Full Text

К корпусным конструкциям специальной техники предъявляют высокие требования по эксплуатационным характеристикам, поэтому для их изготовления в серийном производстве используют высокопрочные и ультравысокопрочные легированные стали мартенситного и мартенситно-бейнитного класса с временным сопротивлением разрыву σв = 1500…2350 МПа. Высокие прочностные и пластические свойства легированных сталей сочетаются с высокой стойкостью против перехода в хрупкое состояние, что и определяет их использование для конструкций, работающих в тяжелых условиях, например при ударных и знакопеременных нагрузках, низких или высоких значениях температуры и давления, в агрессивных средах и пр. [1, 2]. Стали этой группы, как правило, подвергаются улучшению (закалке с последующим высоким отпуском) или закалке и низкому отпуску [3]. Такая термическая обработка позволяет повысить механические свойства среднелегированных сталей, в частности получить высокие прочностные и пластические свойства сталей в сочетании с высокой стойкостью против перехода в хрупкое состояние. Основными сложностями при сварке изделий из данных сталей являются: высокая склонность металла шва (МШ) и зоны термического влияния (ЗТВ) к холодным трещинам (ХТ), повышенная склонность к кристаллизационным горячим трещинам (ГТ) из-за многокомпонентного легирования МШ. Сохраняется опасность образования «подваликовых» ГТ при многослойной сварке аустенитным электродным металлом и трещин в виде «отколов» в околошовной зоне (ОШЗ), а также получения механических свойств сварных швов и ЗТВ ниже уровня основного металла (ОМ). Для конструкционных средне- и высокоуглеродистых легированных сталей характерной особенностью является образование закалочных структур в шве и ЗТВ, создающих опасность хрупкого разрушения [1] из-за снижения пластичности и вязкости металла ОШЗ, а также образования в ней ХТ [4-7]. Отколы являются наиболее общим и частым дефектом сварных соединений. Отрывы встречаются, как правило, в сварных соединениях из закаливающихся сталей, в которых МШ имеет аустенитную структуру [8]. В целом, качество сварных соединений в значительной мере зависит от структуры и свойств ОШЗ. Свойства последней определяются исходным составом стали и термическим циклом сварки. Скорость охлаждения существенно влияет на структуру и свойства не только МШ, но и ОШЗ. При высоких скоростях охлаждения, приводящих к образованию мартенситных и мартенситно-бейнитных структур, возрастает вероятность появления ХТ в околошовной зоне сварных соединений. Причина их заключается в следующем: образующийся мартенсит обладает низкой вязкостью, что и может приводить к хрупкому разрушению. Низкой вязкостью обладают и участки крупнозернистого перлита и верхнего бейнита, образующиеся при малых скоростях охлаждения. Наилучшим сочетанием свойств при отсутствии склонности к трещинам обладают структуры нижнего бейнита. Показано, что оптимальные скорости охлаждения лежат в интервале значений, приводящих к получению структуры этого типа [9]. Таким образом, при сварке высокопрочных среднелегированных сталей существует несколько подходов к выбору сварочных материалов и разработке технологии их сварки. Первый подход реализуется путем послесварочной термообработки сварной конструкции, а сварка осуществляется с предварительным и (или) сопутствующим подогревом. Сварочные материалы при этом должны обеспечить состав металла шва, близкий к основному металлу. После термообработки сварное соединение становится практически равноценным основному металлу по всему комплексу физико-химических и механических свойств. Отмечается, что прочностные показатели шва остаются несколько ниже, чем у основного металла [10, 11]. В ходе производства изделия при сварке крупногабаритных деталей возникают определенные трудности. Сложная конструктивная форма таких изделий, использование листового проката, штампованных, листовых заготовок и литейных деталей, а также большие габариты и значительная масса производимых металлоконструкций ограничивают использование предварительного и сопутствующего подогрева. По этим же причинам невозможно выполнить их полную термообработку после сварки (закалку с отпуском). Детали на сборку и сварку поступают, как правило, в термоупрочненном состоянии. Чаще всего сварку высокопрочных среднелегированных сталей осуществляют с использованием ферритно-перлитного или аустенитного электродного металла. В этом случае конструкция после сварки не подвергается полной термообработке. При сварке ферритно-перлитной проволокой для снижения