Для получения теплоустойчивых швов необходимо использовать сварочные материалы, позволяющие легировать шов требуемыми элементами - Мо, Cr, V.

При ручной дуговой сварке необходимые элементы вводят либо через электродный стержень, либо через покрытие. В настоящие время последнее - чаще. Покрытие фтористо-кальциевое CaCO₃ - CaF₂. Типы электродов: Э - М; Э - МХ; Э - ХМ; Э - ХМФ; Э - ХМФБ; Э - Х2МФБ и др. по ГОСТ 9467-75.

При механизированной сварке под флюсом используются кислые высокомарганцевые флюсы АН-17, АН-22, ФЦ-11 и др. в сочетании с проволоками близкими по составу к свариваемой стали. В ряде случаев используются предварительный и сопутствующий подогрев до температуры 150-300 ⁰С. Сварку ведут на постоянном токе обратной полярности на малых погонных энергиях.

При сварке теплоустойчивых сталей в инертных газах и их смесях можно использовать любую из тридцати марок легированной проволоки, предусмотренных ГОСТ 2246-70; ту или иную марку необходимо выбирать в зависимости от состава и свойств свариваемой стали и от требуемого состава металла шва. Так, например, при сварке молибденовых, хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей следует использовать одну из марок проволок, содержащих молибден, хром и молибден или хром, молибден и ванадий (например, Св-08МХ, Св-08ХМ, Св-08ХМФА и др.), в зависимости от марки свариваемой стали.

При механизированной сварке в углекислом газе (СО₂) используют подобные основному металлу проволоки, но с обязательным наличием раскислителей кремния (Si) и марганца (Mn), например, проволоки марок Св - 08ХГ2СМ , Св - 08ХГСМФА, Св- 08ГСМТ и др. в зависимости от состава свариваемой стали и требований к механическим свойствам металла шва.

Так как из теплоустойчивых сталей изготавливают ответственные конструкции для тяжелого энергомашиностроения, то, по правилам Госгортехнадзора, обязательна последующая термообработка сварных узлов в соответствии с режимами, рекомендуемыми для данной марки стали. Отпуск при 680-750 ⁰С снимает остаточные напряжения в шве и ОШЗ, а также способствует повышению пластичности металла и т.д.

Глава 4. Технология Сварки среднелегированных машиностроительных сталей

4.1 Особенности свариваемости

Среднелегированные мартенситно-бейнитные стали содержат до 0,4 % углерода и до 10 % легирующих элементов (Ni, Cr, Mo, V, W и др.). Оптимальное сочетание прочности и пластичности получают после закалки и низкого отпуска. Указанные стали с целью повышения пластичности и вязкости выплавляют из чистых шихтовых материалов, а также тщательно очищают в процессе производства от серы, фосфора, газов и неметаллических включений, в ряде случаев подвергая их вакуумно-дуговому, электрошлаковому переплавам. Типичными представителями среднелегированных мартенситно-бейнитных сталей, широко применяемыми при изготовлении ответственных сварных конструкций, являются стали 42Х2ГСНМА, 40ХГСН3МА, 30Х2ГСНВМА, а также 30ХГСНА, 30ХГСА, 25ХГСА, 12Х2НЧА (ГОСТ 4543-71) и некоторые другие, имеющие предел прочности 1050 - 2000 МПа.

В ряде случаев среднелегированные мартенситно-бейнитные стали применяют в конструкциях в термически упрочненном состоянии. В этом случае необходимо получить искомый комплекс свойств без термообработки сварных соединений.

Ведущим процессом в формировании свойств участков зоны термического влияния в широком диапазоне температур является аустенитизация. Поэтому целесообразно разделить зону термического влияния по принципу полноты и характера аустенитизации на три температурные области. Температурный интервал этих областей зависит от многих факторов и определяется особенностями, как технологического процесса сварки, так и свойствами основного металла.

Условно первую из них можно определить как область перегретого аустенита, характеризующуюся наличием крупного зерна и высокотемпературной химической микронеоднородности (ВХМН), вторую - аустенита с оптимальной величиной зерна и высокими свойствами, третью - неполной аустенизации и высокого отпуска.

