Представителями сталей перлитного класса являются конструк­ционные стали с повышенным содержанием углерода типа 40Х, 35ХГСА и др., а также низко- и среднелегированные стали 12ХМФД2Х15МА, 12Х1МФ и др. К этому же классу относятся мик - ролегированные стали марок 10Г2ФР, 12Г2СМФ, 12ГН2МФА и др. Для этих сталей технологическая и эксплуатационная прочность за­висят от вторичной структуры, образующейся в металле шва и ЗТВ под воздействием термического цикла сварки.

Конечная структура стали зависит от температуры начала распада аус­тенита и определяется скоростью его охлаждения, так как процесс этот имеет диффузионную природу. Образуются продукты распада и полу­распада аустенита: перлит, сорбит, троостит и бейнит, — представляющие собой смесь ферритной и цементитной фаз, которые различаются между собой прежде всего степенью дисперсности смеси. По мере увеличения скорости охлаждения наблюдается плавный переход от одного типа струк­туры к другому с изменением механических свойств металла.

При высоких скоростях охлаждения образуется мартенсит, кото­рый представляет собой пересыщенный твердый раствор углерода в а-железе; он имеет тот же состав, что и аустенит, но его кристалли­ческая решетка перестроена в результате быстрого бездиффузионно - го превращения. Мартенсит образуется с объемными изменениями, и его пластины (иглы) имеют высокую твердость. Поэтому основной опасностью при сварке сталей этого класса является чувствительность к появлению холодных трещин в металле шва и ЗТВ. На их образова­ние влияют три основных фактора.

Первым, как уже было сказано, являются структурные превраще­ния. Наиболее благоприятной структурой, с этой точки зрения, яв­ляется перлит (сорбит). Характер распада аустенита в зависимости от температурно-временных условий определяется диаграммами его изотермического распада (распада при фиксированных постоянных температурах). При сварке металл от температуры плавления охлаж­дается непрерывно, поэтому для определения его структуры и свойств лучше пользоваться диаграммами термокинетического распада аус­тенита, т. е. распада, протекающего при его непрерывном охлаждении. На рис. 8.1 приведена такая диаграмма для стали с содержанием -0,2% С и -2% Мп. На нее нанесены кривые скоростей охлаждения, которые, пересекая кривые начала и конца распада аустенита, опреде­ляют области с различными структурами и механическими свойства­ми (определяемой здесь твердостью металла по Виккерсу). Для про­хождения перлитного превращения необходимо, чтобы кривая ох­лаждения была правее кривой HV 490, так как в противном случае структура будет полностью мартенситной. Такая структура будет иметь высокую твердость и хрупкость. Для определения скорости охлаждения металла ЗТВ на конкретно выбранном режиме произво­дят ее вычисление по формуле (для случая сварки пластин встык)

w, n=^- = -2nXcys^-M-

dt f

vS

Если полученные значения скорости охлаждения выше критичес­кой скорости по термокинетической диаграмме данной стали, то не­обходимо принимать меры по ее уменьшению. Этими мерами могут

быть увеличение погонной энергии или введение подогрева в

той или иной форме (увеличение Т0).

Для определения параметров режима сварки можно использовать и диаграммы изотермического распада аустенита данной марки стали, однако, простое наложение на них кривых охлаждения дает определен­ную ошибку. Здесь нужно учитывать непрерывность охлаждения метал­ла, характерную для условий сварки. Экспериментально было показано, что при непрерывном охлаждении температура наименьшей устойчиво­сти аустенита 7п снижается на 55 °С по сравнению с изотермическими условиями, а наименьшее время до начала распада аустенита tmin при­мерно в 1,5 раза больше найденного по диаграмме изотермического рас­пада. В ЗТВ под влиянием высокой температуры растет зерно, и это повышает устойчивость аустенита примерно в 2 раза (1,5 • 2 = 3). Здесь величину fmin берут из диаграммы изотермического распада конкретной марки стали. Учитывая эти поправки, можно вычислить критическую скорость охлаждения, при которой перлитное превращение с учетом непрерывного охлаждения пройдет полностью (или частично):

где 7^ — температура первой критической точки полиморфного пре­вращения Ас.

Очевидно, что для обеспечения хороших свойств сварного соеди­нения (и наличия в металле ЗТВ перлитной структуры или структур полураспада) необходимо соблюдение соотношения

W <W.

т кр

Склонность данной марки стали к закалке (а значит и ее чувстви­тельности к термическому циклу сварки) определяется содержани­ем в ней углерода и суммы легирующих элементов. Все эти элементы увеличивают инкубационный период и замедляют распад аустенита. Влияние легирующих элементов на закаливаемость стали с помощью соответствующих коэффициентов с некоторым приближением мож­но привести к аналогичному влиянию углерода, который наиболее сильно влияет на закаливаемость стали.