вероятности образования закалочных структур в МШ необходимо ограничивать содержание углерода и других легирующих элементов в сварном шве. Наибольшее распространение получила сварочная проволока Св-10ГСМТ (ГОСТ 2246-70). Более перспективным направлением является сварка высокопрочных сталей электродным материалом, дающим шов с аустенитной структурой. Данная технология позволяет исключить образование ХТ в МШ по причине отсутствия полиморфного γ→α-превращения переохлажденного аустенита в феррит, в связи с повышенной деформационной способностью аустенитного металла и возможным понижением уровня напряжений в ЗТВ вследствие локализации деформации в шве, а сварной шов при этом обладает хорошей пластичностью и вязкостью [12, 13]. Другим существенным преимуществом аустенитного электродного металла является снижение на 50-100 ºС максимальной температуры сварочного цикла, чем при использовании ферритно-перлитных электродных материалов, и времени пребывания металла при высоких значениях температуры, что уменьшает перегрев ОШЗ. Известно [14], что наиболее интенсивный рост зерна аустенита в околошовной зоне происходит в период нагрева при значениях температуры, близких к Tmax сварочного цикла. Таким образом, использование аустенитного электродного металла позволяет существенно снизить скорость роста в ОШЗ переохлажденного аустенитного зерна при нагреве и охлаждении, что благоприятно влияет на структуру и свойства сварных соединений. Ряд ответственных конструкций из термически упрочненных среднеуглеродистых мартенситно-бейнитных сталей сваривают проволокой Св-08Х20Н9Г7Т как в автоматическом, так и в полуавтоматическом режиме [15]. К недостаткам сварки высокопрочных сталей аустенитным электродным материалом относится образование в зоне сплавления микроструктурной неоднородности, что связано с диффузией атомов углерода из основного металла в металл шва. В результате в зоне сплавления со стороны МШ образуются диффузионные карбидные прослойки, а со стороны ОШЗ присутствуют обезуглероженные прослойки. Такая структурная неоднородность негативно влияет на стойкость против хрупкого разрушения [2, 4, 16]. Другим существенным недостатком сварки аустенитным электродным металлом является образование в ЗТВ ХТ (по типу отрывов) и подваликовых ГТ (при выполнении многопроходных швов). Механические свойства МШ и ЗТВ при сварке ферритно-перлитным или аустенитным электродным металлом находятся на уровне 0,5-0,6 прочности основного металла [13]. Таким образом, используемые в настоящее время технологии сварки высокопрочных среднелегированных сталей не в полной мере удовлетворяют возросшим требованиям к эксплуатационным характеристикам сварных конструкций. Целью данной работы было создание электродного материала и технологии сварки высокопрочных среднелегированных сталей, применение которых позволит исключить отмеченные недостатки. Необходимо получить в металле шва аустенитную структуру, обеспечив при этом механические свойства сварного соединения, сопоставимые с уровнем основного металла без применения термической обработки сварных конструкций. Анализ имеющихся литературных данных позволил установить систему легирования порошковой проволоки, которая будет соответствовать сформулированным выше требованиям [16, 17]. В качестве основных легирующих элементов были выбраны углерод, хром, марганец, азот и молибден. Данная система легирования при сварке высокопрочных среднелегированных сталей способствует получению в МШ аустенитной структуры с повышенными механическими свойствами. Хром является основным компонентом, который обеспечивает коррозионную стойкость стали. При введении Cr ≥ 13 % у стали резко увеличивается коррозионная стойкость и она становится жаростойкой (окалиностойкой). Введение в состав порошковой проволоки хрома в количестве 18-19 % существенно упрочняет твердый раствор, при этом обеспечивая хорошую жаростойкость наплавленного металла за счет образования тугоплавкой оксидной пленки Cr2O3. Дальнейшее увеличение содержания Cr ≥ 23 % резко снижает прочностные характеристики металла шва. При увеличении содержания хрома от 17 до 23 % повышается прочность стали и несколько снижается пластичность, растет сопротивляемость питтинговой коррозии. Резкое изменение механических свойств (снижение пластичности и ударной вязкости) и некоторое снижение стойкости к питтингообразованию наблюдается при увеличении содержания хрома более 23 % [18]. Введение Mo ≤ 0,4…0,6 мас. % иногда полностью подавляет склонность стали к обратимой отпускной хрупкости. Кроме