод;

в — метод «горки»

Последовательное наложение швов применяют при сварке металла тол-щиной до 25 мм. Каскадный способ и способ горки применяют при сварке ме-талла большой толщины. Выбор любой из схем заполнения разделки кромок прежде всего определяется необходимостью сохранить требуемую температуру подогрева высокопрочного металла в процессе сварки.

Сварку угловых швов лучше выполнять в нижнем положении, а изделие располагать так, чтобы шлак не затекал на металл перед дугой. Однако не всег-да возможно установить деталь или изделие в нужное положение.

При сварке углового шва, нижняя плоскость которого расположена гори-зонтально, возможен непровар вершины угла или одной из кромок. Непровар может образоваться на нижнем листе, если сварку начинать с вертикального листа, так как в этом случае расплавленный металл стечет на недостаточно наг-ретую поверхность нижнего листа. Поэтому начинать сварку таких швов следу-ет всегда на нижней плоскости.

Электрод необходимо держать под углом 45° к поверхности листов, слег-ка наклоняя его в процессе сварки то к одной, то к другой плоскости.

Угловые швы выполняют однослойными при катете до 6 мм; при катете свыше 6 мм — за несколько проходов. При сварке многослойного углового шва первый проход выполняют электродом диаметром 3...4 мм, что обеспечивает провар корня шва.

Сварочный ток выбирают в зависимости от марки и диаметра электрода; при этом учитывают положение шва в пространстве, вид соединения и толщину свариваемого металла. При выполнении многослойных швов особое внимание уделяют качественному выполнению первого слоя в корне шва.

Разделки кромок заполняют в зависимости от толщины металла любым из известных способов наложения швов. Последовательное наложение швов применяют при сварке металла толщиной до 25 мм. Каскад и горку используют при сварке металла большей толщины. Выбор схемы заполнения разделки кро-мок определяется необходимостью сохранить температуру подогрева металла в процессе сварки.

Сварку технологических участков следует производить без перерывов, не допуская охлаждения сварного соединения ниже температуры предварительно-го подогрева и нагрева его перед выполнением следующего прохода выше 200 °С. При многопроходной сварке предварительный подогрев может использова-ться только при выполнении первых проходов.

Сварка в защитных газах

Техника механизированной сварки в углекислом газе стыковых и угловых швов в нижнем положении весьма сходна с техникой ручной дуговой сварки та-ких же швов: в нижнем положении сварку выполняют при вертикальном поло-жении горелки поперек шва с наклоном на угол 5... 15° вдоль шва. При этом предпочтение следует отдавать сварке углом назад, чтобы более надежно защи-тить расплавленный металл. При сварке угловых швов в нижнем положении угол наклона горелки вдоль шва такой же, а поперек шва горелку наклоняют на угол 30...45° к вертикали. Конец электрода необходимо направлять в угол сое-динений или смещать до 1...2 мм на горизонтальную полку.

Диаметр проволок сплошного сечения при сварке в углекислом газе и смесях газов выбирают в зависимости от толщины свариваемого металла и пространственного положения шва. Проволоками диаметром 1,0 ... 1,4 мм сва-ривают соединения толщиной 3…8 мм, швы в различных пространственных положениях, а также корневые слои многослойных соединений. В остальных случаях используют проволоку диаметром 1,6 мм.

Сварку в смесях на основе аргона выполняют проволокой марки

С'в-08ХН2ГМЮ, при этом практически отсутствует разбрызгивание, швы име-ют хороший внешний вид.

Рекомендуемые режимы механизированной сварки высокопрочных ста-лей проволоками сплошного сечения при расходе газа 8... 12 л/мин приведены в табл. 20.

Таблица 20 – Режимы механизированной сварки в проволоками сплошного сечения

Диаметр				Пространственное положение
сварочной		нижнее		вертикальное		потолочное
прово-
локи, мм	Iсв,	А		UД, В	Iсв,	А	UД, В		Iсв,	А	UД, В
1	150..	.190	22....	..23	150		21…	22	145	-165	21-	23
1,2	150..	.200	22	..24	150		22…	24	150	-170	22-	23
1,6	200..	.350	26	..30	200…	240	26…	28		–	–

В момент окончания сварки мундштук сварочной горелки задерживают у конца шва и тем самым защищают остывающий металл сварочной ванны от во-здействия воздуха. Не рекомендуется прекращать сварку растягиванием дуги. При сварке в углекислом газе проволокой диаметром более 1,2 мм необходимо тщательно заваривать кратер.

Высокопрочные стали сваривают в смесях на основе аргона сварочной проволокой Св-08ХН2ГМЮ (табл. 21).

При многослойной сварке перед наложением каждого последующего слоя необходимо очищать предыдущий слой от шлака. Не рекомендуется выполне-ние за один проход швов высотой более 10... 12 мм. Для швов высотой более 8 мм рекомендуется выполнять поперечные колебания электрода.

При случайном обрыве дуги или ухудшении подачи проволоки необходи-мо возбуждать дугу на расстоянии 10...15 мм от места обрыва и после зажи-гания переместить ее на кратер шва.

Сварку следует прекращать резким обрывом дуги, чтобы избежать удли-нения вылета. Пределы регулирования вылета не должны превышать 15...40 мм.

Автоматическая сварка под флюсом.

Сварку под флюсом выполняют на постоянном токе обратной полярнос-ти. Сила сварочного тока не превышает 800А, напряжение дуги до 40 В, ско-рость сварки изменяют в диапазоне 13...30 м/ч. Одностороннюю однопроход-ную сварку применяют длясоединений толщиной до 8 мм и выполняют на ос-тающейся стальной подкладке или флюсовой подушке.

Максимальная толщина соединений без разделки кромок, свариваемых двусторонними швами, не должна превышать 20 мм. Для стыковых соединений без скоса кромок (односторонних и двусторонних) используют проволоку марки Св-08ХН2М. Применять более легированные проволоки для таких сое-динений нецелесообразно, поскольку в этом случае швы имеют излишне высо-кую прочность.

Наиболее часто стыковые соединения подготавливают со скосом кромок. Сварку корневых швов стыковых соединений высокопрочных сталей с V- или Х-образной разделкой кромок обычно выполняют проволоками марок Св-08ГА или Св-10Г2. Заполнение разделок кромок осуществляется проволоками марок Св-08ХН2ГМЮ или Св-08ХН2ГСМЮ последовательным наложением слоев.

Основные параметры режима автоматической сварки под флюсом: сваро-чный ток, напряжение дуги и скорость перемещения дуги.

С увеличением сварочного тока дуга больше погружается в основной ме-талл, возрастает погонная энергия и количество расплавленного в единицу вре-мени электродного металла. В результате глубина провара и доля участия ос-новного металла в металле шва увеличиваются. Увеличение диаметра свароч-ной проволоки при неизменном сварочном токе приводит к уменьшению глу-бины провара и выпуклости шва при одновременном увеличении его ширины. В зависимости от толщины свариваемых кромок применяют проволоку диа-метром 2...5 мм.

Увеличение напряжения дуги приводит к повышению ее подвижности, в результате чего увеличивается ширина шва, а глубина остается практически не-изменной. При сварке под флюсами АН-17М и АН-43 напряжение дуги не дол-жно превышать 40 В. Скорость перемещения дуги при сварке стыковых соеди-нений высокопрочных сталей изменяют от 13 до 30 м/ч. Повышение скорости сварки в этом диапазоне обусловливает увеличение глубины проплавления. Автоматической сваркой под флюсом выполняют стыковые, угловые и нахлес-точные швы, расположенные в нижнем положении.

Стыковые соединения можно выполнять односторонними и двусторонни-ми швами с разделкой и без разделки кромок. Швы с разделкой кромок могут быть однопроходными и многопроходными.

Односторонней однопроходной сваркой соединяют высокопрочную сталь толщиной до 8 мм. Для более толстого металла использовать односторон-нюю сварку нецелесообразно, поскольку это приводит к перегреву металла око-лошовной зоны.

Односторонние стыковые соединения сваривают с использованием тех-нологических приемов, которые позволяют обеспечивать высокое качество сварных швов: на остающейся стальной подкладке, на медной или флюсомед-ной подкладке, на флюсовой подушке. Подкладные планки изготовляют из низкоуглеродистой стали СтЗсп толщиной 3...6 мм и шириной 40...50 мм. Зазор между подкладкой и кромками не должен превышать 0,5... 1 мм для пре-дотвращения затекания металла в корневом участке шва. В противном случае в корне шва могут образоваться дефекты (прожоги, шлаковые включения, трещи-ны). После окончания кварки подкладную планку, как правило, удаляют, а поверхность шва зачищают шлифовальной машинкой заподлицо с основным ме-таллом.

При использовании медных или флюсомедных подкладок, флюсовых по-душек необходимо обеспечивать плотное под-жатие подкладки к корню свар--ного соединения. Рекомендуемые режимы односторонней сварки под флюсом стыковых соединений толщиной до 8 мм без скоса кромок на флюсовой по-душке приведены в табл. 23. Металл большей толщины без скоса кромок сва-ривают двусторонними швами.

Таблица 23. Режимы автоматической сварки под флюсом стыковых соединений без скоса кромок на флюсовой подушке

Двусторонняя автоматическая сварка является основным методом полу-чения высококачественных швов, так как этот тип соединений наиболее тех-нологичен, надежен, позволяет получать сварные соединения с минимальными деформациями и высоким качеством. Двусторонняя автоматическая сварка бо-лее надежна по сравнению с односторонней, так как в этом случае на качество швов в меньшей степени влияет колебание режима сварки, смещение электрода от оси шва, точность подготовки кромок и сборки. Первый проход двусторон-него шва обычно выполняют на флюсовой подушке или «на весу».

Максимальная толщина металла, свариваемого двусторонними швами при бескосной разделке кромок, не должна превышать 20 мм. В противном слу-чае сварку необходимо вести на форсированных режимах, что приводит к сни-жению пластичности и хладостойкости металла околошовной зоны. Техника сварки первого прохода такая же, как и односторонних швов. Глубина проплав-ления должна быть равна (0,6...0,7) металла. После кантования изделия второй проход шва выполняют с таким расчетом, чтобы перекрытие слоев состав-ляло 3...4 мм. Наиболее рационально такие швы сваривать с обязательным за-зором в стыке. Режимы двусторонней автоматической сварки под флюсом сты-ков без скоса кромок обычно выбирают с таким расчетом, чтобы оба слоя шва сваривались без переналадки сварочной аппаратуры (табл. 23).

Для стыковых соединений без скоса кромок (односторонних и двусторон-них) используют сварочную проволоку Св-08ХН2М. Применять более легиро-ванные проволоки для таких соединений нецелесообразно, поскольку в этом случае механические свойства швов имеют излишне высокую прочность.

Наиболее часто при сварке высокопрочных сталей стыковые соединения подготовляют со скосом кромок. Корневые швы стыковых соединений высоко-прочных сталей с V- или X-образной разделкой кромок обычно выполняют то-ком прямой полярности проволоками Св-08ГА или Св-10Г2 (табл. 24).

Заполнение V-образной разделки кромок осуществляется током обратной полярности проволоками Св-08ХН2ГМЮ или Св-08ХН2Г2СМЮ последова-тельным наложением слоев. При выполнении слоев многопроходного шва пер-вые два-три слоя выполняют по оси разделки, а все последующие — со смеще-ниями последовательно то к одной, то к другой стороне разделки.

Порядок многопроходной сварки швов при Х-образной симметричной разделке кромок следующий: выполняют сварку с одной стороны, заполняя разделку на одну треть или наполовину по глубине; кантуют соединение, зачи-щают корень шва и выполняют сварку с этой стороны, заполняя разделку на одну треть или наполовину сечения по глубине; снова кантуют и окончательно сваривают шов с первой стороны, а затем — со второй стороны соединения.

При сварке толстолистовых соединений высокопрочных сталей более предпочтительна разделка с двумя несимметричными скосами двух кромок.

При автоматической сварке под флюсом угловых швов тавровых и нахле-сточных соединений при положении в угол формирование швов затруднено, в результате чего появляются условия для образования подрезов вертикальной стенки и наплывов металла шва на горизонтальную полку. Основным условием получения качественных швов является правильный выбор режима сварки и точное расположение конца электрода относительно кромок свариваемого из-делия. Электрод располагают таким образом, чтобы угол, образуемый электро-дом и вертикальной стенкой, составлял 35...40°.

Сварку тавровых, угловых и нахлесточных соединений выполняют в двух основных положениях — в «лодочку» и в угол (табл. 25, 26).

Электрошлаковая сварка.

При электрошлаковой сварке низкоуглеро-дистых легированных сталей применяют технологические приемы, позволяю-щие повысить скорость охлаждения сварного соединения, например сопутст-вующее дополнительное охлаждение зоны сварки. При этом ниже ползуна ус-танавливается специальное устройство, которое охлаждает водой шов и зону термического влияния, что обеспечивает получение требуемой структуры и ме-ханических свойств этого участка сварного соединения.

СВАРОЧНЫЕ МАТЕРИАЛЫ

Металлургические процессы сварки высокопрочных низколегированных сталей должны обеспечивать: минимальную насыщенность водородом металла шва и металла зоны термического влияния; получение металла шва оптимального химического состава с ограниченным содержанием углерода, серы, фосфора и неметаллических включений.

Широко используемые при сварке углеродистых и низколегированных сталей сварочные материалы не отвечают этим требованиям. Поэтому для свар-ки высокопрочных сталей разработаны специальные сварочные материалы.

Электроды

Ручную сварку высокопрочных низколегированных сталей выполняют электродами АНП-2, которые отвечают типу Э70 и имеют фтористо-кальцие-вое покрытие. Коэффициент наплавки электродов не менее 9 г /(А-ч), коэффи-циент перехода металла в шов не менее 96 %. Металл, наплавленный электро-дами АНП-2, имеет следующий состав: <0,1 % С; 0,8...1,2 % Мn; 0,2...0,4 % Si; 0,6...0,1 % Сг; 0,2...0,4 % Мо; 1,3... 1,8 % Ni; < 0,03 % S и < 0,03 % Р. Это поз-воляет обеспечивать необходимые показатели механических свойств металла швов: 0 2 > 590МПа; в >720 МПа; 5 >17 %; KCU>49 Дж/см2 при - 70° С (табл. 5).