В исследованиях большое внимание уделяется участкам перегрева и высокого отпуска, так как их свойствами часто определяется работоспособность сварных соединений этих сталей. Высокотемпературная химическая микронеоднородность (ВХМН) образуется главным образом в результате раннего оплавления отдельных микрообъемов металла околошовной зоны у линии сплавления, включающих легкоплавкие неметаллические включения сульфидного происхождения и другие сегрегаты. Она формируется при всех способах сварки плавлением. При этом образуется характерная зернистая структура. Границы подплавленных зерен ориентированы по участкам залегания неметаллических включений и так проявляют первичную неоднородность основного металла. Процесс формирования ВХМН трехстадийный.

На первой стадии имеет место локальное подплавление основного металла на участках легкоплавких неметаллических включений и других сегрегаций при температуре примерно 1300 - 1360 ⁰С. Наблюдается специфическое растекание жидкости. После затвердевания подплавленных микрообъемов могут образоваться пустоты.

Вторая стадия характерна полным оплавлением существующих границ и сегрегаций в интервале температур примерно 1360 - 1420 ⁰С. Сульфиды равномерно распределяются по оплавленным границам, обволакивая зерна. Первая и частично вторая стадии протекают при температуре ниже Т_с сплава.

На третьей стадии в интервале температур примерно 1420 - 1480 ⁰С формируются более мелкие зерна делением на отдельные части крупных оплавленных зерен путем соединения оплавленных островков и полосок между собой с возникновением новых обогащенных границ.

На всех стадиях формирования неоднородности в подплавленных участках наблюдается сегрегация элементов, имеющихся в стали. Микрорентгеноспектральный анализ образцов, нагретых по термическому циклу участка ВХМН, а также образцов из сварных соединений показывает, что степень химической неоднородности практически не зависит от скорости нагрева, охлаждения, времени пребывания при температуре 1300 ⁰С и более. При дальнейшем росте температуры степень сегрегации не изменяется. Степень химической неоднородности в имитированных образцах и у линии сплавления сварных соединении примерно такая же, как и в металле шва аналогичного химического состава.

Микрорентгеноспектральный анализ образцов, нагретых по термическому циклу участка ВХМН, показывает, что сегрегация легирующих элементов на первичной границе сохраняется даже после длительных выдержек при 1200 ⁰С. Высокотемпературная химическая микронеоднородность, развивающаяся в участке подплавления околошовной зоны под воздействием сварочного термодеформационного цикла и сохраняющаяся после термической обработки, изменяет кинетику мартенситного превращения в этом участке, увеличивая количество менее пластичных продуктов распада, образовавшихся в нижнем интервале мартенситной области, что может явиться причиной зарождения и развития холодных трещин.

Качество сварных соединений среднелегированных мартенситно-бейнитных сталей во многом определяется свойствами околошовной зоны и прежде всего ее сопротивляемостью образованию трещин. Сопротивляемость образованию холодных трещин - основного дефекта при сварке этих сталей - связывается с формированием ВХМН у линии сплавления и последующим превращением аустенита в околошовной зоне, характером и величиной сварочных напряжений, распределением водорода в процессе сварки. Причем значение фактора ВХМН увеличивается с повышением легирования стали и содержания в ней углерода.

В сварных конструкциях зародыш трещины может образоваться вследствие отставания пластической деформации от фронта нарастающих напряжений. Именно в участке ВХМН создаются наиболее благоприятные условия для слияния микронесплошностей в дефект критических линейных размеров. Этот дефект затем развивается в надрыв - горячую трещину, способную перерасти в холодную в зависимости от вязкости примыкающего участка околошовной зоны, а также напряженного состояния.

Трещины, зародившиеся на первичных границах участка ВХМН околошовной зоны, встречаются в сварных соединениях конструкций из сталей 40ХГСНЗМА и ЗОХГСНА, выполненных электронно-лучевой и многослойной дуговой сваркой под флюсом. При этом они вероятнее в верхней части шва, где участок неоднородности шире и превышает 0,2 мм [4].

