Позначення зон впливу від числа проходів

Рис. 217. Схема впливу термічних циклів при багатопрохідному зварюванні на структурні перетворення в пришовній зоні основного

Металу.

Завдяки цим перевагам спосіб багатопрохідного зварювання довгими ділянками являється основним технологічним варіантом для зварювання більшості перлітних та мартенсит- них сталей середньої і великої товщини.

Під час багатопрохідного зварювання короткими ділянками відбувається безперервне підсумовування теплових полів при послідовному накладанні шарів. Можливо зробити цикл з малою витривалістю (І'+Г) в області високих температур і такою швидкістю охолодження, як під час ізотермічного гартування. Цей цикл благоприємний для сталей, схильних до росту зерна і гартування, і дозволяє в пришовній зоні і шві одержувати міцну і одночасно пластичну структуру бейніту.

Якісне зварювання може бути виконано за технологією, призначеною у разі глибокого розуміння структурних перетворень в і амому шві і в зоні термічного впливу основного металу. Але підходи до оцінки структури зварного з'єднання повинні відрізнятися від тих уявлень, які традиційно розглядались в главах З і 4 частини III. Це пов'язано з тим, що перетворення при зварюванні протікають в не-рівноважних умовах при температурах, які постійно змінюються, що супроводжується зміною характеру теплових полів, з інколи й додатковими впливами локальної пластичної деформації.

Кінетика перетворень переохолодженого аустеніту в умовах зварювання дуже складна, особливо в зоні термічного впливу основного металу. Це слід обов'язково враховувати, коли використовуються різні діаграми рівноважного стану і термокінетичні (не- ізотермічні) діаграми перетворення аустеніту сталей, що побудовані для оцінки перетворень при термічній обробці.

Я

Гне. 218. Вплив ступеня переохолодження нижче рівноважної температури а| на зміну складу евтектоїда вуглецевих сталей.

к вже відмічалось, під час електродугового зварювання швидкості охолодження металу шва і пришовної зони великі і складають приблизно 30- 60°С/с. В зв'язку з цим розпад аустеніту проходить не в рівноважних умовах, а при певному ступені переохолодження нижче ЛІНІЇ А\. Збільшення швидкостей охолодження призводить до того, що критичні точки перетворень зміщуються в сторону більш низьких температур, а далі йде роздвоєння точки евтектоїдного перетворення. На діаграмі (рис. 218) показано, що при швидкості охолодження до 30°С/с початок евтектоїдного перетворення в

доевтектоїдних сталях відповідає температурі 600°С і включає інтервал концентрацій вуглецю від 0,4 до 0,8%. Евтектоїд, який утворюється із переохолодженого аустеніту і має концентрацію вуглецю іншу, ніж 0,8%, називається квазіевтектоїдом або псевдоевтектоїдом. Чим нижче температура розпаду аустеніту (в певних межах), тим менше виділяється надлишкового фериту в доевтектоїдних сталях перед перлітним перетворенням. При тому кількість перліту нерівповажного складу збільшується в об'ємі охолодженої сталі.

Рис. 219. Схеми мікроструктур низьковуглецевої сталі (~0,18% С) після дуже повільного охолодження під час відпалу (а) і прискореного охолодження в умовах зварювання: б-сітчаста; в-Відманштедтова.

На рис. 219 представлені схеми мікроструктур сталі, яка містить в собі вуглецю приблизно 0,18%, після звичайного пічного відпалу (а) і після прискореного охолодження, наприклад, в пришовній зоні під час зварювання (5,е). У першому випадку структура складається з фериту і перліту у співвідношенні Ф:П= 80:20. Після прискореного охолодження структура також складається із перліту і фериту, але співвідношення їх змінюється (Ф:/7=20:80), і ферит виділяється у вигляді сітки навколо зерен перліту. Створюється таке враження, нібито після зварювання в пришовній зоні збільшилась кількість вуглецю, але ж це не так. Спостерігаюче явище обумовлено утворенням квазіевтектоїдної структури.