Таблица 5 – Механические свойства металла шиа при ручной дуговой сварке электродами АНП-2 стыковых соединений высокопрочных сталей

Особенностью электродов АНП-2 является низкое содержание водорода в наплавленном металле. После прокалки при температуре 420...450° С содержание диффузионного водорода не превышает 2 мл/100 г металла.

Электроды АНП-2 технологичны при сварке во всех пространственных положениях. Для сварки применяют постоянный ток обратной полярности. Сварочный ток устанавливают в соответствии с диаметром электрода и положением шва. Электроды обеспечивают устойчивое горение дуги, хорошее формирование шва, легкую отделимость шлаковой корки, незначительные потери расплавленного металла от разбрызгивания. Металл шва, выполненный электродами АНП-2, устойчив к образованию кристаллизационных трещин, не склонен к образованию опор.

Сварку высокопрочных сталей с низколегированными сталями повышен-ной прочности 09Г2, 10Г2С1, 14Г2, 10ХСНД, 15ХСНД, а также с низкоуглеро-дистой сталью СтЗ выполняют электродами УОНИ-13/45А или УОНИ-13/55А.

Для сарки среднеуглеродистыхвысокопрочных сталей типа 42Х2ГСНМА, 30Х2ГСНВМА рекомендуются электроды ВИ10-6 типа Э100 (стержень Св-18ХМА) и типа Э85-НИАТ-3М со стержнем Св-08А. Возможно применение аустенитных электродов Э-10Х20Н9Г6С, Э-06Х19Н11Г2М2. Сварные соеди-нения не подвергаются термообработке.

Проволоки для сварки в защитных газах

При изготовлении конструкций из высокопрочных сталей широко при-меняют автоматическую и механизированную сварку в защитных газах. В ка-честве защитной среды используют углекислый газ и смеси на основе аргона.

При сварке в углекислом газе применяют проволоки сплошного сечения Св-08Г2С, Св-10ХГ2СМА и Св-08ХН2Г2СМЮ и порошковые проволоки

ПП-АН54 и ПП-АН55.

Химический состав сварочных проволок приведен в табл. 6. Проволоку Св-10ХГ2СМА используют при сварке стыковых соединений толщиной до 30 мм, к которым не предъявляются повышенные требования по хладостойкости металла шва.

Таблица 6. Содержание сварочных проволок, %

Марка проволоки

Мп

Сг

Св-08Г2С

Св-10ХГ2СМА

Св-08ХН2ГМЮ

Св-08ХН2Г2СМЮ

0.05...0.11

0,06...0,12 0.06...О.11 0.06..0,11

0,7...0,95

0,6...0,9 0,25...0,55 0.4...07

1,5...2,1 1,7...2,1 1...1.4 1,5...1,9

<0,2 0,8...1,1 0,7...1,1 0,7...1

О.2> 580МПа; в> 680МПа; 5 > 18 %; KCU > 25 Дж/см2 при - 60° С. Металл шва, выполненного проволокой Св-08ХН2Г2СМЮ, имеет более высокие зна-чения прочности и хладостойкости: О.2 > 750 МПа; в > 850 МПа; 5 >15 %; KCU >40 Дж/см2 при – 70° С. При механизированной сварке в углекислом газе сталей с пределом текучести 550...700 МПа наиболее благоприятные механи-ческие свойства металла шва позволяют получать порошковые проволоки

ПП-АН54 и ПП-АН55. Они обеспечивают достаточно близкий химический сос-тав наплавленного металла: <0,1% С; 0,7... 1,3 % Мn; 0,15.:.0,4 % Si; 0,4...0,8 % Сг; 1,3... 1,8 % Ni; 0,3...0,5 % Мо; < 0,03 % S; < 0,03 % Р. Проволока ПП-АН55 предназначена для сварки сталей с пределом текучести 550...610 МПа, проволо-ка ПП-АН54 обеспечивает более высокий уровень механических свойств швов: (т0 2 > 630 МПа; в > 750 МПа; 5 > 19 %; KCU > 60 Дж/см2 при — 60° С.

Сварку высокопрочных сталей с низколегированными сталями 09Г2, 10Г2С1, 14Г2, 10ХСНД, 15ХСНД, а также со сталью СтЗ выполняют проволо-кой Св-08Г2С.

В последние годы при сварке высокопрочных сталей для изготовления ответственных изделий, работающих при низкой температуре, широкое при-менение находят защитные смеси на базе аргона.

При сварке низколегированных сталей плавящимся электродом в чистом аргоне при критических токах наступает струйный перенос металла в дуге. При этом практически отсутствует разбрызгивание, швы имеют хороший внешний вид. Однако ввиду замедленности металлургических процессов и других при-чин при сварке с этой газовой защитой швы весьма склонны к порообразова-нию. Уменьшить склонность швов к порообразованию при сварке в инертном газе можно путем добавления к нему в небольших количествах активных газов. При этом сохраняются все преимущества сварки в чистом аргоне. При сварке высокопрочных сталей в зависимости от условий и характера производства, ос-нащенности его оборудованием для сварки, транспортирования, газификации, хранения и смешения применяют следующие смеси газов на базе аргона: 78 % Аг + 22 % СО2 и 75 % Аг + 20 % СО2+5%О2.

Процесс сварки плавящимся электродом в смесях газов на основе аргона имеет ряд особенностей: при достижении критического тока перенос металла в дуге переходит в струйный; при увеличении добавки активного газа к аргону изменяется форма провара: от так называемой пилообразной она стремится к эллиптической, как при обычной сварке в углекислом газе; при сварке в смесях газов на основе аргона ввиду рафинирующего действия смеси швы содержат неметаллических включений меньше, чем при сварке в углекислом газе.

Поэтому пластичность и особенно ударная вязкость наплавленного ме-талла при низких температурах испытаний выше, чем при сварке в углекислом газе.

При сварке высокопрочных сталей в смесях на базе аргона может быть использована сварочная проволока Св-08ХН2ГМЮ. Это позволяет обеспечи-вать достаточно высокие механические свойства металла шва (табл. 7). Для сварки угловых швов с катетом свыше 10 мм могут быть использованы про-волоки Св-10ХГ2СМА, ПП-АН54, ПП-АН55. Для угловых швов с меньшим катетом более предпочтительна проволока Св-08Г2С (табл. 8).

Таблица 8 – Механические свойства металла угловых швов при сварке в защитных газах тавровых соединений высокопрочных сталей

Проволока для сварки в углекислом газе и смесях аргона с углекислым

газом.

Проволока марки Св-10ХГ2СМА обеспечивает прочность металла шва до 680 МПа и ударную вязкость до 25 Дж/см2 при температуре -60 °С. Металл шва, выполненного проволокой марки Св-08ХН2Г2СМЮ, имеет показатели прочности до 850 МПа и KCU до 40 Дж/см2 при температуре -70 °С. Благопри-ятное сочетание показателей механических свойств металла швов при сварке сталей с прочностью 580 ... 700 МПа позволяют получать порошковые прово-локи с сердечником рутилфлюоритного типа.

При сварке высокопрочных сталей в смесях на базе аргона (78 % Аr+ 22 % СО2 или 75 % Аr+ 20 % СО2 + 5 % О2) используют проволоку марки

Св-08ХН2ГМЮ, которая обеспечивает высокий уровень механических свойств и хладостойкость металла швов при сварке сталей с прочностью до 700 МПа.

Проволоки указанных марок рекомендуются и для сварки угловых швов с катетом свыше 15 мм. Для угловых швов с меньшим катетом в большинстве случаев используют проволоку марки Св-08Г2С. Эту проволоку применяют также при сварке низкоуглеродистых бейнитно-мартенситных сталей с низколегированными сталями повышенной прочности 09Г2, 10Г2С1, 14Г2, 10ХСНД и 15ХСНД.

Флюсы и сварочные проволоки.

При сварке низколегированных высокопрочных сталей широкое примене-ние на ходят низкокремнистые окислительные флюсы АН-17М и АН-43 (ГОСТ 9087—81), химический состав которых приведен в табл. 9.

Таблица 9– Содержание сварочных флюсов,%

Флюсы АН-17М и АН-43 предназначены для сварки углеродистых, низ-ко- и среднелегированных сталей на постоянном токе. Оптимальные сварочно-технологические свойства флюсов сохраняются при токе до 800 А. Флюсы

АН-17М и АН-43 позволяют получать наплавленный металл с содержанием диффузионного водорода до 3 мл/100 г металла.

Флюс АН-17М отличается значительно меньшим содержанием оксидов кремния и марганца по сравнению с флюсами общего назначения (например, АН-348-А). Вместе с тем наличие активных оксидов железа обеспечивает повышенные окислительные свойства флюсов АН-17М и АН-43 по сравнению с из-вестными низкокремнистыми флюсами, например АН-22. Флюсы содержат оп-тимальное количество марганца, кремния и легирующих элементов. Важная особенность флюса АН-17М, предопределяющая его преимущественное применение при сварке ответственных конструкций из высокопрочных сталей, – более низкая (0,015...0,018 %) по сравнению с флюсом АН-43 (0,022...0,026 %)

концентрация фосфора в металле шва.. Количество кислорода в металле шва составляет 0,02...0,04 % при сварке под флюсом АН-17М и может достигать 0,06 % при применении флюса АН-43. Содержание серы в металле шва при ис-пользовании флюса АН-43. Содержание серы в металле шва при использовании обоих флюсов обычно не больше 0,022 %.

Флюсы обеспечивают хорошее формирование металла шва, легкую отде-лимость шлаковой корки даже из глубокой разделки, достаточно высокую его стойкость к образованию пор. Сравнительные испытания показали, что по пос-леднему из этих показателей флюс АН-43 превосходит АН-348-А и в значите-льной мере – АН-22. В сочетании с проволокой Св-08ХН2ГМЮ (см. табл.6) флюсы АН-17М и АН-43 обеспечивают достаточные механические свойства металла шва и наплавленный металл с достаточно низким содержанием диффузионного водорода, неметаллических включений, серы и фосфора.

Для получения более высокой хладостойкости швов предпочти-тельнее применение флюса АН-17М (табл. 10).

Хранение и использование сварочных материалов

В связи с отрицательным влиянием водорода на образование трещин в сварных соединениях высокопрочных сталей особое внимание следует уделять выполнению мероприятий, ограничивающих его содержание в наплавленном металле.

Поступившие на предприятие сварочные материалы должны храниться в сухих отапливаемых помещениях (складах) при температуре не ниже 16°С и относительной влажности не более 60 % на специальных стеллажах. Их необ-ходимо содержать раздельно по видам, типам, маркам и диаметрам, чтобы мож-но было легко найти требуемый материал.

При перевозке сварочных материалов с центрального склада необходимо соблюдать условия, обеспечивающие сохранность их качества (электроды сле-дует перевозить в целых пачках, порошковую проволоку–в нетронутой таре, флюс – в нераспакованных мешках и т. д.). Условия хранения сварочных ма-териалов в участковых (цеховых) складах должны быть те же, что и в центра-льных.

Большое значение для получения сварных соединений хорошего качества имеет правильная подготовка сварочных материалов перед их выдачей непос-редственно в производство. Технология подготовки сварочных материалов за-висит от их вида. Электроды АНП-2 должны подвергаться прокалке при 400...420° С в течение 2 ч. Для предотвращения осыпания покрытий электроды укладывают в печь при температуре не выше 150°С. После прокалки электроды должны остыть с печью до температуры 100... 150° С. Электроды УОНИ-13/45 требуют прокалки не менее 1 ч при температуре 350...370° С.

Прокаливать электроды необходимо в специальных электропечах с авто-матическим регулированием температуры. Прокаленные электроды выдают сварщику в количестве, необходимом для работы в течение полусмены. На ра-бочем месте электроды сохраняют в плотно закрытой таре без соприкосновения с поверхностью металла. При сварке на открытом воздухе электроды целесооб-разно сохранять в специальных пеналах (рис. 7), которые позволяют сохранить их «горячими».

Рисунок 7– Схема пенала для хранения электродов:

1 – корпус; 2 – терморегулятор; 3 – крышка; 4 – теплоизоляционный слой; 5 -– нагревательный элемент

Такие пеналы могут быть типа термоса, в котором теплоизоляция корпуса не позволяет электродам быстро остывать, и пеналы с подогревом, осуществля-емым с помощью нагревательных элементов, вмонтированных в корпус пенала и питающихся от источника сварочного тока. Температура подогрева при этом регулируется реостатом. Электроды в пеналах хранят в вертикальном положении. Вместимость пеналов второго типа больше, так как подогрев может осу-ществляться в течение рабочей смены.

Сварочные флюсы прокаливают при температуре 450.. 500° С. Флюс за-сыпают тонким слоем на противни электропечей. К месту сварки прокаленный флюс доставляют в закрытой таре. В случае длительного хранения флюса в ус-ловиях, приводящих к сильному его увлажнению, температуру прокалки сле-дует увеличить до 550...600°С.

Неиспользованные в течение рабочего дня электроды и флюс следует сда-вать в кладовую и хранить в специальных сушильных шкафах при температуре плюс 60...800С или в герметичной таре.

Сварочная проволока сплошного сечения непосредственно перед сваркой должна быть тщательно очищена химическим или механическим путем от мас-ла, окалины, ржавчины и других загрязнений. При большом расходе сварочной проволоки химический способ очистки применяют путем травления в слабом растворе соляной кислоты с последующей промывкой содовым раствором и го-рячей водой и просушкой на воздухе. Механическую очистку выполняют на специальных станках путем протягивания проволоки через устройства, запол-ненные абразивными компонентами (сварочными флюсами, наждаком, кирпи-чом и др.) и войлочные фильтры. Механическая очистка требует предваритель-ной прокалки проволоки (в мотке) при температуре 150...200°С в течение 1,5...2 ч. Непосредственно после очистки сварочную проволоку наматывают в кассеты и доставляют к рабочим местам.

Поррошковые проволоки перед использованием подвергают прокалке при температуре 230...2500С в терние 2...3 ч для удаления влаги и остатков во-лочильной смазки.Для получений плотных безпористых швов при сварке в СО2 применяют сварочную углекислоту I и I I сорта (ГОСТ 8050–76), которая имеет точку росы ниже –3400С. В углекислом газе не должно быть минеральных мА-сел, глицерина, сероводорода,соляной, серной и азотной кислоты, спиртов, эфи-ров, органических кислот и аммиака. В состав примесей не должна входить во-да в количестве более 0,05 %, а в баллоне не должно быть более 500г воды в свободном состоянии, которая остается после промывки баллона.