Уменьшение содержания серы, газов и неметаллических включений в металле при электронно-лучевом и электрошлаковом переплаве сталей 42Х2ГСНМА и ЗОХ2Н2М приводит к повышению его пластичности и особенно ударной вязкости. Так как неметаллические включения приводят к локальным оплавлениям при температуре ниже температуры солидуса Т_с, то в рафинированном основном металле первая стадия подплавления может смещаться в область более высоких температур. При сопоставимых условиях в основном металле стали 42Х2ГСНМА электронно-лучевого переплава при подплавлении формируются первичные зерна меньшей величины, чем в стали обычной выплавки. Тем не менее, в околошовной зоне рафинированного металла большее значение имеет не величина первичных зерен, а химический состав и структура границ ВХМН, количество, форма и распределение неметаллических включений. В результате минимальная замедленная прочность сварных соединений рафинированных сталей при длительном нагружении непосредственно после сварки на 40 - 60 % выше по сравнению с таковыми сталей обычной выплавки. Рафинирование понижает вероятность зарождения трещин и повышает стойкость сварных соединений к замедленному разрушению.

Предварительная наплавка кромок металлом такого же химического состава, что и основной, на глубину предполагаемой околошовной зоны - эффективное средство повышения качества сварных соединений. Склонность сварных соединений стали 35ХЗНЗМ к замедленному разрушению понижается примерно на 60 %.

Высокотемпературная химическая микронеоднородность влияет на комплекс физико-механических свойств соответствующего участка и работоспособность сварного соединения.

Значения ударной вязкости подплавленных образцов стали ЗОХ2Н2М после различных видов термической обработки приведены ниже:

Следовательно, термическая обработка не позволяет повысить ударную вязкость подплавленного металла 0,45 МДж/м².

Сопоставление микроструктур образцов после нагрева до температур 1200 и 1300 ⁰С показало, что границы в обоих случаях загрязнены неметаллическими включениями сульфидного типа. При 1300 ⁰С происходит подплавление сульфидных включений. Металлографически это проявляется в изменении цвета включений. Они становятся темными, почти черными, и приобретают округлую форму. Изменение состава включений, образование микропустот способствуют снижению ударной вязкости, что наблюдается на образцах, нагретых до 1300 °С. Термической обработкой можно измельчить зерно аустенита и восстановить ударную вязкость стали только в случае отсутствия высокотемпературной химической микронеоднородности.

Следовательно, на ударную вязкость участка у линии сплавления влияют величина первичных и вторичных зерен и состояние их границ. Это справедливо применительно к сварным соединениям, не подвергающимся термической обработке после сварки. В этом случае хрупкий участок у линии сплавления уширяется за счет зерен, нагревающихся до температуры ниже 1300 ⁰С. Действительно, электрошлаковые сварные соединения стали ЗОХ2Н2М, выполненные проволокой Св-08ХЗГ2СМ, при надрезе Менаже по участку у линии сплавления имеют ударную вязкость 0,27 МДж/м² при температуре +20 ⁰С. Последующая закалка с высоким отпуском сужает этот участок до ширины подплавления, измельчая вторичные зерна. В результате улучшения этого весьма узкого участка соседними нет снижения ударной вязкости (1,0 МДж/м²). В данном случае участок уже ширины надреза Менаже.

Серьезные трудности при сварке термически упрочненных среднеуглеродистых среднелегированных мартенситно-бейнитных сталей возникают также из-за разупрочнения основного металла в участке зоны термического влияния, нагреваемого до температуры высокого отпуска. Особенности разупрочнения основного металла в этом участке целесообразно рассмотреть на стали 42Х2ГСНМА, так как она наиболее интенсивно разупрочняется при сварке из-за высоких прочностных характеристик.

Построенная термокинетическая диаграмма показывает, что сталь имеет низкую критическую скорость закалки (0,625 ⁰С/с). Она закаливается на мартенсит при скоростях охлаждения, возможных при сварке. Установлено влияние скорости нагрева и структуры металла на критические точки, а следовательно, и температурный интервал участка разупрочнения. Показано, что изменение скорости нагрева в пределах 160 - 700 ⁰С/с не оказывает существенного влияния на положение критических точек. Для стали 42Х2ГСНМА в состоянии закалки и низкого отпуска изменение скорости нагрева в пределах 30 - 2000 ⁰С/с смещает температурный интервал превращения на 35 - 40 ⁰С при точности измерения температуры ±10 ⁰С. Можно полагать, что смещение температурного интервала участка разупрочнения в область повышенных температур будет таким же незначительным.

Изучение влияния термических циклов сварки на структуру и твердость зоны термического влияния показывает, что разупрочнение имеет место в участке, нагреваемом до температур 500 - 770 ⁰С. При этом его минимальная твердость остается практически постоянной и не зависит от погонной энергии сварки.

