Режимы термообработки хромомолибденовых сталей

Содержание элементов, %	Температура отпуска, 0С	Время отпуска, час
0,5Cr, 0,5Mo	620 – 660	1
1Cr, 0,5Mo	620 – 660	1
2,25Cr, 1Mo	600 – 750	2
5Cr, 0,5Mo; 7Cr, 0,5Mo	700 – 760	2
3,5Ni	580 – 620	1

 

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

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:

 

Вид термообработки	Ударная вязкость KCU-40, МДж/м2
Состояние поставки (после отжига)	1,0
Аустенизация 870 °С, 1 ч, масло и отпуск 590 °С, 2 ч, масло	1,0
Аустенизация 1100°С, 2 ч, воздух, затем аустенизация 870 °С, 1 ч, масло и отпуск 590°С, 2 ч, масло	1,0
Нагрев по сварочному термическому циклу участка подплавления до 1450 °С	0,10
То же и отпуск 590°С, 2 ч, масло	0,13
То же, без отпуска, затем аустенизация 870 °С, 1 ч, масло и отпуск 590°С, 2 ч, масло	0,14
То же, без отпуска, затем аустенизация 1100°С, 2 ч, воздух. После этого аустенизация, 870°С, 1 ч, масло и отпуск 590 °С, 2 ч, масло	0,35
То же, без отпуска, затем аустенитизация 1200°С, 2ч, воздух. После этого аустенизация 870 °С, 1 ч, масло и отпуск 590 °С, 2 ч, масло	0,45

 

Следовательно, термическая обработка не позволяет повысить ударную вязкость подплавленного металла ³ 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 a ® g 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; b ₀ -ширина прослойки при равнопрочности сварного соединения основному металлу; b ₁ - 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.

 

Т

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

 

Подобному же явлению способствует увеличение содержания углерода. Поэтому предварительный и сопутствующий подогрев практически бесполезен. Все равно получаем 100 % мартенсит.

Следует отметить, что стали данной группы высокопрочные с σ_в = 1000 – 1800 МПа применяются для изготовления тяжело нагруженных деталей машин и механизмов. К этой же группе относятся и броневые стали. Поэтому к качеству сварных соединений предъявляют особые требования.

Первая трудность при сварке сталей этой группы – это необходимость получение металла ОШЗ без трещин с достаточно удовлетворительными свойствами.

Вторая трудность – обеспечение прочности металла шва близкой к прочности основного металла. Можно предложить несколько путей решения этих проблем.

Если сделать шов высокопластичным, чтобы сконцентрировать пластические деформации в шве, то металл ОШЗ не будет иметь трещин, но будет напряжен как стекло. Затем сварное соединение можно подвергнуть термообработке, что довольно сложно. Но даже при применении относительно «мягких» электродов, все равно возможно появление своеобразных трещин - отколов в ОШЗ вдоль линии сплавления. Образование этих отколов – следствие совместного влияния напряженного состояния и водорода. Рассмотрим этот вопрос подробнее.

Пусть шов выполняется электродами, обеспечивающими относительно «мягкий» шов. При нагревании стали ферритно - перлитного класса в области температур А_С1 и А_С3 происходит α → γ превращение, а при охлаждении γ → α превращение.

Рассмотрим сформировавшиеся сварное соединение в процессе охлаждения (рис.17).

 

А В

Рис. 17. Схема структурных превращений в металле шва и ОШЗ А А^/, В В^/ - изотермы точки А_С3

При температуре выше А_С3 вся область “ АВ-А^/ B ^/” находится в аустенитном состоянии (γ –Fe). При остывании вследствие меньшей степени легирования шва γ → α превращения происходит при более высоких температурах, чем в более легированном металле ОШЗ, т.е. в каком-то интервале температур металл шва уже имеет α решетку, а металл ЗТВ – еще γ – решетку. При сварки в зоне дуги всегда имеется некоторое количество водорода, который достаточно хорошо растворяется в жидкой стали. И таким образом в шве всегда будет растворено некоторое количество водорода. Вспомним диаграмму растворимости водорода в железе. Она имеет следующий вид (рис. 18). Из диаграммы видно, что растворимость водорода в α – Fe (т.е. в феррите) меньше, чем в γ –Fe (аустенит). Вместе с тем диффузионная подвижность водорода, иначе говоря проницаемость, в α – Fe значительно превышает проницаемость в γ –Fe (табл. 8). Как видно из табл. 8 при одних и тех же температурах в γ - Fe может раствориться значительно больше водорода, чем в α - Fe, однако он там малоподвижен. Поэтому избыточный водород содержится в металле шва, уже претерпевшем γ и α превращения и, обладая достаточной подвижностью, будет стремиться уйти из металла шва, т.е. будет диффундировать через границу сплавления, а т.к. он при этом переходит уже в γ – область, то его диффузионная подвижность резко снижается и водород начинается скапливаться в металле ОШЗ вблизи границы сплавления. При больших его количествах образуются флокены, водород создает в них довольно приличное давление. В результате, в металле ОШЗ создается объемное напряженное состояние, а это приводит к потери его пластичности. Кроме того, в процессе охлаждения сварного соединения возникают напряжения усадки. Все эти факторы, т.е. водород и усадка приводят к отколам в ОШЗ вдоль линии сплавления. Как же с этим бороться

 

Рис. 18. Растворимость водорода в железе в зависимости от температуры

 

Таблица 8

Растворимость и подвижность водорода в различных фазах железа

	Растворимость [H2] см3/100г металла		Подвижность Н2, D см3/мм2 ч
Т 0С	γ - Fe	α - Fe	γ - Fe	α - Fe
500	4,0	0,75	0,018	0,26
100	0,9	0,20	0,34∙10-7	0,26∙10-3

 

Прежде всего, необходимо выполнять шов такими сварочными материалами, чтобы γ→ α превращение в нем замедлялось и происходило бы уже после γ→ α превращения в металле ОШЗ или вовсе не происходило.

Если просто увеличить степень легирования шва, то снизится и его пластичность. Поэтому в таких случаях применяют чисто аустенитные сварочные материалы, которые не претерпевают γ→ α превращение. Композиции типа 10Х20Н10Г6, 12Х20Н9Г7Т, не будут способствовать накоплению водорода. Аустенитные сварочные проволоки такой композиции обеспечивают достаточно высокий предел прочности σ_в – порядка 700 ÷800 МПа. Вместе с тем предел текучести σ_т пониженный. В результате шов получается «мягким». Равнопрочность не обеспечивается, но отколов нет. Как вы помните, эти стали – закаливающиеся, никакой подогрев не поможет. Поэтому и варят их без подогрева, а после сварки производят термообработку для восстановления пластичности металла ОШЗ.