Углекислоту транспортируют в жидком состоянии в стальных баллонах

или изотермических ёмкостях. Баллоны должны соответствовать требованием ГОСТ. В баллонах углекислота находится поддавленном до 60 МПа. В обыч-ный стандартный баллон вместимостью 40л заливают 25 кг жидкой углекис-лоты, при испарении которой образуется 12 600 л углекислого газа. При испо-льзовании пищевой углекислоты необходимо принимать меры для снижения содержания водорода в металле швов. Для удаления примесей воздуха реко-мендуется выпускать первые порции газа в атмосферу, а также воду после от-стаивания баллона в перевернутом положении (вентилем вниз), осторожно открывая вентиль. После удаления воды и загрязненных объемов газовой фазы пищевая углекислота может быть использована для сварки высокопрочных сталей.

Подаваемый в зону сварки углекислый газ следует обязательно пропус-кать через прокаленный осушитель. Длительность использования осушителя зависит от интенсивности загрузки сварочного поста или установки, однако должна быть не дольше 7...10 дней. При сварке ответственных конструкций не реже одного раза в смену определяют точку росы, что позволяет судить о влаж-ности газа. Для сварки высокопрочных сталей можно использовать углекислый газ, точка росы которого — 30° С и ниже.

Метод определения точки росы оговорен ГОСТ 8050—76 на углекислый газ. Сущность его заключается в том, что контролируемый газ пропускают над искусственно охлаждаемой зеркальной поверхностью. При охлаждении до температуры, соответствующей насыщенному состоянию испытуемого газа водя-ными парами, на этой поверхности начинает конденсироваться влага. Замеряя температуру зеркальной поверхности в момент выпадения росы, определяют содержание влаги в контролируемом газе.

Смеси газов получают путем смешения отдельных компонентов на пос-товых или рамповых смесителях газов. В случае применения рамповых смеси-телей смесь к полуавтоматам подается по общему трубопроводу. В настоящее время освоено серийное изготовление смесителей постовых и рамповых, а так-же автоматизированных установок, предназначенных для получения двухком-понентных газовых смесей. Смешение газов можно осуществить простейшим методом с помощью редукторов и расходомеров. Такая схема получения смеси не обладает достаточной надежностью поддержания постоянного состава смеси газов в процессе сварки.

Четко организованная система получения, хранения и и подготовки сва-рочных материалов способствует повышению качества сварочных работ и на-дежности конструкций.

7.4. СВАРКА ЖАРОПРОЧНЫХ ПЕРЛИТНЫХ СТАЛЕЙ

Состав и свойства сталей

Теплоустойчивыми принято называть стали, работающие при повышен-ных температурах (до 500…580° С). Стали, работающие при температуре выше 550° С принято называть жаропрочными. Деление это является условным,.так как некоторые марки стали могут использоваться как при повышенных темпе-ратурах, так и при температуре, близкой к комнатной.

К жаропрочным перлитным сталям относятся низколегированные хромо-молибденовые стали 12МХ, 12ХМ), 15ХМ, предназначенные для работы при 450 ... 550°С, и хромомолибденованадиевые: 12Х1МФ, 20ХМФЛ, 15Х1М1ФЛ, предназначенные для работы при 550 ... 600 °С и др.

Жаропрочные перлитные стали используют в энергетическом, химичес-ком и нефтехимическом машиностроении. Так, например, литейные стали 20ХМФЛ и 15Х1М1ФЛ применяют для отливки корпусов турбин и запорной арматуры, а деформируемые стали 12МХ, 15ХМ, 12Х1МФ, 15Х1М1Ф, 12Х2МФСР для изготовления корпусов аппаратов, паропроводов, технологиче-ских трубопроводов и поверхностей нагрева котлов.

В соответствии с условиями длительной работы под напряжением при высоких температурах стали должны обладать сопротивлением ползучести, длительной прочностью, стабильностью свойств во времени и жаростойкостью. Эти свойства с учетом требуемой технологичности сталей при сварке обеспе-чивают введением 0,5 ... 2,0 % Сr; 0,2 ... 1,0 % Мо; 0,1 ... 0,3 % V, а также в не-которых случаях небольших добавок редкоземельных элементов и В.

Легирование Сг повышает жаростойкость сталей при температуре выше 450°С, а совместно с Мо повышает длительную прочность и сопротивление ползучести, за счет образований упрочняющей металл фазы Лавеса Fe2Mo. Ва-надий совместно с углеродом обеспечивает упрочнение стали высокодисперс-ными карбидами (табл. 7.8).

Оптимальнее сочетание механических свойств изделий из перлитных жаропрочных сталей достигают при нормализации (или закалке) с последу-ющим высокотемпературным отпуском. При этом образуется мелкодисперсная ферритокарбидная смесь, а в хромомолибденованадиевых сталях, особенно при закалке, появляется также и бейнитная структура.

По степени легирования к теплоустойчивым сталям относятся низко- и среднелегированные стали, а также 5—13%-ные хромистые мартенситные и мартенситно-ферритные стали с температурой эксплуатации до 500—550 °С.

Особенности легирования теплоустойчивых сталей заключаются в сле-дующем. Для повышения длительной прочности используют два вида струк-турного упрочнения: 1) образование твердого раствора с введением элементов, повышающих температуру рекристаллизации и снижающих интенсивность диффузионных процессов в сплаве; 2) получение высокодисперсной смеси фаз путем закалки стали и последующего отпуска. Для первого вида структурного упрочнения обычно используют хром, молибден и вольфрам. Для второго вида структурного упрочнения используют карбиды ванадия, ниобия и титана.

В процессе эксплуатации происходит изменение структурных составляю-щих, что приводит к изменению жаропрочности. Для длительной службы, как правило,- используют малоупрочненные стали, имеющие в исходном состоянии более низкую жаропрочность,но значительно более устойчивую структуру. Для

сварных конструкций более предпочтительным является первый путь структур-ного упрочнения. Это объясняется тем, что твердые растворы замещения позво-ляют получить менее прочный и более пластичный металл в зоне термического влияния при сварке по сравнению с карбидным упрочнением. В работе также отмечается, что хромомолибденовые теплоустойчивые стали являются более предпочтительными для сварных конструкций, так как они обладают большей структурной стабильностью в процессе длительных выдержек при высоких температурах. Поэтому основными легирующими элементами в теплоустойчи-вых сталях являются хром и молибден. Легирование теплоустойчивых сталей и металла шва хромом (0,5 % и выше) предотвращает графитизацию стали и ме-талла шва в процессе эксплуатации при температуре 400° С и выше. Кроме этого, с увеличением содержания хрома увеличивается сопротивляемость металла коррозионным повреждениям в средах. Хром оказывает сложное влияние на длительную прочность стали. Первый максимум длительной прочности стали, содержащей 0,5% молибдена, при температуре 538°С наблюдается при содержании хрома в пределах 1,0…1,4%. Повышение содер-

жания хрома до 5…6 % приводит к некоторому снижению длительной проч-

ности. Повышение содержания хрома до 9…12% снова приводит к повы-шению длительной прочности стали. Такое влияние хрома на длительную прочность стали не находит должного объяснения в литературе. Тем не ме-нее у сталей, имеющих -решетку железа, 9…12 %-ные хромистые стали име-ют наиболее высокую длительную прочность.

Молибден широко применяется для легирования теплоустойчивых сталей и легирования металла шва. Наиболее резкое повышение сопротивления пол-зучести стали и металла шва обеспечиваются добавкой 0,5…1,0 % молибдена. Молибден повышает температуру рекристаллизации железа, что способ-ствует повышению его прочности при повышенных температурах. Но роль молибдена в вопросах упрочнения стали при повышенных температурах в настоящее время рассматривается шире.

В настоящее время экспериментально доказано, что в процессе эксплу-атации молибден образует с железом фаз Лавеса Fe2Mo, которая образуется в процессе длительной выдержки металла при температуре 450…600°С. Обра-зование фазы Лавеса Fe2Mo повышает прочность стали при повышенной температуре по механизму дисперсионного твердения. Влияние частиц второй фазы в настоящее время объясняется дислокационной теорией. Согласно тео-рии дислокации частицы второй фазы являются препятствием для перед-вижения дислокаций. Упрочнение сплава тем выше, чем меньше расстояния, на которые может переместиться дислокация. Поэтому дисперсность второй фазы оказывает прямое воздействие на прочность стали.

Выделение частиц второй фазы сказывается не только на повышении прочности стали, но также и на изменении пластичности. Форма выделений — глобулярная или пластинчатая — приводит к разным характеристикам плас-тичности. Частицы второй фазы с глобулярной формой позволяют получить металл с болee высокими пластическими свойствами.

Кроме этого, молибден при повышенных температурах образует специа-льные карбиды, что также способствует повышению длительной прочности. Однако считается, что наибольшая длительная прочность наблюдается тогда, когда молибден находится в твердом растворе, а не в виде карбидов и в про-цессе выдержки приповышенных температурах образуется фаза Лавеса Fe2Mo. Чем выше содержание молибдена, тем больше длительная прочность и сопро-тивляемость ползучести стали и металла шва.

Введение молибдена в сталь и в металл шва в количестве от 0,4 до 1,3 % позволяет обеспечить удовлетворительную продолжительную прочность при температуре до 500...600° С.

Для получения второго вида структурного укрепления в сталь вводятся карбидообразующие элементы ванадий и ниобий и соответствующее коли-чество углерода. Титан для этой цели используется значительно реже. Поло-жительное влияние на жаропрочность ванадий и ниобий делают тогда, когда они находятся в постоянные в виде высокодисперсных карбидов. Если эти эле-менты в стали находятся в твердом растворе -железа, то они делают слабое положительное или даже слабое отрицательное влияние на ее жаропрочность. Поэтому для получения максимальной длительной прочности теплостойкие стали с карбидным укреплением подвергают полной термической обработке: закалке на мартенсит и высокий отпуск. В процессе отпуска ванадий и ниобий образовывают крепкие высокодисперсные карбиды VC и NbC, что и обеспе-чивает высокую продолжительную прочность стали при эксплуатации. Однако в процессе эксплуатации на протяжении продолжительного времени при тем-пературе 550...600°С карбиды ванадия и ниобия коагулируют и большей частью формируются по границам зерен, которая приводит к снижению жаропрочнос-ти стали и металла шва и разрушению по границам зерен. Этим и объясняется перегиб на кривых продолжительной прочности хромомолибденованадиевых сталей.

Для повышения окалиностойкости в теплостойкие стали и в металл шва иногда вводят повышенное содержимое кремния. Кремний влияет на их про-должительную прочность.

Марганец как легирующий элемент не применяют для легирования теп-лостойких сталей, которые работают при температуре свыше 350°С, так как увеличение содержания марганца свыше 0,8...1,0 % приводит к увеличению склонности стали, а также металла шва к тепловой хрупкости в процессе экс-плуатации при температуре 400° С и выше. Однако для сталей, которые рабо-тают при температуре до 350°С, марганец применяется как легирующий эле-мент. С увеличением содержимого марганца в этих сталях увеличиваются проч-ностные свойства (граница текучести и граница прочности) и снижается кри-тическая температура хрупкости. Кроме этого, марганец используется как эле-мент, который уменьшает вредное влияние серы. Поэтому марганец в количест-ве до 1,0...1,5% ведут иногда в металл шва и теплоустойчивые стали, которые работают при температуре до 350°С.

Следует отметить, что прочность конструкций, которые работают при температуре до 350°С, в основном рассчитывается по границе текучести, а прочность конструкций, работающих при температуре 400°С и выше, - по пре-делу длительной прочности и ползучести. Этим и объясняется возможность легирования марганцем теплоустойчивых сталей и металла шва в одних случа-ях и недопустимость легирования в іншіх.

Никель также не рекомендуется применять как легирующий элемент в теплоустойчивых сталях, которые работают при температуре выше 350°С, так как с увеличением содержания никеля немного уменьшается длительная проч-ность стали и металла шва. Это объясняется тем, что никель также образові-вает фазу Лавеса с молибденом Nі3Mo, которая возникает при более низкой температуре (400...500°С), чем фаза Fe2Mo. Этим пользуются для частичного повышения прочности мартенситно- стареющих сталей, вводя в них опреде-ленное количество молибдена.

Поэтому введение никеля в сталь как бы уменьшает концентрацию моли-бдена в твердом растворе -железа и тем самым снижает эффективность влия-ния молибдена на ее длительную прочность. Кроме этого, с увеличением нике-ля немного увеличивается склонность стали к радиационному окрихчиванню.

Однако для теплоустойчивых сталей, которые работают при температуре до 350° С, где не нужна повышенная длительная прочность, никель использу-ется как легирующий элемент. С введением никеля в сталь и в металл шва зна-чительно повышается сопротивляемость сварных конструкций хрупкому разру-шению при низких температурах (близких к комнатной), так как с увеличением содержания никеля снижается критическая температура хрупкости. Поэтому в металл шва и основной металл для повышения сопротивляемости хрупким раз-рушениям вводят до 1…3% никеля.

Марочный химический состав некоторых теплоустойчивых сталей, применяемых в нашей стране, приведен в табл. 1.

2. ТРУДНОСТИ ПРИ СВАРКЕ ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫХ СТАЛЕЙ

Теплоустойчивые стали свариваются в широком диапазоне толщин: от труб с толщиной стенки 2 мм до корпусов реакторов

с толщиной стенки 200 мм. При сварке различного энергетического оборудования применяются характерные типы сварных соединений, имеющие конструктивные концентраторы деформаций и напряжений [67]. На рис. 1 показаны типы сварного соединения труб с трубными досками. Толщина стенки трубы может изменяться от 2 до 4 мм, а толщина трубной доски от 40 до 300 мм.

Рисунок 1. Типы сварного соединения труб с трубными досками

Поэтому при сварке труб с трубными досками имеется конструктивный непровар, высота которого может изменяться примерно от 35 до 290 мм. При сварке корпусов реакторов, парогенераторов и другого энергетического обору-дования существуют так называемые замыкающие швы. Эти швы, как правило, выполняются на подкладном кольце или на «усе» (рис. 2).