Определение предела прочности образцов, нагретых по сварочным термическим циклам этого участка, показало, что падение прочности также имеет место при нагреве до температур 500 - 770 ⁰С. Прочность образцов не зависит от скорости нагрева (0,05 - 700 ⁰С /с) и скорости охлаждения (0,05 - 500 ⁰С /с). Значительное разупрочнение может иметь место только при длительных изотермических выдержках порядка нескольких часов.

С повышением погонной энергии сварки увеличивается ширина участка разупрочнения и уменьшается предел прочности сварного соединения. Сравнение соединений стали 42Х2ГСНМА, выполненных двумя способами сварки, показало, что наименьшее разупрочнение в зоне термического влияния наблюдается при электронно-лучевой сварке с низкой погонной энергией (~6,8 %), в то время как при аргонодуговой сварке оно значительно больше (22,3 %). Ширина участков разупрочнения в сопоставляемых соединениях составляла соответственно 1,1 и 2,7 мм.

При равной эффективной погонной энергии электронно-лучевая сварка по сравнению с аргонодуговой дает более узкий разупрочненный участок и более высокие значения прочности сварных соединений из-за высокой концентрации энергии в электронном луче.

Исследование участка разупрочнения при аргонодуговой и электронно-лучевой сварке металла толщиной 4,5 - 8 мм показывает, что твердость в этом участке определяется только температурой нагрева, а прочность соединений зависит не от уровня твердости разупрочненного участка, а от его ширины. При этом следует учитывать, что участок разупрочнения имеет плавный переход к более прочным участкам зоны термического влияния.

Для каждой толщины металла и способа сварки существует определенная ширина разупрочненного участка, при которой обеспечивается максимально возможное контактное упрочнение и достигается равнопрочность сварного соединения основному металлу.

Исследования кинетики и механизма разупрочнения в зоне термического влияния позволили установить характер влияния свойств участков, окружающих мягкую прослойку, на прочность сварных соединений. Экспериментально обоснован новый критерий - относительная ширина мягкой прослойки b₁/b₀, определяющий предел прочности сварного соединения. Предложенная эмпирическая зависимость имеет вид [6]:

(39)

где - предел прочности сварного соединения, МПа; - предел прочности мягкой прослойки; b₀ - ширина прослойки при равнопрочности сварного соединения основному металлу; b₁ - текущая ширина прослойки.

Следовательно, технологические процессы сварки, приводящие к сужению участка зоны термического влияния сварных соединений среднеуглеродистых среднелегированных мартенситно-бейнитных сталей, повышают не только технологическую, но и конструктивную прочность соединений и позволяют достигнуть равнопрочность сварных соединений предварительно термоупрочненному основному металлу в условиях эксплуатации.

Установлено, что участок ВХМН является наименее пластичным участком с низкой ударной вязкостью. Уровнем его свойств определяется склонность сварных соединений к замедленному разрушению. Именно на подплавленных границах формируются микронесплошности, которые развиваются в виде горячих или холодных трещин.

На основании вышеизложенного методы, способствующие уменьшению склонности околошовной зоны сварных соединений к образованию трещин, целесообразно разделить на две группы в зависимости от их влияния на кинетику процесса формирования трещин. К первой группе следует отнести методы, способствующие уменьшению склонности к зарождению трещин, ко второй - методы, способствующие уменьшению склонности к их развитию.

В первую группу входят методы, предусматривающие сварку с применением источников, обеспечивающих концентрированный нагрев с малыми погонными энергиями; рафинирование и модифицирование основного металла; применение аустенитных и легированных ферритных электродных проволок с пониженной температурой плавления; ослабление непосредственного воздействия источника нагрева на свариваемые кромки путем увеличения количества расплавляемого присадочного металла, применяя горячую или холодную присадку, крошку и др.; применение наплавки кромок и другие.

Во вторую группу входят методы, предусматривающие предварительный или сопутствующий подогрев; термическую обработку сварных соединений после сварки; смещение бейнитно-мартенситных превращений околошовной зоны в область повышенных температур и др.

Многолетний опыт эксплуатации сварных конструкций из среднеуглеродистых среднелегированных мартенситно-бейнитных сталей указывает на большую эффективность первой группы методов, способствующих уменьшению склонности к зарождению трещин. Эта тенденция сильнее проявляется при повышении содержания углерода в стали (0,4 % и более) и усложнении ее системы легирования.

