СВАРКА И СВАРИВАЕМЫЕ МАТЕРИАЛЫ

Термообработка и свойства сталей

9.3.1. Термомеханическая обработка

Различают два вида термомеханической обработки — низкотемпературную (НТМО) и высокотемпературную (ВТМО) [1].

НТМО включает пластическое деформирование аустенита в области его повышенной устойчивости, но ниже температуры рекристаллизации, и после­дующую закалку. Этот процесс называется аусформингом. Существенное повышение прочности стали после такой обработки связано с эффектом на­следования мартенситом дислокационной структуры аустенита, закрепляе­мой атомами углерода и карбидными выделениями.

ВТМО имеет преимущество перед НТМО, заключающееся в воз­можности обеспечения как высокой прочности, так и повышенного сопро­тивления. стали хрупкому разрушению. Причем по уровню пластичности при одинаковой прочности низколегированная сталь после ВТМО превос­ходит обычную термоупрочиенную сталь. При ВТМО сталь подвергают пластическому деформированию до начала процесса - у-ні-превращения для обеспечения развитой полигональной структуры и осуществляют закалку для получения мелкореечного пакетного мартенсита.

В зависимости от степени легирования стали и толщины проката ВТМО можно осуществить также с интенсивностью охлаждения, обеспечивающей получение в прокате мелкозернистой бейиитиой структуры

Отличительной особенностью другой разновидности ТМО—изоформинга является аустеиитизация стали, охлаждение ее до интервала температур перлитного превращения и пластическое деформирование в этом интервале температур со степенью обжатия до 70 %. В результате обеспечивается по­лучение в стали мелкодисперсной феррито-перлитной структуры. При этом наряду с высокой прочностью достигается увеличение (иногда на порядок) характеристик сопротивления хрупкому разрушению стали.

Контролируемая прокатка (КП) низколегированной стали — это ее вы­сокотемпературная обработка,, отличающаяся тем, что режимы иагрева под обработку давлением и пластического деформирования заготовки выбирают такими, чтобы получить в ней высокодисперсные рекристаллизоваиные зерна аустенита, При дальнейшем охлаждении металла из аустенитного со­стояния образуются многочисленные зародыши a-фазы, а дисперсные кар­биды препятствуют росту ферритных кристаллов Ферритные зерна поли - гоиизуются н упрочняются в результате выделения сверхмелких карбо - нитридов.

Таким образом, в сталях, применяемых в ТМО состоянии, карбо - и иитридообразующие элементы играют существенную роль в их упрочнении.

9.3.2. Термообработка из межкритического интервала температур

Одним из методом термообработки микролегированных сталей, обеспечива­ющих повышение их прочности и пластичности, является термообработка из межкритического интервала температур. В результате проведения такой термообработки получают так называемые двухфазные феррито-мартенсит - ные стали. В действительности структура таких сталей более разнообразна и включает в себя также бейнит, остаточный аустенит и феррит двух типов: исходный (старый), существовавший ранее, и эпитаксиальный (новый), об­разующийся при охлаждении из межкритического интервала (МКИ) темпе­ратур. Причем мартенсит может быть двух морфологических разновидно­стей— высокоуглеродистый игольчатый и низкоуглеродистый пакетный. Фа­зовый состав стали, как и уровень механических свойств, зависит как от температуры нагрева в интервале температур критических точек Ас—Асъ, так и от интенсивности охлаждения.

Оптимальным является такой режим термообработки, при котором в результате охлаждения из межкритической области температур в струк­туре стали образуется 10—20 % мартенсита и бейнита. Наиболее эффективно применение такой термообработки для низколегированных сталей с содер­жанием С от 0,06 до 0,13 %, около 1,3 % Мп и 0,25—1,55 °/о Si. Для подав­ления процесса образования перлита при - у-иі-превращении осуществляют легирование сталей Мо, Сг, V.

При закалке в воде из межкритического интервала температур проч­ностные показатели сталей возрастают с увеличением максимальной тем­пературы нагрева в диапазоне Асі—Лез, а пластичность снижается, так как при этом весь образовавшийся аустенит превращается в мартенсит. При охлаждении из МКИ со скоростями w меньше критических (при w = 8— —20°С/с) фазвый состав структуры феррито-перлитный или феррито-бейнит - иый. При этом часть аустенитной фазы при охлаждении превращается в феррит, а остаточный аустенит распадается при более низких температу­рах с образованием бейнита или перлита (троостита). Кроме того, при пониженных скоростях охлаждения, когда аустенит распадается по диффу­зионному механизму, механические свойства практически не зависят от тем­пературы нагрева в диапазоне Ас і—Acs.