Этот тип соединений также применяется и для других (незамыкающих) швов с последующей (после сварки) проточкой корня шва. Сварка этих швов производится с одной стороны. При сварке этих швов существует также конст-руктивный концентратор деформаций и напряжений в виде подкладного коль-ца или «уса». При сварке патрубков и штуцеров с корпусом часто применяют-ся типы сварных соединений с последующей (после сварки) проточкой корня шва (рис. 3). При сварке этого типа соединений в корне шва имеется конструк-тивный непровар, высота которого может быть значительной. Сварка швов и узлов, как правило, выполняется непрерывно в течение длительного времени с сопутствующим подогревом. Для отдельных узлов и швов сварка выполняется непрерывно в течение 3—6 сут с сопутствующим подогревом до высокой тем-пературы. Для автома-i пиеской сварки стыковых швов часто используются ти-пы соединений с временным (в процессе сварки) конструктивным непроваром со значительным объемом сварки с одной стороны. В процессе сварки с одной стороны в корне шва существует конструктивный концентратор деформаций и напряжений в виде непровара. При сварке с другой стороны этот непровар переваривается.

В сварных соединениях существуют и другие конструктивные и техноло-гические концентраторы напряжений и деформаций. В вершине конструктив-ного непровара, в корне шва у подкладного кольца и других местах сварного соединения, где имеются конструктивные и технологические концентраторы, наблюдается значительная локализация пластической деформации.

При сварке теплоустойчивых сталей целесообразно отдельно рассматри-вать деформации и напряжения, происходящие в процессе сварки, и остаточные деформации и напряжения, наблюдаемые после окончания сварки. Пластичес-кие деформации в процессе сварки достигают большой величины. Влияние тер-мического цикла сварки на образование полос текучести при нагреве с охлаж-дением наглядно показано в работе [30]. Ширина зоны пластической деформа-ции в 2—3 раза превышает ширину зоны термического влияния. Наибольшие скорости деформации наблюдаются при нагреве металла непосредственно пе-ред сварочной дугой. Увеличение толщины свариваемых элементов приводит к локализации пластической деформации в районе границы сплавления.

Распределение пластической деформации по сечению сварного соедине-ния происходит неравномерно. У границы сплавления при многослойной свар-ке пластическая деформация может достигать 4—5 % • Остаточные деформа-ции и напряжения зависят от большого числа факторов.

При сварке теплоустойчивых сталей наиболее трудным является предот-вращение образования холодных трещин в металле шва и околошовной зоне. Именно для предотвращения образования холодных трещин и производят свар-ку этих сталей с высокой температурой подогрева до 200—400° С и производят их термообработку непосредственно после сварки (не охлаждая до комнатной температуры) или не позднее 72 ч после ее окончания.

Другой важной задачей при сварке этих сталей является обеспечение свойств сварных соединений, близких или равных одноименным свойствам основного металла. Иными словами сварные соединения должны быть равно-прочными с основным металлом по обычным характеристикам прочности, по длительной прочности и пластичности, по сопротивляемости тепловому и ра-диационному охрупчиванию, по сопротивляемости коррозионным поврежде-ниям и другим свойствам. Обе эти задачи решаются за счет выбора или разра-ботки технологии сварки, сварочных материалов и последующей термической обработки сварных соединений.

Большая часть холодных трещин в сварных соединениях образуется через некоторое время после окончания сварки. Это дало некоторым исследователям основание считать, что все холодные трещины имеют характер замедленного разрушения. Однако значительная часть холодных трещин образуется сразу же после охлаждения сварного соединения. Холодные трещины, образовавшиеся сразу после охлаждения сварного соединения до окружающей температуры, по своему характеру не являются замедленным разрушением. Проведенные иссле-дования показали, что среднелегированные стали с содержанием углерода до 0,20—0,25 % не склонны к замедленному разрушению.Так, в работе показано, что для стали марки 15Х2МФА, испытанной на замедленное разрушение (скорость охлаждения 50—120°/с; структура — 90% мартенсита и 10—5%бейнита; твердость — 470 — 490 HV), показатель сопротивляемости образованию холо-дных трещин весьма высокий и превышает 1800 МПа, что примерно в 4 раза выше предела текучести этой стали. Из этого также следует, что сварку этой стали можно производить со скоростью охлаждения до 120°/с, т. е. без подогрева, не опасаясь образования холодных трещин. Однако для предот-вращения образования холодных трещин сварку конструкций из стали марки 15Х2МФА производят с температурой сопутствующего подогрева до 300—350°С и немедленно после сварки производят высокий отпуск. Это говорит о том, что холодные трещины при сварке стали 15Х2МФА образуются (зарож-даются) не по механизму замедленного разрушения, а иначе.

Одной из основных причин сложности и трудоемкости технологии сварки теплоустойчивых сталей, по нашему мнению, является повышенная склон-ность металла зоны термического влияния и металла шва к хладноломкости. Это объясняется спецификой легирования теплоустойчивых сталей. Легирую-щие элементы по-разному влияют на критическую температуру хрупкости ме-талла шва и ЗТВ. Для ориентировочной оценки влияния легирующих элементов на смещение критической температуры хрупкости Т r 15, определенной при ис-пытании образцов Шарпи с острым надрезом по работе разрушения, равной 20,4 Дж, можно воспользоваться данными, приведенными в табл. 4.

Как видно из табл. 4, с увеличением в металле хрома, молибдена и ванна-дия критическая температура хрупкости значительно повышается, в то время как с увеличением в металле содержания никеля и марганца критическая тем-пература хрупкости понижается. Поэтому металл шва и ЗТВ теплоустойчивых сталей, легированных хромом, молибденом и ванадием,имеет более высокую критическую температуру хрупкости, т. е. проявляет большую склонность к хладноломкости, чем металл шва и ЗТВ других низко- и среднелегированных сталей, легированных никелем и марганцем. Критическая температура хруп-кости металла зоны термического влияния и металла шва, значительно превы-шающая комнатную, и наличие конструктивных и технологических концентра-торов деформаций и напряжений создают условия, наиболее наиболее благо-приятные для образования холодных трещин.

Таблица 4 Смещение критической температуры хрупкости Тг15 при увеличении содержания легирующего элемента на 0,1%

Второй причиной склонности сварных соединений теплоустойчивых ста-лей к образованию холодных трещин, по нашему мнению, является повышен-ное содержание водорода в металле шва, которое до недавнего времени не ог-раничивали. Введение диффузионного водорода в ЗТВ и металл шва в коли-честве выше критического значения приводит к появлению склонности свар-ных соединений из этих сталей к замедленному разрушению.

В настоящее время у нас в стране и за рубежом уделяется значительно бо-льшее внимание роли водорода в образовании холодных трещин при сварке теплоустойчивых сталей. Снижение уровня диффузионного водорода в металле шва позволяет значительно повысить сопротивляемость сварных соединений образованию холодных трещин и снизить температуру сопутствующего подог-рева при сварке теплоустойчивых сталей.

Третьей причиной сложности и трудоемкости технологии сварки теплоус-тойчивых сталей являются большие размеры сварных узлов и конструкций и толщина свариваемых элементов (до 200 мм). Попытка оценить сопротивля-емость образованию холодных трещин по различным методикам, в которых ис-пользуются небольшие по размерам и толщине свариваемых элементов образ-цы, не дают положительных результатов и не позволяют прогнозировать от-сутствие холодных трещин в реальных крупногабаритных толстостенных кон-струкциях. Так, в работе отмечается, что «показатель сопротивляемости тре-щинам не может быть непосредственно применен для оценки стойкости свар-ных соединений конструкций против трещин, так как он отражает только тех-нологическую прочность материалов в условиях сварки». Это объясняется тем, что при использовании небольших по размерам образцов, имитирующих те или иные условия сварки, не представляется возможным учесть все многообразие условий многопроходной сварки реальных крупногабаритных толстостенных сварных конструкций. Все многообразие условий многопроходной сварки мож-но смоделировать только путем сварки больших жестких проб натуральной толщины, наиболее близко отражающих условия сварки реальных конструк-ций.

Холодная трещина по своему характеру является хрупким разрушением. Это дает основание полагать, что при повышении сопротивляемости сварных соединений хрупкому разрушению повысится также сопротивляемость их обра-зованию холодных трещин и что при переводе сварных соединений в вязкое состояние, при котором предотвращается их хрупкое разрушение, устраняется также возможность образования холодных трещин в металле шва и ЗТВ. Поэто-му при оценке сопротивляемости металла шва и ЗТВ хрупкому разрушению для условий сварки наиболее целесообразно использовать такие критерии хрупкого разрушения, которые можно применить при разработке технологии сварки и которые можно регулировать и контролировать при сварке.

Особенности свариваемости теплоусойчивых сталей

Существующая технология сваривания и сварочные материалы обеспечи-вают необходимую стойкость металла шва против образования горячих трещин и необходимые характеристики сварного соединения, но не исключают склон-ности сварных соединений к образованию холодных трещин и розміцнення ме-талла в зоне термического влияния сварки.

Холодные трещины могут возникать в процессе сварки или непосредст-венно после ее окончания в результате образования троостита и мартенсита в участках околошовной зоны, нагретых выше температуры Ас3 под влиянием водорода и действием напряжений, вызванных неравномерным нагревом и структурными превращениями.

В связи с тем что растворимость диффузионно-подвижного водорода при нормальной температуре в низколегированных сталях мала, давление его в нес-плошностях жаропрочной перлитной стали может достигать 0,0981106 МПа, что может привести к образованию микротрещин (флокенов) в охрупченных участках сварного соединения. В связи с этим для сварки рекомендуют исполь-зовать низьководородные сварочные материалы (электроды с основным пок-рытием, осушенные защитные газы, прожаренные флюсы).

Влияние напряжений на образование трещин зависит от жесткости свар-ной конструкции, которая связана с толщиной сварочных элементов. Это необ-ходимо учитывать при выборе методов предотвращения образования холодных трещин.

Одним из наиболее надежных средств предотвращения возникновения холодных трещин есть сопутствующий местный или общий подогрев изделия. Подогрев уменьшает разность температур металла в зоне сварки, вследствие чего пики этих напряжений в околошовных участках металла сглаживаются, и предотвращает превращение аустенита в мартенсит. Повышение температуры металла оказывает содействие увеличению диффузионной подвижности во-дорода и удалению его со сварного соединения, а также повышает пластич-ность и деформационную способность металла. Однако при сварке теплостой-ких сталей необходимо ограничивать не только нижний, но и верхний предел температур подогрева, так как при распаде аустенита в высокотемпературной области образуется грубая феритно-перлитная структура со сниженной гра-ницей длительной прочности и низкой ударной вязкостью.

В некоторых случаях необходимая выдержка сварных соединений после окончания сварки при 150 ... 200°С на протяжении нескольких часов для за-вершения превращения остаточного аустенита и эвакуации водорода.

Термическая обработка сталей в состоянии поставки (нормализация или закалка с последующим отпуском) усложняет сварку в связи с возникновением в зонах термического влияния участков разупрочнения, нагретых до темпера-тур Ас3 или температуры отпуска стали. Разупрочнение металла околошовной зоны можно устранить нормализацией со следующим отпуском. Однако мест-ная высокотемпературная термическая обработка сварных соединений приво-дит к разупрочнению близлежащих участков металла, а термическая обработка всей сварной конструкции часто затруднена.

При сварке сталей плавлением в металле сварного соединения происхо-дит ряд процессов: нагрев, плавление, кристаллизация, фазовые преобразова-ния, структурные изменения, упругая и пластическая деформация, диффузия элементов и др. Эти процессы приводят к получению сварного соединения, в той или иной степени отличающегося от основного металла по механическим свойствам, химическому составу, структуре, по сопротивляемости хрупкому разрушению, коррозийной стойкости и другим свойствам.

Под свариваемостью обычно понимают сопротивляемость металла шва и околошовной зоны образованию трещин и степень соответствия свойств свар- ных соединений свойствам основного металла. Наиболее сложной задачам при сварке среднелегированных теплостойких сталей является обеспечение отсут- ствия холодных трещин в сварных соединениях. Под холодными трещинами принято понимать трещины, которые образовываются у сварных соединениях при температуре ниже 200 °С как в процессе сварки, так и на протяжении не-которого времени после сварки.

Сформулировано условие отсутствия холодных трещин при сварке. Холодные трещины сварных соединений отсутствуют, если

Vохл ≤ Vд , (20)

где Vохл — скорость охлаждения металла шва или ЗТВ в интервале температур минимальной устойчивости аустенита, °/с;

Vд — допустимая скорость охлаждения, °/с.

Скорость охлаждения при сварке определяет структуру металла зоны тер-мического влияния и шва и поэтому оказывает большое влияние на сопротивля-емость их образованию холодных трещин. Допустимая скорость охлаждения устанавливается по данным сварки жестких проб, наилучшим образом воспро-изводящих тип соединений и уровень напряжений в данной сварной конструк-ции. Во многих случаях условие (20) обеспечивает отсутствие холодных тре-щин в сварных соединениях. Однако к настоящему времени накопились экспе-риментальные данные, которые показывают, что скорость охлаждения при сварке не является единственным фактором, определяющим сопротивляемость металла шва и ЗТВ образованию холодных трещин.

В работе [54] показано, что на образование холодных трещин при сварке легированных сталей оказывают влияние три фактора: структурный, водород-ный и силовой.

Однако это не все факторы, влияющие на образование холодных трещин при сварке. Как показывает многолетний опыт по сварке реальных конструк-ций, на сопротивляемость образованию холодных трещин большое влияние оказывают температурный и масштабный факторы.

До настоящего времени температуру подогрева рассматривали только как один из способов изменения скорости охлаждения при сварке. Однако она ока-зывает значительно большее влияние на сопротивляемость сварных соединений образованию холодных трещин и ее нужно рассматривать как самостоятельный фактор.

Не всегда учитывается масштабный фактор, в основном зависящий от толщины свариваемых элементов, которая при сварке теплоустойчивых сталей может изменяться от 2 до 200 мм.