Ясно, что такие стали должны закаливаться в процессе термического цикла сварки. Сравнивая С - образные кривые сталей данной группы с подобными кривыми сталей второй группы (рис. 16) можно выяснить, что увеличение содержания легирующих элементов приводит к резкому сдвигу С - образных кривых вправо.

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Т

Рис. 16. Сравнительные диаграммы изотермического распада аустенита сталей 2-й и 4-й групп

Однако иметь одинаковый химический состав металла шва и основного металла далеко не всегда возможно вследствие опасности возникновения в швах кристаллизационных трещин. Особенно большие отступления от этого условия приходится допускать при дуговой сварке среднелегированных сталей средних и больших толщин с повышенным содержанием углерода, никеля и кремния. Понижая содержание в шве этих элементов, с целью предупреждения чрезмерного ухудшения его механических свойств, прибегают к дополнительному легированию элементами, повышающими стойкость против образования кристаллизационных трещин (марганцем, хромом, титаном). Примером такого решения может быть использование для сварки стали ЗОХГСНА сварочной проволоки Св-20Х4ГМА.

Подобный метод повышения стойкости металла шва против образования кристаллизационных трещин следует применять совместно с использованием режимов сварки, обеспечивающих высокое значение коэффициента формы шва, избегать узкой и глубокой разделки кромок под сварку и в отдельных случаях применять также предварительный подогрев. Комплексное использование методов борьбы с кристаллизационными трещинами позволяет получить соединения со швами, в меньшей степени отличающимися от основного металла по химическому составу.

При выборе состава проволоки для сварки среднелегированных сталей нужно учитывать, что часть легирующих элементов и углерода поступает в шов из основного металла в соответствии с его долей участия в образовании шва. Эта доля определяется методом и режимом сварки и может изменяться от 15 до 80%.

В сварных соединениях, подвергающихся полной термообработке, можно меньше считаться с влиянием первичной структуры на свойства металла шва, чем в соединениях, не подвергающихся термообработке. Грубозернистая структура участка перегрева околошовной зоны при термообработке практически полностью устраняется. Все это позволяет применять для сварки термообрабатываемых конструкций высокопроизводительные режимы и методы сварки, при использовании которых в сварных соединениях непосредственно после сварки может образоваться грубо-кристаллическая структура. К таким методам относится электрошлаковая сварка, а также сварка под флюсом при большой погонной энергии.

Термообработка сварных соединений обычно производится по режимам, установленным для свариваемой стали. Во всех случаях, когда металл шва отличается по химическому составу от основного металла, необходимо проверять соответствие этих режимов конкретным сварным соединениям. В отдельных случаях может оказаться необходимой некоторая их корректировка. В частности, если металл шва содержит меньше углерода и легирующих элементов, чем основной металл, для обеспечения полной перекристаллизации его приходится повышать температуру нагрева под закалку. Повышение температуры также благоприятно и для более полного устранения дендритной неоднородности в металле шва и перегрева околошовной зоны. Контроль пригодности того или иного режима термообработки ведут с учетом механических свойств и микроструктуры металла сварного соединения.

При необходимости следует также проверять коррозионную стойкость сварных соединений, их прочность и сопротивляемость ползучести при высоких температурах, а также другие специальные свойства (электрические, магнитные и т. п.). Следует учитывать, что сравнительно небольшое отличие химического состава металла шва от основного металла в отдельных случаях может привести к заметному снижению некоторых специальных свойств.

Сварные соединения, не подвергающиеся термообработке после сварки. Большие скорости кристаллизации и остывания металла шва позволяют при соответствующем легировании и подборе режима сварки обеспечить его равнопрочность с основным металлом для среднелегированных сталей с временным сопротивлением до 1000 МПа. При этом пластичность и вязкость металла шва остаются достаточно высокими. Столь высокие свойства достигаются при условии улучшения не только первичной, но и вторичной структуры металла шва и предупреждения перегрева и разупрочнения в процессе сварки металла околошовной зоны.

Вторичную структуру металла шва можно измельчить в процессе сварки и получить при этом оптимальные механические свойства при условии применения таких термических циклов сварки, при которых распад переохлажденного аустенита произойдет преимущественно в нижней части температурного интервала ферритно-перлитного превращения. В этой области образуется мелкозернистая ферритная матрица, в которую вкраплены весьма мелкодисперсные продукты перлитно-бейнитного превращения. При этом важно предупредить образование крупных участков избыточного феррита, снижающих прочность и особенно ударную вязкость металла шва при низких температурах.