Для конструкционных высокопрочных судостроительных сталей с пределом текучести 600... 1000 МПа может быть применена форму­ла для расчета такого химического углеродного эквивалента:

с - с I Si I (Mn+Cr) , (Ni+Cu) | Mo | V [5] х ЗО ЗО 60 15 10‘

Значение углеродного (химического) эквивалента, рассчитанно­го по этой формуле, для отечественных высокопрочных, конструкци­онных сталей составляет 0,32...0,35, тогда как у сопоставимых марок американских сталей это значение выше (HY100 Сэкв = 0,42). Это и есть второй способ определения склонности стали к закалке под дей­ствием термического цикла. Существует критическое значение угле­родистого эквивалента, до достижения которого стали могут свари­ваться без образования хрупких структур, и их сопротивляемость к образованию холодных трещин достаточно высока. При этом получе­ние нужных скоростей охлаждения можно достичь регулированием параметров режима сварки без применения подогрева. Если значе­ния Сэкв больше критического, то для получения благоприятных ско­ростей охлаждения металла необходимо введение подогрева.

В случае необходимости подогрева металла перед сваркой его тем­пература может быть выбрана с учетом углеродного (химического) эквивалента и свариваемой толщины С. По этой методике сначала определяют общий эквивалент где Сх — химический углеродный эквивалент; Ср — размерный экви­валент:

|С|„ .0,00551^,

Здесь размерный эквивалент определяет жесткость сварного узла (толщину свариваемой детали).

Отсюда

После определения общего эквивалента находят необходимую тем­пературу подогрева

(8.1)

Экспериментальные данные и производственный опыт показыва­ют, что если Сэкв < 0,45%, то данная сталь может свариваться без пред­варительного подогрева по обычной технологии, если же Сэкв > 0,45%, то необходим подогрев. При этом его температура тем выше, чем боль­ше величина С.

;»кв

Одним из основных факторов повышения сопротивляемости об­разованию холодных трещин при сварке современных высокопроч­ных сталей является снижение содержания углерода в основном ме­талле. Во время сварки этих сталей при разнице содержания углерода в 0,03% стойкость сварных соединений к образованию холодных тре­щин значительно изменяется.

Исследованиями свариваемости высокопрочных хромоникельмо - либденовых сталей было определено, что при содержании углерода 0,14% фиксируются поперечные холодные трещины. Металлографи­ческие исследования обнаруживают в сварном соединении структу­ру бейнита с большим количеством цементита по границам колоний и реек мартенсита. Наблюдаются также выделения цементита отпус­ка, что усугубляет охрупчивание металла ЗТВ при сварке. Для ука­занного класса сталей суммарное влияние легирующих элементов на свариваемость рассчитывается по формуле

(Мп+Сг) Si (Ni+Cu) Mo V [6] 20 +30+ 60 +”І5~+І0

Влияние легирующих элементов в зависимости от содержания углерода в сталях этого класса на появление холодных трещин в свар­ных соединениях при автоматической сварке под флюсом при содер­жании водорода в металле шва 1,5 см3/100 г показано на рис. 8.2. Из графика видно, что уверенно обеспечивать хорошую свариваемость этих сталей можно при низком содержании углерода (<0,1%). В этом случае (при низком содержании водорода в металле шва) без подо­грева можно сваривать стали с пределом текучести до 700 МПа в толщинах до 50 мм.

Кроме углерода на образование холодных трещин в сварном со­единении влияет водород, недаром его содержание в металле шва, как видно из вышеизложенного, пытаются ограничить. Водород, на­ходящийся в стали, дополнительно снижает работу ее разрушения, охрупчивает металл и тем самым способствует образованию трещин. Диффузионно-подвижный водород накапливается в несплошностях металла. Из атомарного он ассоциирует в молекулярный, постепенно увеличивая свое давление в несплошностях металла, что отрицатель­но сказывается на сопротивляемости стали к разрушениям. Поэтому применяется ряд технологических мер для уменьшения опасности попадания из влаги водорода в реакционную зону сварки, создаются
специальные низководородистые электроды, устанавливаются нор­мы допустимого содержания водорода в металле шва в зависимости от его химического состава.

с,%

Установлено, что чем выше углеродный эквивалент металла, тем мень­шее критическое содержание водорода допустимо в металле шва (рис. 8.3). Именно поэтому при сварке высокопрочных сталей содержа­ние водорода в металле шва ограничивают в пределах 1,5...2,5 см3/100 г.

Третьим фактором, влияющим на образование холодных трещин в сварных соединениях, является их напряженно-деформирован­ное состояние. Здесь влияние могут оказывать и остаточные сва­рочные напряжения, и, особенно, реактивные напряжения (возни­кающие в заделанных элементах конструкции, когда их перемещения при местном сварочном нагреве практически запрещены). Этот фак­тор определенным образом отражен в формуле результирующего углеродного эквивалента через толщину свариваемого элемента (с увеличением толщины элемента увеличивается жесткость узла конструкции). Существуют формулы, в которых при оценке склон­ности к трещинообразованию отражены химический состав стали, свариваемая толщина и содержание водорода (см. разд. 7).