Таким образом, на сопротивляемость сварных соединений образованию холодных трещин оказывают влияние пять факторов: структурный, водород-ный, силовой, температурный и масштабный. В условиях сварки все эти пять факторов действуют одновременно. Исследования по проблеме холодных тре-щин продолжаются и у нас в стране, и за рубежом, так как многие аспекты этой проблемы еще недостаточно выяснены.

6. УСЛОВИЯ ЗАРОЖДЕНИЯ И РАСПРОСТРАНЕНИЯ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН

Многочисленные практические наблюдения показывают, что холодные трещины в сварных соединениях по своему характеру являются хрупкими раз-рушениями. Как правило, в районе холодных трещин не наблюдается заметной пластической деформации. Иногда в момент образования холодных трещин на-блюдается характерный звук (треск) лопнувшего металла.

Хрупкое разрушение имеет ряд принципиальных отличий от других ви-дов разрушений металлов, таких как вязкое разрушение, разрушение от устало-сти, коррозионное растрескивание и др.

При оценке сопротивляемости стали хрупкому разрушению принято раз-дельно оценивать сопротивляемость зарождению трещины и сопротивляе-мость ее распространению. Принято считать, что зарождение хрупкой трещины произойдет тогда, когда в каком-то отдельном волокне металла после некоторой пластической деформации максимальные нормальные напряжения достигнут сопротивления отрыву т. е.

. (21)

В дальнейшем было показано, что очаги хрупкого разрушения возникают в кристалле в процессе нагружения за счет пластической деформации. В резу-льтате пластической деформации в определенных местах происходит скопле-ние дислокаций, что и приводит к эффектам концентрации напряжений. Меха-низм образования дефектов пластической деформации в поликристаллах может быть различным.

В процессе пластической деформации напряжения в вершине дефекта пластической деформации увеличиваются. Когда эти напряжения достигнут сопротивления отрыву, тогда и зарождается хрупкая трещина. Холодные тре-щины наиболее вероятно зарождаются по границам зерен. Водород, находя-щийся в металле шва и ЗТВ, увеличивает склонность сварных соединений к образованию холодных трещин. Образование трещин-флокенов под дейст-вием водорода можно объяснить следующим образом. Непосредственно после сварки водород в металле шва находится в виде пересыщенного твердого раствора. Растворимость водорода при комнатной температуре является весьма низкой, а диффузионная подвижность его является весьма высокой. Поэтому растворенный (диффузионный) водород стремится выделиться в различные ми-кропустоты, образуя там молекулярный водород. При этом соотношение между давлением молекулярного водорода в порах и концентрацией водорода в твердом растворе определяется законом Сивертса

где К — растворимость водорода в стали при давлении молекулярного водорода в газовой фазе 0,0981 МПа (1 ат), см3/Ю0 г.

Водород, находящийся в металле сварных соединений, оказывает слож-ное действие: диффузионный водород вызывает хрупкость металла, а молеку-лярный водород создает дополнительные напряжения за счет давления его в микропорах. В процессе сварки вследствие кратковременности процесса и в первые минуты после сварки давление молекулярного водорода в микропорах невелико. Однако в течение некоторого времени после сварки происходит пере-распределение водорода. Давление молекулярного водорода в микропорах и де-фектах пластической деформации повышается. А диффузионный водород пере-мещается в зоны металла, где имеются растягивающие напряжения, так как там растворимость водорода выше. Напряжения, вызываемые давлением молеку-лярного водорода, суммируются со сварочными напряжениями. А увеличение диффузионного водорода приводит к снижению сопротивления отрыву. Когда в местах концентрации напряжений суммарные напряжения достигнут сопротив-ления отрыву, сниженного под действием диффузионного водорода, тогда и об-разуется (зарождается) трещина.

Влияние термического цикла сварки на свариваемость

При дуговой сварке термический цикл отличается быстрым нагревом и более медленным охлаждением, что представляет характерную особенность теплового воздействия сварочного процесса на основной металл и на предыду-щие слои металла шва. Термический цикл на разных расстояниях от источника тепла неодинаков, поэтому сварное соединение представляет собой агрегат с неоднородной структурой и неоднородными свойствами как в околошовной зоне, так и в металле шва.

Зона термического влияния улучшаемых сталей, имеет ряд структурных участков: участок оплавления; участок крупного зерна (участок перегрева); участок полной перекристаллизации; участок неполной перекристаллизации; участок высокого отпуска.

Для имитации разных участков ЗТВ заготовки и из основного металла об-рабатывались термическим циклом сварки с нагреванием к разной температуре и потом охлаждались на воздухе. Для имитации участка оплавления заготовки наплавлялися в аргоне с присадкой прутков из основного металла. Потом из этих заготовок изготовлялись образцы и испытывались через 20...30 сут (табл. 13)

Таблица 13 - Свойства основного металла в разных участках 3TB

для стали марок 12Х1МФ и 15Х2МФ

Как видно из табл. 13 и рис. 23, 24, свойства металла в разных участках ЗТВ значительно отличаются от исходных свойств основного металла. Наибо-лее хрупкими участками ЗТВ есть участки оплавления и перегрева. Так, для участка перегрева ЗТВ стали 15Х2МФ сопротивляемость зарождению трещи-ны уменьшалась с 29,5 до 0,9 Дж, т.е. приблизительно в 32 раза, а сопротивляе-мость распространению трещины - с 99 до 3,2 Дж/см2, т.е. в 30 раз в сравнении с исходными свойствами основного металла.

Работа распространения трещины Ар.т для этого участка ЗТВ при полно-стью кристалическом изломе определялась на образцах с усталостной трещи-ной. На участках перегрева и оплавления также наблюдается значительное сни-жение пластических свойств металла и повышения прочностных.

Рисунок 23 - Вид диаграммы статического изгиба образцов из стали 1Х2М в зависимости от температуры нагрева при имитированном сварочном цикле:

1 - без нагрева; 2 - нагрев до 900 °С; 3 - нагрев до 1100°С;

4 - нагрев до 1300°С; 5 - нагрев до 1500°С

а б

Рисунок 24 - Вплив температури нагрівання при імітованому зварювальному циклі на роботу зародження тріщини А3.т і максимальне руйнівне навантаження Ртгх : а- для сталі 1Х2М; б - для сталі 10Х2М1ФБ

Продолжительность пребывания металла ЗТВ выше точки AC l приводит к увеличению роста зерна и, как следствие этого, к уменьшению сопротивляе-мости образованию холодных трещин. Так, на рис. 25 показано, что увеличение продолжительности выдержки при температуре 1400...1500°С приводит к зна-чительному снижению работы зарождення трещины. Скорость охлаждения при сварке в температурном интервале минимальной стойкости аустенита опреде-ляет характер фазовых преобразований и структуру металла шва и зоны терми-ческого влияния.

Рисунок 25 - Влияние времени выдержки при 1400...1500 °С на А3.т и Рmax при обработке ТЦС стали 1Х2М (испытано при 20°С через 1...2 часа после обработки)

Для исследования фазовых преобразований и изменений структуры ме-талла ЗТВ в зависимости от скорости охлаждения строятся термокинетические диаграммы превращения аустенита. Так, для стали 12Х1МФ (рис. 26) измене-ние скорости охлаждения от 0,2 до 50°/С приводит к изменению структуры от феритно-перлитной до полностью мартенситной.

Рисунок 26 - Термокинетическая диаграмма преобразования аустенита для стали 12Х1МФ

В процессе охлаждения фазовые преобразования при сварке теплостой- ких сталей с содержимым углерода до 0,20 % заканчиваются при температуре 250......4000С.

На основании проведенных исследований сформулированы понятия "оп-тимальная скорость охлаждения" и "допустимая скорость охлаждения". При ма-лой скорости охлаждения в ЗТВ наблюдается значительный рост зерна и в стру-ктуре появляется ферит, что приводит к увеличению хрупкости металла ЗТВ при относительно невысокой его твердости. При большой скорости охлаждения структура металла ЗТВ и шва выходит мартенситной, что также приводит к снижению пластических свойств. Поэтому существует интервал оптимальной скорости охлаждення, в котором обеспечиваются оптимальные механические свойства металла ЗТВ и шва.

Значение оптимальной и доустимой скоростей охлаждения для некоторых марок стали приведены в табл. 14, из которой видно, что для теплостойких ста-лей оптимальная скорость охлаждения лежит в пределах от 0,8...2 до 4...25 °/С в зависимости от марки стали.

Таблица 14 Значение оптимальной и допустимой скоростей охлаждения

Марка сталі	Awmr °/c	HV при wопт	wд, °/с	HV при wд	Источник
10ХСНД 20Х2МФ	0,8-15 1-25	250—275 270—425	– 15	– 420	[93]
15Х2МФА	2-4	363 - 429	13—15	430	[11]
15Х2НМФА	—	—	8	374	[89]

За рубежом в качестве параметра термического цикла сварки использует-ся не скорость охлаждения, а время охлаждения в интервале температур от 800 до 500°С. Для оценки свойств металла ЗТВ используются 4 стандартных режи-ма охлаждения, равными 15, 30, 60 и 120с, и соответственно со скоростью ох-лаждения, равной 20, 10, 5 и 2,5/ °С в температурном интервале от 800 до 500°С. Эти стандартные режимы охлаждения совпадают с интервалом оптима-льных скоростей охлаждения.

Ширина зоны термического влияния, а также ширина отдельных участков ЗТВ, в основном, зависит от погонной энергии при сварке. При сварке термо-упрочненных сталей в сварном соединении есть так называемая "мягкая" прос-лойка. Эта прослойка находится в ЗТВ на участках высокого отпуска и непол-ной перекристаллизации. Участок высокого отпуска лежит между температу-рой высокого отпуска основного металла и точкой Ас1, а участок неполной перекристаллизации - между точками Ас1, и Асз. В мягкой прослойке твер-дость, как правило, немного ниже, чем твердость основного металла. При сварке теплостойких сталей наличие мягкой прослойки приводит к некоторому снижению длительной прочности сварных соединений по сравнению с длитель-ной прочностью основного металла.

Степень снижения прочности зависит от марки стали и погонной энергии, изменяя которую, можно довольно существенным образом изменять степень разупрочнения в этой прослойке. С уменьшением погонной энергии уменьша-ется ширина этой мягкой прослойки и время пребывания металла ЗТВ в этом температурном интервале. А так как процессы отпуска и перекристаллизации происходят во времени, то при уменьшении времени уменьшаются степень от-пуска и степень перекристаллизации. Другими словами, с уменьшением време-ни пребывания металла ЗТВ в этом температурном интервале уменьшается сте-пень разупрочнения в мягкой прослойке. Следует заметить, что разупрочнение в этой прослойке не устраняется последующим высоким отпуском сварных со-единений.

Сопротивляемость хрупким разрушениям участка перегрева ЗТВ зависит от времени пребывания металла ЗТВ в этом температурном интервале (см. рис. 25). Время пребывания металла ЗТВ в этом температурном интервале (между солидусом и температурой 1200...1300°С) зависит от погонной энергии при сварке. Увеличение погонной энергии при сварке приводит к увеличению вре-мени пребывания металла ЗТВ в этом температурном интервале, что приводит к увеличению роста зерна на участке перегрева, а также к увеличению ширины участка перегрева ЗТВ. Известно, что увеличение величины зерна приводит к уменьшению сопротивляемости стали хрупким разрушениям. Для увеличения сопротивляемости участка перегрева ЗТВ хрупким разрушения и уменьшение степени снижения длительной прочности сварных соединений в сравнении с основным металлом сварку теплостойких сталей необходимо выполнять при малой погонной энергии. Однако уменьшение погонной энергии приведет к увеличению скорости охолоджения. Поэтому необходимо стремиться сварку выполнять при такой минимальной погонной энергии, при которой, в зависи-мости от толщины и температуры подогрева, обеспечивается еще и оптималь-ная скорость охлаждения.

Влияние температуры подогрева на свариваемость

Температура подогрева оказывает сложное влияние на свариваемость ста-ли. Изменение температуры сопутствующего подогрева от комнатной (сварка без подогрева при температуре от -20 до +30 °С) до 200...400 °С кроме изме-нения скорости охлаждения и связанного с этим изменения структуры металла шва и ЗТВ приводит к переходу металла шва и ЗТВ из хрупкого состояния в вязкое (см. табл. 15); к увеличению степени охрупчивания металла шва и ЗТВ вследствие синеламкости и термического старения (см. рис. 28-29 и 42-45).

Таблица 15 Критическая температура хрупкости металла шва и ЗТВ некоторых сталей

Из приведенного следует, что при данной структуре металла шва и ЗТВ, определяемой скоростью охлаждения, изменение (повышение) температуры сопутстуещего подогрева может привести как к резкому повышению сопротив-ляемости металла крохким разрушением вследствие перехода его из хрупкого состояния в вязкое и снижения водородного охрупчивания , так и к дополни-тельному охрупчиванию металла шва и ЗТВ вследствие реализации синелом-кости и термического старения. Это охрупчивание металла шва и ЗТВ сумми-руется с охрупчиванием, вызываемым его подкалкой и ростом зерна при свар-ке. Поэтому температуру сопутствующего подогрева следует рассматривать как самостоятельный параметр технологии сварки.

Влияние хладноломкости.

Повышение температуры подогрева при сварке может перевести металл шва и ЗТВ из хрупкого состояния в вязкое.

В табл. 15 приведенные значения критической температуры хрупкости tк(50) для металла шва и металла, имитирующего разные участки ЗТВ для неко-торых сталей. При имитировании участков перегрева и оплавления скорость ох-лаждения заготовок при 650...550°С составляла 3,6/°С. За критическую темпе-ратуру хрупкости tк(50) принималась температура, при которой в изломе образ-цов Шарпи при статическом изгибе наблюдается в среднем 50 % волокнистой составляющей с 3...5 испытанных образцов

При этом на одном образце допускается снижение волокнистой составля-ющей до 30%. Из данных табл.15 видно, что критическая температура хрупко-сти металла шва и ЗТВ этих сталей лежит от -10 до 150°С и для большинства теплостойких сталей лежит на 20...130 °С выше комнатной температуры. Поэ-тому при охлаждении сварных соединений теплостойких сталей к комнатной температуре металл шва и 3TВ перейдет из вязкого состояния в квазихрупкое или в хрупкое и, наоборот, при подогреве этих сварных соединений до 80...150 °С металл шва и ЗТВ перейдет в вязкое состояние. Или, иначе говоря, при сварке с подогревом до температуры, равной критической температуре хруп-кости, металл шва и ЗТВ сталей будут находиться в вязком состоянии в про-цессе сварки. Наличие высокой критической температуры хрупкости металла шва и ЗТВ может привести к образованию холодных трещин у сварных соеди-нений и без охлаждения их до отрицательных температур.