Для достижения этого необходимо увеличить в определенных пределах скорость охлаждения шва и повысить содержание в нем углерода и стабилизирующих аустенит легирующих элементов. Эти пределы определяются так, чтобы не допустить смещения превращения аустенита в шве в мартенситную область. Швы с большим количеством мартенсита в сварных конструкциях недопустимы из-за низких пластичности и вязкости. Кроме того, весьма трудно предупредить образование холодных трещин в таких швах.

Примером термически необработанных швов на среднелегированных сталях типа ЗОХГСА с оптимальной вторичной структурой и достаточно высокими показателями прочности, пластичности и вязкости могут быть швы, полученные при дуговой сварке под флюсом и в среде защитных газов на умеренных режимах с применением сварочных проволок Св-10ГСМТ, Св-08Х3Г2СМ, Св-10ХГСН2МТ. При многослойной сварке таких сталей с использованием проволоки Св-10ХГСН2МТ и флюса АН-15 на режиме I_св = 500 А, U_д = 32 В, V_св = 40 м/ч обеспечивается получение металла шва с высокими механическими свойствами.

Для повышения производительности при многослойной сварке соединений, не подвергающихся последующей термообработке, следует рекомендовать многодуговую сварку раздвинутыми дугами. При этом наряду с повышением производительности и сохранением всех преимуществ многослойной сварки в отношении качества металла шва достигается высокая стойкость сварных соединений против отколов.

При сварке особо ответственных конструкций, не подвергающихся последующей термообработке, в тех случаях, когда равнопрочность не является обязательным условием, используют сварочную проволоку с высоким содержанием легирующих элементов, обеспечивающих получение металла шва с аустенитной структурой и с временным сопротивлением до 550 МПа. Обладая гранецентрированной решеткой, металл шва с аустенитной структурой отличается высокой пластичностью и вязкостью даже при грубой литой структуре. Он не теряет этих свойств ни при низких температурах, ни при ударном приложении нагрузки. Сварные соединения с аустенитными швами применяют в самых ответственных и тяжелонагруженных конструкциях. Весьма ценным их свойством является высокая стойкость против образования трещин в околошовной зоне.

Для сварки среднелегированных сталей используют сварочную проволоку аустенитного класса Св-07Х25Н13 или Св-08Х20Н9Г7Т. Повышают долю электродного металла в металле шва путем применения постоянного тока прямой полярности, трехфазной сварки и других приемов. При этих условиях можно со сравнительно высокой производительностью сваривать соединения аустенитным швом, не опасаясь разбавления аустенитного металла шва основным металлом и снижения его стойкости против образования кристаллизационных трещин, что имеет место при применении проволоки с более высоким содержанием легирующих элементов.

К недостаткам сварки среднелегированных сталей аустенитной сварочной проволокой кроме пониженной прочности металла шва следует отнести высокую стоимость проволоки и возможность возникновения отрывов по зоне сплавления.

Сварные соединения, подвергающиеся после сварки только высокому отпуску. В случаях, если нельзя применить закалку конструкции или соединения после сварки, например, из-за опасности деформаций, но необходимо несколько повысить механические свойства металла шва и околошовной зоны и снять остаточные сварочные напряжения, прибегают к высокому или низкому отпуску сварных конструкций. Высокий отпуск (нагрев до температур 600 - 650 ⁰С) более эффективен, чем низкий, так как обеспечивает полное снятие сварочных напряжений и устраняет закалку металла шва и околошовной зоны. При этом прочность металла несколько понижается, а пластичность и ударная вязкость существенно повышаются.

Отпуск не обеспечивает перекристаллизации металла и, следовательно, не может устранить ни столбчатой структуры, ни явлений перегрева в околошовной зоне. Поэтому необходимо применять те же технологические меры по измельчению первичной и вторичной структур металла шва и околошовной зоны, что и в случае сварки среднелегированных сталей без последующей термообработки.