При сварке высокопрочных сталей особое значение приобретает концентрация напряжений в местах резкого изменения сечения эле­ментов конструкции. Поэтому здесь необходимо особое отношение к оформлению переходов усиления сварного шва к основному металлу (достаточно большой радиус перехода). С учетом изложенного, и тех­нология сварки высокопрочных сталей перлитного класса имеет свои особенности.

Если значение углеродного эквивалента Сэкв < 0,45, то подогрев при сварке не нужен и технология в ее режимной части практически не отличается от таковой для низкоуглеродистых сталей. При более высоком значении углеродного эквивалента необходимо введение подогрева. Его температура в зависимости от марки свариваемой ста­ли рассчитывается по формуле (8.1).

Выполнять подогрев можно как предварительный или сопутству­ющий. Обычно температура подогрева лежит в диапазоне 100...200 °С. При высоком углеродном эквиваленте подогрев может достигать

300.. .500 °С. Осуществляется подогрев в муфельных печах (для отно­сительно небольших по габаритам узлов), индукторами тока промыш­ленной частоты, специальными гибкими лентами со спиралью для электрического подогрева, газовыми горелками с насадками, обеспе­чивающими подогрев за счет инфракрасного облучения. Можно вес­ти подогрев и открытым пламенем газовой горелки, однако это наи­менее желательный способ, так как он не исключает получения прижогов на поверхности основного металла.

Выбранную температуру подогрева можно проверить, рассчитав при конкретно выбранном режиме скорость охлаждения металла в ЗТВ и сориентировавшись по диаграмме анизотермического распада аустенита с получаемыми структурами. Если они неблагоприятны, то корректируются либо режимы сварки, либо температура подогрева.

16 Заказ № 1398

Применяемые диапазоны погонных энергий при различных спо­собах сварки перлитных сталей колеблются в пределах:

ручная дуговая сварка автоматическая под флюсом и в защитных газах ЭШС

Если сварное соединение выполняется многопроходной сваркой (ручной или автоматической), то скорость охлаждения металла шва и ЗТВ можно в определенных пределах регулировать изменением числа проходов и последовательности их наложения. Возможны два случая.

1. Проход выполняют на всю длину шва. Здесь к моменту нало­жения следующего прохода начало первого успевает остыть (скорость охлаждения металла в ЗТВ относительно велика). Режим каждого последующего прохода выбирается такой, что­бы температура нагрева нижележащего слоя не была выше 7^ ; при таких температурах происходит отпуск закаленного ме­талла в течение времени £отп. Последний проход преследует цель отпуска металла шва — его следует выполнять так, чтобы тем­пература нагрева основного металла была невелика. Такой слой получил название «отжигающий валик».

2. Сварку выполняют короткими швами. В этом случае каждый последующий слой накладывается на еще не остывший металл, температура которого близка к температуре подогрева. Такой вариант исключает закалку металла. Поддерживаемая при та­кой технологии температура объемов металла ЗТВ носит на­звание температуры автоподогрева. Такое состояние реализу­ется при многопроходной сварке больших толщин блоками, каскадом или горкой.

Длину единовременно заваренных участков, при которой выпол­няется это условие, можно рассчитать по формулам теории распрос­транения теплоты при сварке.

Так, длину участка, при которой металл ЗТВ после сварки 1-го слоя охладится до температуры Г, определяют по формуле

где kx — коэффициент горения дуги (0,6...0,9); X — коэффициент тепло­проводности, Дж/смс°С; су — объемная теплоемкость, Дж/°С см2;

5 — толщина свариваемого металла, см; vcB — скорость сварки, см/с; Г0 — температура изделия перед сваркой, °С.

Можно определить и время сварки участка выбранной протяжен­ности

Большинство марочных составов сталей типа АБ дают углерод­ный эквивалент < 0,45 и обладают хорошей свариваемостью, которая оценивается прямым способом при сварке проб «Теккен» и жестких проб ЦНИИ ТС (с размерами и толщиной, соответствующими фраг­менту реальной конструкции корпуса). Для изготовления корпусных конструкций из данной марки стали допускаются технология и сва­рочные материалы, показавшие по результатам неразрушающего и разрушающего контроля отсутствие трещин. Стали с пределом теку­чести до 600 МПа (АБ-АБ2) свариваются без подогрева ручной, ав­томатической сваркой под флюсом и в смеси защитных газов с ис­пользованием низколегированных сварочных материалов. Металл шва, выполненный этими способами, имеет прочность, приближаю­щуюся к прочности основного металла, и высокую ударную вязкость при отрицательных температурах. Структура стали после закалки и отпуска — сорбит. Результаты проведенных испытаний показали со­ответствие сталей и сварочных материалов требованиям Российско­го Морского Регистра Судоходства и международных классифика­ционных обществ.

Корпусные стали с пределом текучести до 1000 МПа (АБ7) име­ют углеродный эквивалент, не превышающий предельное значение (0,45), обладают также хорошей свариваемостью при довольно уме­ренном подогреве (50... 150 °С). Величина подогрева зависит от пре­дела текучести стали и содержания водорода в металле шва.