Рассмотрим это на примере сварки стали 12Х1МФ. Если использоиать термокинетическую диаграмму превращения аустенита для стали 12Х1МФ, то при скорости охлаждения от 0,8 до 28 °/С превращение аустенита в продукты распада заканчивается при 370—400°С (рис.26). При дальнейшем охлаждении от 370—400 °С до комнатной температуры фазовых превращений не наблюда-ется.

Представляется весьма интересным определить, как будет изменяться со-противляемость металла ЗТВ зарождению и распространению холодных тре-щин в интервале температур от350°С до комнатной. Для имитации свойств участка перегрева ЗТВ заготовки из стали 12Х1МФ обрабатывались ТЦС до температуры 1400—1500 °С, а затем охлаждались на воздухе. Для имитации участка оплавления ЗТВ заготовки наплавлялись аргонодуговой сваркой с ис-пользованием присадки из стали 12Х1МФ а затем охлаждались на воздухе. Для температур 20, 100, 300 и 350°С работу распространения трещины АР.т опреде-ляли на образцах с усталостной трещиной.

Как видно из рис. 28—29, сопротивляемость металла участков перегрева и оплавления ЗТВ хрупким разрушениям изменяется по кривой с максимумом. При комнатной температуре металл, имитирующий участки перегрева и оп-лавления ЗТВ,

Рисунок 28 – Влияние температуры на свойства участка перегрева ЗТВ стали 12Х1МФ

Рисунок 29 – Влияние температуры на свойства участка оплавления ЗТВ стали 12Х1МФ

Таким образом, для металла шва и наплавленного металла и для участков перегрева и оплавления ЗТВ низкоуглеродистых среднегированных сталей с повышением температуры наблюдается повышение сопротивляемости хрупким разрушениям. Наиболее высокая сопротивляемость хрупким разрушениям наб-людается при переходе металла в полностью вязкое состояние. При переходе из хрупкого состояния в вязкое работа распространения трещины Ар.т для метал-ла шва и ЗТВ повышается в 10...30 раз. Повышается также работа зарождения трещины и других пластических характеристик металла.

На основании выполненных исследований можно сформулировать общий вывод для определения минимальной температуры сопутствующего подогрева Т под..mіn. Для предотвращения возможного образования холодных трещин по механизму хладноломкости металл шва и ЗТВ должны находиться в вязком со-стоянии и температура, до которой можно охлаждать сварное соединение в процессе сварки и на протяжении некоторого времени после сварки, должна быть равной критической температуре хрупкости Тк самой хрупкой зоны свар-ного соединения, определенной с учетом толщины и с некоторым запасом,

где - температурный коэффициент запаса.

Для больших товщин температурный коэффициент запаса можно при-нять равным 20...40 °С. На рис. 40 приведена схема зависимости предела теку-чести (т), среднего разрушительного напряжения р и процента волокнис-тости излома (В) от температуры при наличии концентратора напряжений.

Рисунок 40 - Схема зависимости предела текучести т, среднего разрушающего напряжения р и процента волокнистости излома В от температуры

Дополнительно на этой схеме показано изменение сварочных напряжений с изменением температуры. Изменение степени волокнистости излома на ука-занной схеме приведено для участка перегрева ЗТВ стали 12Х1МФ при ско-рости охлаждения 3,6/°С. Первая критическая температура хрупкости TKP1 отвечает температуре, при которой в изломе содержится 50 % волокнистой составляющей. Вторая критическая температура хрупкости ТКР2 отвечает тем-пературе, при которой разрушающее напряжение р равняется пределу теку-честит. Выше ТКР1 металл находится в вязком состоянии и разрушения про-исходит вязко, ниже Ткр2 разрушение хрупкое, между ТКР1и Ткр2 разрушение квазихрупкое.

Как видно из рис. 40, в процессе охлаждения при переходе металла из вязкого состояния в крохкое среднее разрушающее напряжение достигает пре-дела текучести и при дальнейшем снижении температуры еще больше снижа-ется. В тех местах сварного соединения, где сварочные напряжения достигнут среднего разрушающего напряжения, возникнут холодные (хрупкие) трещины. Когда металл находится в вязком состоянии выше критической температуры хрупкости Ткр1 среднее разрушающее напряженнее находится выше предела те-кучести и хрупкое разрушение маловероятно. Эта схема наглядно показывает, что при сварке теплостойких сталей при наличии концентраторов напряжений вполне возможно образование холодных трещин по механизму хладнолом-кости.

Критическую температуру хрупкости верхнего порога хладноломкости можно также определять не по виду излома, а по величине работы распростра-нения трещины. Опыт исследований по хрупкому разрушению сталей показы-вает, что при величине работы распространения трещины 20 Дж/см2 и больше обеспечивается достаточная сопротивляемость сталей хрупкому разрушению. Критическая температура хрупкости зависит от масштабного фактора. Наибо-льшее влияние на величину критической температуры хрупкости оказывает толщина испытанных образцов. С увеличением толщины критическая темпе-ратура хрупкости повышается. Поэтому минимальная температура сопутству-ющего подогрева зависит от толщины свариваемых элементов.

Для толщин от 10 до 80 мм для определения критической температуры хрупкости верхнего порога хладноломкости Тк (100% волокна) пользуются следующей зависимостью

где tK - критическая температура хрупкости, определенная на образцах толщиной 10 мм для самой хрупкой зоны сварного соединения по волокнистой составляющей в изломе, равной 50%, или по работе распространения трещины, равной 20 Дж/см2;

𝛅 - толщина свариваемых элементов, мм.

Из этого выражения видно, что при увеличении толщины на 2 мм крити-ческая температура хрупкости увеличивается на один градус. Ширина зоны термического влияния для ручной и автоматической сварки под флюсом на обычных режимах составляет 3...8 мм. Ширину зоны термического влияния при определении ее критической температуры хрупкости можно рассматривать как толщину испытываемых образцов. Поэтому можно допустить, что критическая температура хрупкости, определенная на образцах Шарпи толщиной 10 мм при имитировании разных участков ЗТВ, отвечает, с некоторым запасом, критичес-кой температуре хрупкости металла в зоне термического влияния реальных сварных соединений толщиной более 10мм.

Для толщин свариваемых элементов больше 10 мм минимальную темпе- ратуру сопутствующего подогрева можно рекомендовать определять следую-щим способом. Сначала необходимо определять минимальную температуру по-догрева для самого хрупкого участка зоны термического влияния по следую-щей зависимости:

(39)

где tкзтв - критическая температура хрупкости, определенная для самого хрупкого участка ЗТВ на образцах толщиной 10 мм по волокнистой составляющей в изломе, равной 50%, или по работе распространения трещины, равной 20 Дж/см2.

Потом выполняется определение минимальной температуры сопутствую-щего подогрева для металла шва толщиной 𝛅 по следующей зависимости:

(40)

где t K. ш - критическая температура хрупкости, определенная для метал-ла шва на образцах толщиной 10 мм по 50 % волокнистой составляющей в из-ломе шва или по работе распространения трещины, равной 20 Дж/см2.

Для сварки выбирается большее значение минимальной температуры со-путствующего подогрева, полученной по формулам (39) и (40). Иными слова-ми, минимальную температуру сопутствующего подогрева можно принять рав-ной критической температуре хрупкости верхнего порога холодноламкости Тк, определенной для сварного соединения с учетом толщины.

Влияние синеломкости

С повышением температуры выше 200°С для металла шва и ЗТВ наблю-даются снижение сопротивляемости хрупким разрушениям, снижение пласти-ческих свойств и повышение прочностных свойств. На рис.28-29 показано из-менение свойств металла шва и и металла , имитирующего различные участки ЗТВ,в зависимости от температуры выше 150...200°С. Наблюдается снижение работы зароджения и распространения трещины, снижаются относительные уд-линения и сужения и повышаются прочность и предел текучести. При темпера-туре 250...350°С металл шва и ЗТВ переходит в полухрупкое состояние.

Снижение пластичности и вязкости при одновременном повышении про-чностных свойств при деформировании металла в температурном интервале си-него цвета побежалости (250...350°С) принято называть синеломкостью. Природа синелокости до сих пор до конца не выяснена и полностью не изучены факторы, влияющие на развитие этого явления.

Механизм охрупчивання металла при синеломкости объясняется тем, что при определенных условиях (температуры и скорости деформации) атомы внедрения - углерод и азот, находящиеся в твердом растворе, начинают взаимо-действовать с дислокациями и как бы блокируют их. При повышении темпе-ратуры подвижность атомов внедрения значительно возрастает, и при опреде-ленной температуре (для железа 250...350°С) эта подвижность становится срав-нимой со скоростью деформации при испытании обычных разрывных образцов. Поэтому при деформации в этих условиях атомы внедрения блокируют плос-кости скольжения и приходится как бы "тянуть" за собой атомы внедрения. В интервале температур синеломкости наблюдаются рост предела текучести, пре-дела прочности и резкое снижение пластичности. При некоторой температуре, зависящей от скорости деформации, наблюдается максимум увеличения преде-ла текучести и прочности и минимум пластичности. Это дает основание ряду авторов синеломкость называть динамическим деформационным старением. Степень охрупчивания при синеломкости зависит от температуры и скорости деформации. Увеличение скорости деформации сдвигает максимум хрупкости в сторону более высоких температур и наоборот. При сварке скорость дефор-мации метала шва и околошовной зоны в первом приближении пропорциональ-на скорости охлаждение. Так, величина деформации элементарного волокна металла сварного соединения при охлаждении на градусов будет равняться

где l – длина элементарного волокна, мкм;

α -коэффициент линейного расширения.

Скорость деформации (с -1), которая происходит за время t, будет равна

где

Таким образом, скорость деформации металла сварного соединения будет прямо пропорциональна скорости охлаждения и коэффициенту линейного рас-ширения. Так, простые расчеты показывают, что при скорости охлаждения для 3000С, равной 10/С, скорость деформации металла при стандартном испытании раозрывных образцов составляет порядка 10 -4 c- 1. Таким образом, в условиях сварки скорость деформации металла шва и околошовной зоны сравнима со скоростью деформации при испытании разрывных стандартных образцов. Гудремон Э. отмечает, что синеломкость главным образом обусловливается содержанием азота. Она начинает проявляться уже при очень малом содержа-нии азота, находящегося в растворе.

Наиболее высокая склонность синеломкости наблюдается при содержа-нии азота в растворе 0,01%. Дальнейшее повышение азота практически не ве-дет к увеличению склонности к синеломкости. Углерод, кислород и фосфор оказывают значительно меньшее влияние, чем азот. Для уменьшения склон-ности к синеломкости содержание азота в стали необходимо поддерживать меньше 0,005 %.

Проявление синеломкости наиболее опасно для металла шва и зоне тер-мического влияния непосредственно в процессе сварки, где вследствие под-калки, крупного зерна, повышенного содержания водорода и других факторов пластические свойства и без того низкие. Повышенная склонность металла шва и зоны термического влияния к синеломкост может привести к образованию хо-лодных трещин при сварке с высокотемпературным подогревом.

Влияние термического старения

До недавнего времени с целью исключения образования подкалочиых структур в ЗТВ и шве сварка теплоустойчивых сталей выполнялась с высокой температурой сопутствующего подогрева (до 200...400°С). Длительная выдер-жка при высокой температуре подогрева может привести к неблагоприятным последствиям.

Опыт показывает, что при сварке с таким подогревом не всегда получа- ют метал шва менее прочный и более вязкий, чем при сварке без подогрева. Так, при автоматической сварке пластин стали 1Х2М толщиной 35 мм прово-локой Св-04Х2МА диаметром 5 мм под флюсом АН-42 с подогревом до 250...300°С получают метал шва более прочный и менее вязкий, чем при сварке без подогрева (табл. 18).

Таблица 18 Механические свойства металла шва, выполненного автоматической сваркой проволокой Св-04Х2МА под флюсом АН-42 на стали 1Х2М (без отпуска)

Критическая температура хрупкости tкDc металла шва при сварке с по-догревом равна 130°С, а без подогрева -110°С. За критическую температуру хрупкости tкDc принимается температура, при которой в изломе трех испытан-ных на статический изгиб образцов Шарпи количество волокнистой составляю-щей равно не менее 70 % или величина срыва на диаграмме статического изги-ба составляет не больше 1/3 от максимальной разрушающей нагрузки для каж-дого испытанного образца. Сварка с подогревом до 250...300°С не снижает пре-дела текучести и прочности. В этом случае происходит некоторое их увеличе-ние, что не отвечает общепринятым представлениям о влиянии скорости ох-лаждения при сварке на свойстве металла шва.

Полученные результаты не противоречат существующим представлени-ям, если учесть, что при такой высокой температуре подогрева на свойства ме-талла шва, кроме того, может влиять термическое старение. Часто сварные швы выполняют на протяжении длительного времени (20...100 ч). В этом слу-чае слои шва и зона термического влияния имеют температуру, приблизительно равную температуре соответствующего подогрева. В процессе длительной вы-держки при температуре сопутствующего подогрева может произойти охруп-чиванне металла шва и ЗТВ вследствие термического старения. Степень охруп-чивання будет зависеть от температуры соответствующего подогрева.

На рис. 42 показана зависимость работы зарождения трещины Аз.т и мак-симальной разрушающей нагрузки Рmах, определенных при комнатной тем-пературе для металла шва, выполненного проволокой Св-04Х2МА под флюсом АН-42 на стали 1Х2М и для участка оплавления стали 1Х2М от температуры старения.

Рисунок 42 - Влияние температуры выдержки на работу зарождения трещины Аз.т и максимальная разрушающая нагрузка Рmах для участка оп-лавлення ЗТВ стали 1Х2М (а) и для металла шва, выполненного из стали 1Х2М автоматической сварки проволокой Св-04Х2МА под флюсом АН-42 (б). (Время выдержки -24 ч, испытано при температуре 20°С)

Выдержка металла шва и металла, имитирующего участок оплавления ЗТВ стали 1Х2М, на протяжении 24 ч при температуре 300 и 350°С приводила к значительному снижению Аз.т и Рmах в сравнении с исходным состоянием после сварки, а выдержка при температуре 150 и 200°С приводила к повыше-нию этих характеристик. Определить работу распространения трещины Ар.т для данного случая не представлялося возможным, так как на диаграмме был полный срыв и излом был полностью кристаллическим.