Улучшение пластичности и вязкости металла шва в результате отпуска допускает его значительно большее легирование по сравнению со швами, не подвергающимися термообработке. В связи с этим в соединениях, подвергающихся отпуску, превращение переохлажденного аустенита в металле шва может происходить в области бейнитного и мартенситного превращения с образованием игольчатой структуры. При отпуске такой металл приобретает высокую пластичность и вязкость в сочетании с достаточно высокой прочностью. Если же подвергнуть отпуску соединения, не повышая легирования металла шва, то прочностные и вязкие свойства его могут заметно понизиться.

4.3 Особенности различных способов сварки плавлением среднелегированных сталей

Дуговая сварка покрытыми электродами. Ручная дуговая сварка остается широко применяемым способом выполнения соединений большинства конструкций из среднелегированных сталей. К основным особенностям этого способа следует отнести использование низководородистых электродов с фтористо-кальциевым покрытием, применение постоянного тока обратной полярности, выполнение швов большого сечения каскадным и блочным методами. Используя перечисленные технологические приемы, стремятся максимально увеличить разогрев области шва, особенно при сварке сталей большой толщины. Существенно способствует предупреждению трещин повышение температуры разогрева более 150 ⁰С. Для достижения такого разогрева используют, в частности, каскадный метод сварки при сравнительно небольшой длине его ступени (менее 200 мм).

Режимы дуговой сварки среднелегированных сталей покрытыми электродами подбирают в зависимости от типа стержня. При ферритном стержне они не отличаются от режимов, применяемых при сварке низкоуглеродистых сталей, при аустенитном - от режимов сварки аустенитных сталей.

Сварка под флюсом. При изготовлении конструкций из среднелегированных сталей из всех механизированных процессов сварка под флюсом нашла наиболее широкое применение. С ее помощью в настоящее время изготовляют конструкции разнообразного назначения, преимущественно из металла толщиной 4 - 50 мм. В отдельных случаях под флюсом сваривают и более тонкий, и более толстый металл.

По сравнению с ручной дуговой сваркой, а также другими методами механизированной сварки сварка под флюсом обеспечивает более высокую производительность. Особенно значительны ее преимущества при однопроходной сварке. В этом случае можно наиболее полно использовать особенности сварки под флюсом для глубокого проплавления основного металла, применения больших токов, а также избежания затруднений с удалением шлаковой корки. Если соединения обладают достаточно высокой стойкостью против образования трещин и подвергаются последующей термообработке, однопроходную сварку под флюсом можно производить на режимах, применяемых при сварке низкоуглеродистых и низколегированных сталей.

При сварке сталей и соединений с пониженной стойкостью против образования трещин (повышенное содержание углерода и легирующих примесей, большая толщина листов или большая жесткость их закрепления) приходится применять дополнительные меры: использование постоянного тока обратной полярности, предварительный подогрев или разогрев области шва при наложении многослойного шва, сварку первого слоя по присадочной проволоке и при увеличенном угле разделки кромок.

Для сварки под флюсом среднелегированных сталей применяют высококремнистые марганцевые флюсы АН-348-А и ОСЦ-45, низкокремнистые флюсы АН-15, АН-15М, АН-17М, АН-42, АН-20 и др. Под высококремнистыми марганцевыми флюсами сваривают соединения, к которым не предъявляются высокие требования по ударной вязкости металла шва. Обычно при использовании флюсов этого типа ударная вязкость металла шва на сталях типа ЗОХГСНА не превышает 0,3 -0,4 МДж/м² даже в соединениях, подвергающихся термообработке после сварки. К преимуществам сварки под такими флюсами следует отнести повышенную стойкость швов против образования кристаллизационных трещин.

Низкокремнистые флюсы с небольшим содержанием окислов марганца позволяют получать сварные соединения со значительно более высокими показателями ударной вязкости. Так, например, в сварных соединениях стали ЗОХГСНА, выполненных с применением флюса АН-15М и проволоки Св-20Х4ГМА, ударная вязкость металла шва повышается до 0,6 - 0,8 МДж/м² при _в = 1300 МПа. Отмеченное улучшение качества обусловлено уменьшением содержания в металле шва фосфора и неметаллических включений, достигаемым за счет низкого содержания во флюсах фосфора и окислов марганца.

К недостаткам флюсов АН-15, АН-15М и АН-20 следует отнести необходимость выполнения сварки на постоянном токе обратной полярности. При сварке на переменном токе в швах могут возникнуть поры. Флюс АН-42, хотя несколько уступает упомянутым флюсам в отношении ударной вязкости металла шва, однако позволяет производить сварку на переменном токе.