того, молибден, повышая устойчивость аустенита, улучшает прокаливаемость стали [9]. Сталь с марганцем и азотом вместо никеля обладает как высокой прочностью, так и пластичностью, а полная замена углерода азотом приводит к увеличению всех характеристик механических свойств, включая относительное сужение [17]. Добавление марганца к аустенитным нержавеющим сталям увеличивает растворимость азота [19]. При этом влияние азота проявляется значительно сильнее, чем углерода [20]. Присутствие азота в стали в качестве легирующего элемента в количестве, превышающем равновесное (сверхравновесном), приводит к образованию пересыщенного твердого раствора внедрения, что, в свою очередь, обеспечивает упрочнение материала по аналогии с пересыщенным твердым раствором углерода в железе. Однако в отличие от такого раствора азот создает меньшие напряжения второго рода, так как атомы азота имеют меньший размер (R атома углерода = 0,077 нм; R атома азота = 0,062 нм) [21]. Влияние азота в хромистых сталях состоит также в извлечении хрома из основной массы вследствие образования нитридов хрома. Это снижает количество хрома, сужающего γ-область, и приводит к уменьшению содержания феррита в стали. В связи с этим затрудняется образование σ-фазы. Азот расширяет γ-область и уменьшает критическую скорость охлаждения [22]. Определение химического состава наплавленного металла осуществляли в соответствии с ГОСТ 7122-81. Для этого производили пятислойную наплавку (высота наплавки не менее 12 мм) на пластину из термоупрочненной стали 45 толщиной 18 мм. Оценку стойкости наплавленного металла к трещинообразованию и определение ударной вязкости, твердости, микротвердости, микроструктуры осуществляли методом валиковой пробы согласно ГОСТ 13585-68. По результатам экспериментов разработана порошковая проволока типа ПП-10Х18Г8АМ. Химический состав наплавленного металла, мас. %: C = 0,082; Si = 0,26; Mn = 7,8; Cr = 18,69; Mo = 0,47; N (расчет) = 0,275; S = 0,013; P = 0,012. Для получения сварных соединений из высокопрочной среднелегированной стали толщиной до 20 мм предложено использовать следующую технологию. Корневой шов следует выполнять аустенитной проволокой Св-09Х16Н25М6АФ или Св-10Х16Н25АМ6 по ГОСТ 2246-70 диаметром 2,0 мм, а заполняющие швы - новой порошковой проволокой ПП-10Х18Г8АМ диаметром 2,5 мм. Род тока при сварке - постоянный, полярность - обратная. В ходе проведения работы были установлены режимы сварки с использованием аустенитной цельнотянутой и порошковой проволок. Рекомендуемые режимы сварки представлены в таблице. Конструктивные элементы сварного соединения и подготовленных кромок под сварку представлены на рис. 1. Рис. 1. Схема выполнения сварного шва На рис. 2 представлен участок зоны сплавления металла шва и основного металла. Трещины и другие дефекты на микрошлифах сварных соединений не выявлены. Рис. 2. Участок зоны сплавления металла шва и основного металла Определение структурно-фазового состава металла шва, наплавленного разработанной проволокой, выполнено с применением усовершенствованного метода расчета структуры и фазового состава в зависимости от влияния легирующих элементов на процесс структурообразования [23]. Указанный состав порошковой проволоки типа ПП-10Х18Г8АМ позволяет получить в структуре наплавленного металла хромомарганцевый аустенит в количестве до 95 об. %. Выводы 1. Проанализированы основные пути решения проблемы свариваемости высокопрочных сталей, используемые в настоящее время в серийном кор- Параметры режима сварки Марка проволоки dэ, мм Режим сварки Шов Iсв, А Uд, В Вылет, мм Vсв, м/ч Расход газа, л/мин Св-09Х16Н25М6АФ 2,0 Корень 190-200 24-26 24 26 18-20 ПП-10Х18Г8АМ 2,5 Заполнение 220-240 28-30 30 26 20-22 пусном производстве спецтехники, выяснены преимущества и недостатки используемых технологий сварки. 2. Разработана порошковая проволока, позволяющая получить Fe-Cr-Mn-Mo-N металл шва с содержанием аустенита в структуре до 95 об. %. 3. Предложена технология сварки высокопрочных сталей без предварительного и сопутствующего подогрева и последующей термообработки с использованием порошковой проволоки разработанного состава.

About the authors

M. P Shalimov

Ural Federal University named after first President of Russia B.N. Yeltsin

A. V Berezovsky

Ural Federal University named after first President of Russia B.N. Yeltsin

A. S Smolentsev

Ural Federal University named after first President of Russia B.N. Yeltsin

References

Statistics

Views

Abstract - 89

PDF (Russian) - 82

Refbacks

• There are currently no refbacks.