Как правило, для получения феррито-мартеиситной структуры и реали­зации повышенных механических свойств необходимо после нагрева стали в МКИ температур обеспечить интенсивное охлаждение — закалку. Между тем в работе [2] показано, что в низколегированных кремнемарганцовистых сталях с 1,8—2,3 % Мп эффект упрочнения достигается при пониженных скоростях охлаждения, не превышающих 0,04 °С/с. На этой основе разра­ботан ряд марок сталей (09Г2СЮЧ, 09ХГ2СЮЧ, 10ХГ2МЧ) для производ­ства сварных сосудов, работающих под давлением, которые после охлажде­ния из МКИ температур на воздухе имеют От = 540—900 МПа и ав—720 1120 МПа.

9.4. Свариваемость сталей

Микролегированные стали с содержанием углерода ^0,1 % об­ладают благоприятной свариваемостью. Свойства сварных со­единений при сварке на погонной энергии до 50 кДж/см, как правило, удовлетворяют предъявляемым требованиям. Однако в последние годы возрастает потребность в сталях, допускаю­щих возможность их сварки на повышенных погонных энергиях, достигающих 50—100 кДж/см. С увеличением погонной энер­гии сварки более 100 кДж/см ударная вязкость металла в зоне термического влияния снижается из-за роста зерна аустенита, образования смеси структур верхнего бейнита, игольчатого фер­рита и высокоуглеродистого мартенсита.

9.4.1. Влияние легирующих элементов

Благоприятное влияние на ударную вязкость металла шва и зоны термического влияния оказывают следующие факторы: снижение содержания С и N для повышения вязкости матрицы; легирование Ті, образующим трудцорастворимые при нагреве нитриды TiN и препятствующие росту зерна аустенита; микро­легирование В с целью повышения дисперсности ферритной со­ставляющей структуры.

Свариваемость микролегированных сталей в значительной степени зависит не только от легирующих и микролегирующих элементов, но и от содержания примесных элементов. В осо­бенности это относится к S, которая повышает склонность со­единений к образованию горячих и слоистых трещин [3]. Отме­ченное является следствием не только «раскатывания» суль­фидных включений при прокатке, но и изменения их состава и физических свойств.

В сталях, содержащих Мп, Ті, Zr, активность элементов по отношению к S последовательно уменьшается при переходе от Zr к Ті, а затем к Мп. В сталях, микролегированных V и Nb и содержащих Мп и Сг, активность элементов по отношению к S убывает в следующей последовательности: Мп, Nb, V, Сг.

9.4.2. Выбор тепловых режимов сварки

Увеличение погонной энергии сварки сопровождается увеличе­нием количества доэвтектоидного феррита и интенсивным сни­жением ударной вязкости металла околошовного участка зоны термического влияния сварных соединений. Например, в свар­ных соединениях стали 09Г2ФБ, выполненных дуговой сваркой под флюсом, значение KCU~60 составляет при q/v = 30 кДж/см не менее 0,8 МДж/м2, а при q/v = 45 кДж/см — не менее 0,45 МДж/м2. По соображениям обеспечения требуемого уровня ударной вязкости KCU~70^0,3 МДж/м2, минимально допусти­мая скорость охлаждения шд ограничивается для стали 16Г2АФ уровнем 4,6 °С/с, а для стали 12ГН2МФАЮ — уровнем 6 °С/с

[4].

Применительно к условиям электрошлаковой сварки тер­моупрочненной стали 10Г2ФР без последующего отпуска зна­чения KCU~W^0,3 МДж/м2 металла околошовного участка ЗТВ достигаются при w= 10—30 °С/с, а в условиях ЭШС с после­дующим отпуском при 670 °С — когда да 7^3 °С/с.

9.5. Особенности технологии сварки

При ручной дуговой сварке корневого слоя шва неповоротных стыков термоупрочненных труб из микролегированных сталей с уровнем прочности 600 МПа применяют электроды типа Э-50 с целлюлозным покрытием марок ВСЦ-4 или ВСЦ-4А. Для сварки заполняющих слоев шва неповоротных стыков исполь­зуют электроды типа Э-60 и Э-70 с покрытием основного типа марок ВСФ-6Э и ВСФ-75.