Сварка в защитных газах. Сварка в защитных газах находит широкое применение при изготовлении конструкций из среднелегированных сталей. К технологическим особенностям сварки среднелегированных сталей в защитных газах следует отнести тщательную осушку газа с целью предельного снижения содержания водорода в металле шва, а также использование режимов сварки, обеспечивающих пониженные скорости остывания сварных соединений. Эти меры необходимы для повышения стойкости сварных соединений против образования холодных трещин. В качестве защитных газов при сварке среднелегированных сталей применяют преимущественно углекислый газ и аргон. Для сварки пригодны режимы, рекомендованные для соединений из низколегированных сталей со снижением силы тока на 15 - 20%. В основном используют проволоки Св-10ГСМТ, Св-10ХГСН2МТ и Св-08ХЗГ2СМ.

Сварку в аргоне производят неплавящимся и в меньшей мере плавящимся электродом, в основном при изготовлении ответственных конструкций из среднелегированных высокопрочных сталей (_в > 1500 МПа). Для получения сварных соединений, полностью равноценных по конструктивной прочности основному металлу, рекомендуется применять автоматическую аргонодуговую сварку с поперечными перемещениями неплавящегося электрода. Как правило, предусматривают выполнение сварного соединения в два слоя. При первом слое, выполняемом без поперечных перемещений электрода, обеспечивается полное проплавление свариваемых кромок. При сварке второго слоя электроду придают низкочастотные поперечные колебания (3 - 6 колебаний в секунду). Сварку осуществляют по присадочной проволоке, которая с помощью специального устройства подается в зону дуги. При этом достигается хорошее формирование шва.

Поперечные перемещения дуги оказывают многостороннее положительное влияние на качество сварных соединений, улучшается формирование шва и обеспечивается плавный переход от шва к основному металлу. Существенно ослабляются столбчатая ориентация структуры металла шва и перегрев в околошовной зоне. Это достигается вследствие пульсирующего изменения температуры металла околошовной зоны вблизи линии сплавления. Время пребывания околошовной зоны при температурах, превышающих 1000 ⁰С, многократно уменьшается, и перегрев соответственно ослабевает. Непрерывное изменение фронта кристаллизации перемещающейся сварочной ванны способствует изменению направления роста столбчатых кристаллитов, их дроблению и измельчению.

Положительное влияние поперечных перемещений дуги проявляется только при определенных режимах сварки. При большом токе, высоком напряжении дуги, малой амплитуде и большой частоте поперечных перемещений электрода сварочная ванна не следует за дугой и описанные выше положительные результаты не достигаются.

Присадочная проволока применяется диаметром 0,8 - 1,6 мм. С ее помощью удается хорошо сформировать усиление шва, а также регулировать химический состав металла шва и его пластические и прочностные свойства.

В швах, выполненных при оптимальном режиме перемещений электрода, наряду с повышенной пластичностью существенно повышается также и прочность, что обусловлено увеличением поступления углерода в шов из основного металла. При малой амплитуде (2 мм) и большой частоте поперечных перемещений электрода (8 кол/с) никакого улучшения свойств металла шва не наблюдается. При оптимальной амплитуде (3,5 мм), но малой частоте перемещений (1 кол/с) формирование швов неудовлетворительное.

Перемещения дуги положительно влияют на качество сварных соединений не только при сварке среднелегированных сталей, но и во всех других случаях, когда с применением аргонодуговой сварки необходимо получить высокие показатели механических свойств и хорошее формирование шва.

В ИЭС им. Е. О. Патона разработан способ увеличения глубины проплавления основного металла при аргонодуговой сварке неплавящимся электродом. Метод предусматривает нанесение на свариваемые кромки тонкого слоя специального активирующего флюса-пасты (доли грамма на погонный метр). Флюс-пасту приготовляют смешиванием химически чистых компонентов на жидком парафине. Из замеса формируют цилиндрические стержни-карандаши, при помощи которых флюс наносят на свариваемые кромки посредством прочерчивания узкой полоски. Содержащиеся во флюсе фториды и окислы, попадая в дугу, способствуют существенному повышению концентрации сварочного нагрева вследствие уменьшения диаметра столба дуги, увеличения температуры плазмы и плотности тока в прианодной области.