Длительная выдержка при высокой температуре сопутствующего подог-рева влияет также и на свойстве металла зоны термического влияния.

Как видно из рис. 43-44, длительная я выдержка на протяжении 24...72 ч при 300°С приведет к резкому снижению А 3.т, Рmах и к значительному по-вышению критической температуры хрупкости tKDc на 30...90°С. После ста-рения при 300°С работа зарождення трещины снижается практически до нуля.

При испытании разрывных образцов после старения при температуре 300°С наблюдаются рост предела текучести металла и некоторое увеличение относительного сужения. После выдержки при температуре 300 и 450°С увели-чивается также твердость металла. Так, для участка перегрева ЗТВ стали 15Х2МФ твердость увеличилась до 380 и 385 HV соответственно в сравнении с твердостью после обработки ТЦС до старения, равной 360 од. по Виккерсу.

Длительная выдержка при температуре 150°С приводит к незначительно-му повышению Аз.т и снижению предела текучести, а также критической тем-пературы хрупкости. Снизилась также твердость до 336 ед. по Виккерсу. Изме-нение свойств метала шва и металла, имитирующего участок перегрева и оп-лавления ЗТВ, после длительной выдержки при 300...350°С можно объяснить термическим старением.

При нагревании основного металла выше точки Асз атомы внедрения (азот, углерод и кислород) переходят в твердый раствор. Они переходят в твер-дый раствор и при расплавлении основного и присадочного металла и сохраня-ются в нем при быстром охлаждении до комнатной температуры. Выдержка при температуре 300...350°С способствует их выделению из твердого раствора. Они выделяются в виде нитридов, карбидов и оксидов и как бы блокируют плоскости скольжения, что и приводит к повышению предела текучести и хруп-кости.

Основными элементами вызывающими термическое старение, являются азот и кислород, которые находятся в твердом растворе. Продолжительная вы-держка при температуре 100...200°С не вызывает их выделения из твердого раствора, и потому охрупчивания металла не происходит.

Значительное снижение Аз.т и Ар.т вследствие термического старения металла шва и ЗТВ при неблагоприятных условиях может привести к образова-нию холодных трещин.

Таким образом, для условий сварки теплоустойчивых сталей можно сфор-мулировать второй общий вывод. Для предотвращения возможного образова-ния холодных трещин, вызванных синеломкостью и термическим старением, температура, при которой можно на протяжении длительного времени подог-ревать сварное соединение в процессе сварки, не должна быть выше нижней границы температурного интервала синеломкости и нижней границы темпера-турного интервала термического старения.

(43)

Из двух значений температуры берется меньшая.

Таким образом оптимальная температура подогрева ограничена граница-ми: снизу - хладноломкостью, а сверху - синеломкостью и термическим старением.

Влияние отдыха сварных соединений

Свойства металла шва и зоны термического влияния сварных соединений теплоустойчивых сталей в значительной степени зависит от времени и условий вылеживания их после сварки. Как правило, сразу после сварки (через 1...3ч) пластические свойства металла сварных соединений и сопротивляемость их об-разованию холодных трещин являются относительно низкими.

Через некоторое время (через 3...10 суток) при вылеживании при комнат-ной температуре происходит повышение их пластичности и вязкости, а также сопротивление образованию холодных трещин. Повышение пластичности и со-противляемости замедленному разрушению в процессе вылеживания после сварки или после закалки в технической литературе получило название отдыха.

В процессе отдыха не происходит фазовых преобразований, имеют место лишь диффузионные и релаксационные процессы, которые вызывают переход пластической деформации с границ зерен на тело зерна, что и приводит к су-щественному повышению пластичности и сопротивляемости образованию хо-лодных трещин. Гудремон Э. отмечает, что после проведения отдыха стали уменьшается ее електросопротивление, что свидетельствует об упорядочении атомного строения металла. Основным диффузионным процессом является уда-ление диффузионного водорода из металла сварных соединений.

В процессе сварки и на протяжении некоторого времени после ее диффу-зионный водород выделяется из металла шва наружу и в основной металл. Уме-ньшение содержания диффузионного водорода в металле шва и в ЗТВ приводит к весьма существенному повышению пластичности и сопротивляемости его хрупким разрушениям. На рис. 59 приведено изменение вида диаграммы стати-ческого изгиба от времени вылеживания для наплавленного металла типа 10ХН2М.

Рисунок 59 - Изменение вида диаграммы статического изгиба для наплавленного металла типа 10ХН2М от времени вылеживания после сварки:

1 - через 1,5 ч Н2 = 5,7 см3/100 г; 2- через 7,5 ч Н2 = 3,7 см3/100 г;

3- через 25 ч Н2 = 1,5 см3/100 г; 4 - через 4 сут Н2=1,6 см3 /100г

Для наплавки заготовок были использованы влажные электроды.Охлаж- дение заготовок выполнялось на воздухе, одновременно определялось содер-жание водорода. Как видно из рис. 59, с увеличением времени вылеживания диаграмма статического изгиба довольно значительно изменяется. При малом времени вылеживания образцов (1,5...7,5 ч) на диаграмме наблюдаются срывы (при вылеживании 1,5 ч - сразу же за участком упругой деформации). При уве-личении времени вылеживания срывы на диаграмме исчезают.

На рис. 60 показано изменение работы зарождения и распространение трещины, максимальной разрушающей нагрузки и содержания водорода в за-висимости от времени вылеживания.

Рисунок 60 - Влияние времени вылеживания после сварки на содержание водорода, на работу зарождения и распространения трещины и максимальная разрушающая нагрузка для наплавленного металла типа 10ХН2М

Как видно из рис. 60, с увеличением времени вылеживания уменьшается содержание водорода в образцах и соответственно увеличиваются А3.т, А р.т и Рmax. За время вылеживання 96 ч содержание водорода уменьшилось с 5,7 до 0,9 см3/100 г, работа зарождения трещины увеличилась с 2 до 22 Дж, т.е. в 11 раз, работа распространения трещины увеличилась с 15 до 52 Дж/см2, т.е. в 3,5 раза, и максимальная разрушающая нагрузка - с 13,9 до 18,8 кН, т.е.на 35 %. Выделение водорода в процессе вылеживания приводит к полному восстанов-лению пластических и вязких свойств наплавленного металла. В процессе вы-леживания изменяются также механические свойства наплавленного металла.

Как видно из рис. 61, с увеличением времени вылеживания предел теку-чести наплавленного металла типа 10ХН2М практически не изменяется, а до-вольно значительно изменяются относительное сужение и действительное соп-ротивление разрыву Sк. Возрастает также относительное удлинение.

Суть технологической операции отдыха заключается в том, чтобы после окончания сварки сварное соединение не охлаждать до комнатной температу- ры, а выдерживать при повышенной температуре на протяжении некоторого времени.

Рисунок 61 - Влияние времени вылеживания после сварки на механические свойства наплавленного металла типа 10ХН2М при разной скорости охлаждения:

После проведения отдыха, в результате которого повышаются плас-тичность металла сварных соединений и сопротивляемость их хрупким разру-шениям, сварное соединение можно охладить до комнатной температуре, не боясь образования холодных трещин.

Можно сформулировать следующее основное правило для определения оптимальной температуры отдыха. Для предотвращения возможности образо-вания холодных трещин в сварных соединениях в процессе отдыха минималь-ная температура отдыха должна быть равной минимальной температуре сопут-ствующего подогрева, обусловленной по формулам (37), (39) и (40). Другими словами, металл шва ЗТВ в процессе отдыха должен находиться в вязком сос-тоянии.

Продолжительность отдыха, вероятно, следует определять эксперимен-тально. Так, для наплавленного металла типа 04ХНЗМ отдых при температуре 100°С достаточно проводить в течение 4 ч. Для наплавленного металла типа 08ХМФБ отдых при температуре 150°С достаточно проводить в течение 8 ч (табл. 26).

С повышением температуры уменьшается водородная хрупкость и увели-чивается коэффициент диффузии водорода. Это приводит к тому, что с повы-шением температуры водород значительно быстрее удаляется со сварных со-единений. Поэтому для уменьшення отрицательного действия водорода тем-пература отдыха должна быть возможно выше.

Таблица 26 Зависимость свойств наплавленного металла типа 08ХМФБ от времени после сварки

В процессе отдыха металл шва и зоны термического влияния не должен охрупчиваться. На рис. 42-44 показано, что длительная выдержка при 300°С приводит к резкому снижению Аз.т и Рmах, к значительному повышению кри-тической температуры хрупкости - на 30...90°С. При испытании разрывных об-разцов после выдержки при 300°С наблюдается рост предела текучести и твер-дости. При вылеживании при комнатной температуре происходит повышение пластичности и сопротивления хрупкому разрушению наплавленного металла. Однако при вылеживании при температуре 250...300°С наблюдаются рост пре-дела текучести наплавленного металла и снижение работы зарождения тре-щины. Охрупчивание металла шва и металла, который имитирует ЗТВ, после продолжительной выдержки при 250...350°С объясняется термическим старее-нием.

Таким образом, можно сформулировать второе основное правило для вы-бора оптимальной температуры отдыха. Для предотвращения охрупчивания ме-талла шва и ЗТВ в процессе отдыха максимальная температура отдыха не дол-жна превышать нижней границы температурного интервала термического ста-рения, т.е.

(48)

Рекомендуемая оптимальная температура отдыха сварных соединений для ряда сталей приведена в табл. 52.

Влияние содержания водорода на хрупкость наплавленного металла

Водородная хрупкость металла шва и наплавленного металла имеет мно-го общего с водородной хрупкостью стали. Водородная хрупкость стали имеет ряд особенностей и разновидностей, связанных с условиями эксплуатации кон-струкций. В зависимости от условий насыщения стали водородом водородная хрупкость может проявляться по-разному.

Опытами установлено, что с увеличением содержания водорода в нап-лавленном металле уменьшается его склонность к пластической деформации. На рис. 46 показано изменение вида диаграммы растяжения образца Гагарина диаметром 6 мм для наплавленого металла типа 06X1НЗМ при увеличении со-держания диффузионного водорода от нуля до 2,5...3,0 см3/100 г. Образцы ис-пытывались через 2-3 часа после сварки.

Рисунок 46 - Изменение вида диаграммы растяжения для наплавленного металла типа 06Х1НЗМ в зависимости от содержания диффузного водорода (см3/100 г):1-Нсп=0; 2 - Нсп =1,0...1,5; 3 - Нсп = 2,5...3,0

Как видно из рис. 46, с увеличением содержания водорода кривые рас-тяжения совпадают и разрыв происходит на более ранней стадии деформиро-вания при меньшей пластической деформации.

На рис.47 показано изменение вида диаграммы статического изгиба для наплавленного металла типа 10ХН2М в зависимости от содержания диффузи-онного водорода, W 650/550 = 3,6/°С. Образцы испытывались через 1 час после сварки. Как видно из рис.47, при изменении содержания водорода от 1,0 до 7,3 см3/100 г начальные участки диаграммы изгиба совпадают, а разрушения про-исходит на более ранней стадии деформирования.

Рисунок 47 - Изменение вида диаграммы статического изгиба для наплавленного металла типа 10ХН2М в зависимости от содержания диффузного водорода (см3/100 г):1-7 ,3; 2 - 5,2; 3 - 3,6; 4 - 1,5; 5 - 1,0

Как показали проведенные исследования, хрупкость металла шва или нап-лавленного металла, в основном, вызывается диффузным водородом (табл. 20).

Остаточный водород в тех количествах, в которых он обычно находится в наплавленном металле, практически не оказывает влияния на свойства наплав- ленного металла. Естественно встает вопрос, почему диффузионный водород оказывает такое большое влияние и каков механизм его охрупчивания? Для того чтобы понять механизм охрупчивания под действием диффузионного во-дорода, необходимо представить себе, в какой форме он находится в наплав-ленном металле. При комнатной температуре подвижность диффузионного во-дорода необычно велика в сравнении с другими элементами. Как показали про-веденные исследования, коэффициент диффузии водорода для наплавленного металла и зоны термического влияния составляет порядка 10 -5 -10-7 см2/с. Для сравнения коэффициент диффузии углерода и азота в железе при комнатной температуре составляет 2.10 -7 и 8,8.10 -17 см2/с соответственно. Такую боль-шую разность в подвижности диффузионного водорода (10-12 порядков) в железе при комнатной температуре в сравнении с атомами других элементов внедрения можно объяснить тем, что диффузионный водород в наплавленном металле и в ЗТВ, очевидно, находится в виде протонов.

Это косвенно подтверждается тем, что содержание диффузионного водо-рода в металле шва и в наплавленном металле в значительной мере зависит от рода тока и полярности. Высокая подвижность диффузионного водорода также свидетельствует о том, что он находится не в связанном состоянии. Если допус-тить, что диффузионный водород в наплавленом металле находится в виде про-тонов, то становится понятным, почему с такой легкостью водород диффунди-рует со шва в околошовную зону как в процессе сварки, так и на протяжении некоторого времени после сварки, почему он не взаимодействует с дислокаци-ями и почему с увеличением диффузионного водорода не изменяется предел текучести наплавленного металла. Дислокации в железе слишком большие для протонов, чтобы они их могли закреплять и менять предел текучести. Углерод и азот взаимодействуют с дислокациями в железе, и эти элементы способны закреплять их, что приводит к росту предела текучести. Именно взаимодейст-вием растворенного углерода и растворенного азота с дислокациями железа и объясняется термическое старенне и синеломкость.