Микролегированные стали с пониженным содержанием С и углеродного эквивалента допускают возможность сварки без подогрева до больших толщин проката, чем обычные низколе­гированные стали соответствующей категории прочности. Од­нако при сварке корневых швов в ряде случаев подогрев обя­зателен с целью предотвращения возможности образования хо­лодных трещин. Температуру подогрева выбирают с учетом степени легированности стали, оцниваемой по величине Сэкв, толщины стенки свариваемой конструкции, температуры окру­жающего воздуха и типа покрытия электрода, где

Сэкв = С + Мп/6 + (Сг + Mo + V + Ti)/5 + (Ni + Cu)/15.

Для электродов с основным покрытием при сварке труб из стали с Ов — 5504-600 МПа приняты следующие условия выпол­нения подогрева.

Если СЭКв = 0,37+0,41 %, то подогрев до 100 °С назначают при толщине стенки от 15 до 20 мм и температуре окружаю­щего воздуха от 0 до —35 °С. При большей толщине стенки по­догрев до данной температуры выполняют независимо от тем­пературы окружающего воздуха.

Если СЭкв = 0,42-^0,46 %, то подогрев до 100 °С назначают при толщине стенки от 12 до 16 мм и температуре окружаю­щего воздуха от +10 до —35 °С. При большей толщине стенки подогрев до данной температуры выполняют независимо от температуры окружающего воздуха.

Если Сэкв = 0,47+0,51 %, то подогрев до 100 °С назначают при толщине стенки от 10 до 12 мм и температуре окружаю­щего воздуха от 0 до —20 °С. При толщине стенки от 12 до 18 и от 18 до 26 мм подогрев до температур соответственно 100 и 150 °С назначают независимо от температуры окружающего воздуха.

Дуговую сварку под флюсом поворотных стыков труб из микролегированных сталей с ав = 5504-600 МПа осуществляют с применением сварочных проволок Св-08ХМ, Св-08МХ в соче­тании с флюсами АН-348А, АН-348АМ, АН-47.

Необходимый уровень свойств сварных соединений сталей 16Г2Ф и 12ГН2МФАЮ при соблюдении требований по ограни­чению погонной энергии достигается при дуговой сварке под флюсом с применением проволоки Св-10НМА и флюса АН-17М.

При дуговой сварке под флюсом стали 09Г2ФБ применяют проволоку Св-08ГНМ и флюс АН-60.

Исходя из условия обеспечения необходимых вязкопласти­ческих свойств и равнопрочности сварных соединений термо­упрочненных сталей, сварку эффективно осуществлять с регу­лированием термических циклов.

Для электрошлаковой сварки с РТЦ термоупрочненной стали 12ГН2МФАЮ толщиной 40 мм при этом используют сва­рочную проволоку 2Св-10Г2СМА и флюс АН-8 Режимы сварки: /св = 8004-850 А, £/ = 504-51 В; иэ = 340 = 360 м/ч; v = = 3,0 м/ч [5]

При РТЦ (регулируемый термический цикл) посредством принудительного сопутствующего охлаждения достигается ин­тенсивность охлаждения металла шва и ЗТВ ш = 3,54-4,0 °С/с и после отпуска при 620—650 °С обеспечивается следующий уровень свойств: шов — ав^929 МПа; /СС£/_40^0,55 МДж/м2; околошовный участок—KCU~40^0,65 МДж/м2; основной ме­талл— авї&806 МПа, KCU-i0^,Q0 МДж/м2.

Электрошлаковая сварка с регулированием термических циклов термоупрочненной стали 10Г2ФР толщиной 40 мм осу­ществляется с применением проволоки 4Св-10НМ и флюса АН-8. Термообработка — последующий отпуск при 700 °С. По­казатели механических свойств соответствуют следующим зна­чениям: шов — 770 МПа; КСи~40^ 1,15 МДж/м2; около­

шовный участок — KCU~40^0,69 МДж/м2; основной металл — ав73= 600 МПа; KCU~40^0,78 МДж/м2.

Значения параметров трещиностойкости металла шва и око - лошовного участка зоны термического влияния сварных соедине­ний стали 10Г2ФР находятся при этом выше соответствующих показателей основного металла: /Ос = 83,5 МПа-м'/2; п = 3,59; С = 0,3-10~и; dl/dN при A/(ic = /Cic/l,5 составляет 0,139х X 10~2мм/цикл.