Механизм охрупчивания наплавленного металла под действием диффу-зионного водорода, видимо, состоит во взаимодействии протона с внешними электронами атома железа. В результате этого взаимодействия ослабляются си-лы связи между атомами в решетке железа, которое выражается в уменьшении эффективной поверхностной энергии. Проведенные исследования подтвержда-ют эту точку зрения. С увеличением содержания диффузионного водорода в наплавленном металле до 6-8 см3/100 г резко уменьшается (в 10-12 раз) работа зарождения трещины и также довольно существенным образом (в 3-4 раза) уме-ньшается работа распространения трещины. При этом также уменьшается коли-чество волокнистой составляющей в изломе и повышается критическая темпе-ратура хрупкости. При сварке остаточный водород может также скапливаться в разных микропустотах металла шва и ЗТВ. В процессе сварки вследствие крат-ковременности процесса и в первые минуты после сварки давление молекуляр-ного водорода в микропорах, вероятно, небольшой и в этот период роль оста-точного (молекулярного) водорода в механизме охрупчивания мала. Однако на протяжении некоторого времени после сварки давление молекулярного водо-рода в микропорах металла шва и ЗТВ повышается. Величина такого давления зависит от концентрации диффузионного ( растворенного) водорода, темпера-туры, времени после сварки и других причин. Давление молекулярного водо-рода в микропорах будет усиливать действие силового фактора и тем самым будет оказывать содействие образованию холодных трещин. Этим и можно объяснить тот факт, что образование холодных трещин в металле шва и ЗТВ под действием водорода происходит через некоторое время после окончания сварки.

Высказываются и другие точки зрения на механизм водородной хрупкос-ти стали и металла сварных соединений. Тем не менее сам факт, что водород, попадая в металл шва и ЗТВ, вызывает временную хрупкость его и иногда дово-льно значительную, что приводит к образованию трещин, не вызывает сомне-ния и есть общепризнанным.

На основании изложенного основным способом уменьшения водородной хрупкости является уменьшение уровня диффузионного водорода в металле шва разными технологическими способами, изложенными выше. Другим спо-собом уменьшения водородной хрупкости является уменьшения скорости ох-лаждения, которое позволяет получить более пластический и менее склонный к водородной хрупкости металл шва и ЗТВ, а также усиливает эффект удаления водорода из металла в процессе охлаждения.

Третьим способом является повышение температуры сопутствующего по-догрева. Повышение температуры до 100...200°С существенным образом сни-жает водородную хрупкость, вызываемую диффузионным и молекулярным во-дородом.

Четвертым способом является проведение отдыха сварных соединений непосредствено после сварки при повышенной температуре, в процессе кото-рого удаляется диффузионный водород.

Технология сварки и свойства сварных соединений

Основными способами сварки жаропрочных перлитных сталей являются дуговая покрытыми электродами, в защитных газах и под флюсом. Подготовку кромок деталей под сварку выполняют механической обработкой. Допускается применение кислородного или плазменно - дуговой резки с последующим уда-лением слоя поврежденного металла толщиной не менее 2 мм.

Дуговую сварку выполняют при температуре окружающего воздуха не ниже 0°С с предварительным и сопутствующим местным или общим подог-ревом. Пределы изменения температуры подогрева в зависимости от марки стали и толщины свариваемого изделия приведены в табл. 6.14 и 7.9.

Таблица 6.14 - Температуры предварительного подогрева кромок при сварке теплостойких сталей

Таблица 7.9 - Температура предварительного и сопутствующего подогрева

Примечания: 1. При многопроходной автоматической сварке под флюсом допускается снижение минимальной температуры подогрева на 50°С.

2. Аргонодуговую сварку корневого слоя труб допускается выполнять без подогрева.

Большинство сварных конструкций из жаропрочных перлитных сталей подвергают термической обработке для устранения структурной неоднороднос-ти, остаточных сварочных напряжений и обеспечение эксплуатационной наде-жности. Исключение представляют сварные соединения из хромомолибдено-вых и хромомолибденованадиевых сталей толщиной менее 6 мм.

При термообработке конструкций из жаропрочных перлитных сталей используют обычный отпуск, он может применяться также как местная тер- мическая обработка. Отпуск стабилизирует структуру (твердость) сварного со-единения и снижает остаточные напряжения. С увеличением содержания хро- ма, молибдена, ванадия и других элементов, повышающих релаксационную стойкость сталей, температура отпуска и время выдержки должны увеличивать-ся.

Недостатком отпуска является невозможность полного выравнивания структуры, в частности устранение разупрочненной прослойки в зоне терми-ческого влияния сварки, что может быть достигнуто только при печной терми-ческой обработке всей конструкции (табл. 7.10).

Таблицая 7.10- Режимы отпуска сварных соединений, выполненных дуговой сваркой

Марка стали	Толщина свариваемых деталей, мм	Минималь- ная про-должитель-ность вы-держки, ч	Марка стали	Толщина свариваемых деталей, мм	Минима-льная про-должите-льность выдержки, ч
Отпуск, Т, °С = 715±15		20 ...40	3
12ХМ	10	-		40... 80	4
12ХМ	10 ...20	1		>80	5
15ХМ	20 ...40	2	Отпуск, Т, °С = 745 ± 15
20ХМЛ	40 ...80 >80	3 4	15Х1М1Ф	<6	-
			15Х1М1ФЛ	6... 10	1
Отпуск, Т, °С = 735±15	12Х2МФСР	10...20	2
12ХМФ	<6	-		20 ...40	3
20ХМФЛ	6... 10	1		40... 80	5
	10 ...20	2		>80	7

Примечание. Скорость нагрева сварных соединений из хромомолибденованадиевых сталей в интервале 500 ... 700°С должна быть не менее 600С/ч.

Для дуговой сварки, имеющей меньшую зону термического влияния, вы-полняют, как правило, высокий отпуск (Т=680....730°С), что дешевле. Необхо-димость термообработки возрастает при увеличении прочности сталей и тол-щины металла. Для толщин до 4...мм термообработку обычно не проводят.

Ручная дуговая сварка жаропрочных перлитных сталей выполняется эле- ктродами с основным ( фтористо- кальциевым) покрытием и стержнем из низ-коуглеродистой сварочной проволокой с введением легирующих элементов че-рез покрытие. Они обеспечивают хорошую раскисленность металла шва при малом содержании в нем водорода. Это позволяет получить объединение высо-ких прочностных и пластических свойств швов. Однако для электродов с ос-новным покрытием характерна повышенная склонность к образованию пор при удлинении дуги, наличия ржавчины на кромках и увлажнении покрытия. В свя-зи с этим рекомендуется сварка короткой дугой, тщательная очистка сваривае-мых поверхностей, сушение электродов перед применением.

В последнее время выпускаются электроды 12 типов: Э-09М; Э-09МХ;

Э-09ХМ и др. Их основное назначение и соответствующие им марки электро-дов приведены в табл. 6.15.

Таблица 6.15. Электроды для сварки теплостойких сталей

Для сварки хромомолибденовых сталей 12МХ, 15ХМ и 20ХМЛ использу-ются электроды типа Э-09Х1М (ГОСТ 9467-75) (марки ЦУ-2МХ, ЦЛ-38 и дру-гие) с СaF2 покрытием и стержнем Св-08ХМ. Для сварки хромомолибденова-надиевых сталей 12Х1МФ, 15Х1М1Ф, 20ХМФЛ и 15Х1М1ФЛ – используются электроды типа Э-09Х1МФ(марки ЦЛ-20, ЦЛ-45, стержень Св-08ХМФА).

Когда применение подогрева свариваемых изделий и последующей тер-мической обработки сварных соединений невозможно или необходима сварка перлитных жаропрочных сталей с аустенитными, допускается использование электродов на никелевой основе. Сварка выполняется на постоянном токе об-ратной полярности узкими валиками без поперечных колебаний.

Сварка в защитных газах при изготовлении сварных конструкций из жаропрочных перлитных сталей может быть двух видов: дуговая сварка плавя-щимся электродом в углекислом газе и аргонодуговая сварка во льфрамовым электродом. При сварке молибденовых, хромомолибденовых и хромомолиб-денованадиевых сталей необходимо использовать одну из марок проволок, со-держащих молибден, хром и молибден или хром, молибден и ванадий

(Св-08МХ, Св-08ХМ, Св-08ХМФА и др.), в зависимости от состава сваривае-мой стали.

При сварке в углекислом газе - активном окислителе ванны - в составе проволоки обязательно кроме других легирующих элементов должны присут-ствовать раскислители - кремний и марганец (иногда титан). Поэтому для сварки в углекислом газе можно использовать только те проволоки, в составе которых содержатся эти элементы, в маркировке обозначенные "Г" и "С", нап-ример,Св-08Г2С, Св-08ГСМТ, Св-08ХГСМА, Св-08ХГСМФА и др. в зависи-мости от состава свариваемой стали и требований к механическим свойствам металла шва. Так, при сварке хромомолибденовых сталей применяется свароч-ная проволока Св-08ХГСМА, а при сварке хромомолибденованадиевых сталей - проволока Св-08ХГСМФА. Сварку осуществляют на постоянном токе обрат-ной полярности. Для проволоки диаметром 1,6 мм сварочный ток составляет 140 ... 200 А при напряжении на дуге 20...22В, а для проволоки диаметром 2 мм ток сварки 280 ... 340А и напряжение 26...28В.

При сварке в углекислом газе стали 15ХМ и 20ХМ применяют сварочную проволоку Св-10ХГ2СМА. При использовании этой проволоки прочностные и пластические свойства сварных соединений в интервале температур 20... 525° С практически не отличаются от свойств основного металла.

Автоматическая и полуавтоматическая сварка этих сталей в углекислом газе выполняется с предварительным подогревом до температуры 250...300°С. Режимы сварки практически не отличаются от режимов сварки низкоуглеро-дистой стали. После сварки выполняют высокий отпуск конструкции (табл. 10-6).

Теплоустойчивую сталь 20ХМФЛ сваривают в углекислом газе проволо-кой Св-08ХГСМФА с предварительным и сопутствующим подогревом до тем-пературы 300...350°С, обеспечивающей повышение стойкости шва против тре-щин и снижение прочности металла шва и околошовной зоны. После окончания сварки конструкцию подвергают термообработке по режиму, приведенному в табл. 10-6. Сварное соединение стали 20ХМФЛ, выполненное в углекислом га-зе проволокой Св-08ХГСМФА, по всем показателям равноценно основному металлу.

Автоматическую и полуавтоматическую сварку в углекислом газе сталей 12Х1МФ и 15Х1М1Ф осуществляют проволокой Св-08ХГСМФА с предварите-льным и сопутствующим подогревом до температуры 250...300°С. После свар-ки выполняется высокий отпуск при температуре 700...740°С.

Аргонодуговую сварку применяют для выполнения корневого слоя при многопроходной сваркею стыков труб паропроводов, поверхностей нагрева котлов и других изделий. При сварке в среде аргона хромомолибденовых ста-лей используют сварочные проволоки Св-08ХГСМА, Св-08ХМ, а при сварке хромомолибденованадиевых сталей – проволоки Св-08ХМФА и

Св-08ХГСМФА. Проволоки Св-08ХМ и Св-08ХМФА допускаются применять

только при содержании кремния в металле проволоки не менее 0,22 %.

Сварка под слоем флюса используется для изготовления корпусов ап-паратов нефтехимической промышленности и других изделий с толщиной стенки 20 мм и больше. Применяют низькоактивные по кремнию и марганцу флюсы для достижения в металле шва низкого содержания дисперсных оксид-ных включений (продуктов кремнемарганцевосстановительного процесса), а также стабильного содержания Sі и Мn в многослойных швах. Сварку осущест-вляют на постоянном токе обратной полярности.

Для уменьшения разупрочнения хромомолибденованадиевых сталей в околошовной зоне рекомендуют режимы с малой погонной энергией, поэтому используют проволоки диаметром 3 мм при токе 350 ... 400А и напряжении ду-ги 30...32В и повышенные скорости сварки (40...50 м/ч). Хромомолибденовые стали можно сваривать проволоками диаметром 4 и 5 мм при силе тока 520 ... 650А и напряжении 30...34В. Для сварки хромомолибденовых сталей исполь-зуют проволоки марок Св-08МХ и Св-08ХМ, а для сварки хромомолибденова-надиевых сталей -Св-08ХМФА.

При сварке под флюсом теплоусточивых сталей, например 12Х1МФ и 15Х1М1Ф, рекомендуется применять проволоку Св-08ХМФА и флюс АН-22. Сварку осуществляют с предварительным подогревом. Можно использовать также флюс АН-17М совместно с кремнемарганцовистой проволокой

Св-08ХГСМФА. Сталь 15Х1М1ФА - флюс АН-22, проволока - 14Х1М1ФА.

При указанном применении сварочных материалов обеспечивается соде- ржание металла шва, кратковременные и длительные механические свойства которого (в состоянии после высокого отпуска) при температуре 20...585°С полностью удовлетворяют установленным требованиям.

1. Вагапов ВБ Кривицкий Б
2. Метод функционального биоуправления с электроэнцефалографической обратной связью. Аппараты биоуправления. Перспективы развития
3. ОРЛОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ИНСТИТУТ ИСКУССТВ И КУЛЬТУРЫ ФГБОУ ВПО ОГИИК ФАКУЛЬТЕТ СОЦИАЛЬНО КУЛЬ
4. Правомерное поведение и юридическая ответственност
5. Тема- Экономическая оценка проекта Цель- Научиться производить экономическую оценку будущего проекта Х
6. Анализ финансового состояния предприятия
7. Гигиеническая оценка бактериальной загрязненности воздуха производственных помещений
8. Доклад- Сознание
9. 2. Культура українських земель епохи Київської Русі 2 год
10. Реферат- Кинематограф как вид искусства.html
11. Органоволокна арамидные волокна Органические арамидные волокна относятся к классу ароматических
12. Похід по урочищу Феофанія
13. Topic nd stte the problem mke generl remrk bout it without giving your opinion 23 rguments ldquo;forrdquo; 3 points rguments ldquo;ginstrdquo;3
14. Введение Бетсайзинг означает определение размера ставки
15. облік розрахунків з дебіторами і кредиторами за податками і платежами облік довгострокових зобов~язань і.html
16. мерль руки и пятнистые лошадихронос де ла пенья испания макароны Пещ альтамира 15 тыс до нэ макаронытеория
17. Диагностика и лечение бруцеллеза
18. тема уже есть но здесь я постараюсь описать сами правила и способы создания эльфийских имён
19. Морфофункциональные изменения происходящие в организме под влиянием занятий лыжным спортом
20. Майбутній податківець домашнє командне; Вікторина

Материалы собраны группой SamZan и находятся в свободном доступе