Описане явище зміни структури знаходить відображення на діаграмі неізотермічного розпаду аустеніту маловуглецевої сталі (рис. 186). Зображення кривої початку виділення фериту (Тп.ф.) показує, що кількість виділеного фериту залежить від швидкості охолодження, тобто від ступеня переохолодження. З підвищенням

швидкості охолодження від \Уі до ^4 кількість фериту зменшується від 70 до 10%, а при швидкості охолодження \У₅>\У₄ розпад аустеніту починається без виділення надлишкового фериту.

Ще одна важлива особливість будови металу шва і пришовної іони після перегрівання і прискореного охолодження - де Відманім і едтова структура (рис. 219,в і 220,б,в). Вона характеризується великим зерном і голчастими виділеннями фериту, який розташовується як по межах, так і всередині зерен.

Виникнення’ такої структури зв'язують зі складом сталі, величиною зерна аустеніту, швидкістю охолодження, ступенем хімічної неоднорідності і рядом других факторів. Фактор часу перебування металу в області температур вище А\ також чинить вплив на характер утвореної після зварювання структури, так як процес протікає не при одній визначеній температурі, а в діапазоні деяких температур. Тому у зварному шві набуті структурні складові відрізняються як за однорідністю хімічного складу, так і за геометричними розмірами. Встановлено, що у Відманштедтовій структурі ферит має велику кількість дислокацій. Це відрізняє його від фериту,

який утворюється за нормальним дифузійним механізмом в результаті повільного охолодження. В той же час у середині кристалів фериту немає карбідних виділень. Тому існує припущення, що утворення феритних голок проходить шляхом зсуву за мартенситним механізмом, а зростання їх супроводжується дифузійним перерозподілом вуглецю в процесі розпаду аустеніту.

В сталях з місткістю вуглецю 0,2-0,4% утворення Відман- штедтової структури- залежить від температури перегрівання при- шовної зони вище 1100°С і тривалості часу видержки при Ттах. Чим вища температура перегрівання, тим менше значення має фактор часу видержки і швидкості охолодження. Утворення крупнозер- нистого аустеніту (наприклад, при електрошлаковому зварюванні) сприяє утворенню Відманштедтового фериту після порівняно малих швидкостей охолодження. Утворенню Відманштедтової структури сприяють легуючі елементи: Мп, Сг, Мо. Неможна стверджувати, що після перегрівання під час зварювання в пришовній зоні завжди виникає тільки Відманштедтова структура. При певних умовах може утворюватись крупнокристалічна сітчаста структура. Вона також характеризується незадовільними механічними властивостями, особливо схильністю до крихкого руйнування.

Питання про допустимість таких структур в зварному з’єднанні залежать від умов експлуатації і відповідальності конструкції. Коли конструкція працює в умовах підвищеного тиску, високої температури або випробовує постійні динамічні навантаження, структура перегріву недопустима і обов'язково повинна бути усунена термообробкою - нормалізацією, багатопрохідним зварюванням або підварюванням з другої сторони шва.

Вирішуючи проблеми підвищення якості і довговічності зварних з'єднань, треба обов'язково пам'ятати, що механічні властивості металу шва і пришовної зони залежать від структури, яка визначається хімічним складом, розмірами зерен, швидкістю охолодження від температур аустенізації і термічної обробки. В зв'язку з цим доцільно розглянути більш конкретно вплив декотрих факторів на структуру і твердість вуглецевих сталей після зварювання.

За даними Д.Сеферіана на рис. 221 приведено графік впливу вмісту вуглецю в сталі на характер змінювання твердості у під- валиковому шарі після дугового зварювання. Із представленого графіка видно, що твердість відпаленої сталі (1) і сталі після зварю-

О 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 %С

Рис. 221. Вплив кількості вуглецю в сталі на твердість зварного з’єднання при дуговому зварюванні: 1-змінювання твердості вуглецевої сталі у відпаленому стані; 2-змінювання твердості зварного з’єднання, виконаного без підігріву; 3-вплив попереднього підігріву до 120"С; 4-вплив підігріву до 315°С.

Рис. 222. Вплив швидкості наплавлення на твердість різних марок вуглецевих сталей (8=20мм) з вмістом вуглецю: 1-0,18%; 2-0,24%; 3-0,34%; 4-0,45%; 5-0,54%.

20 30 40 _и, „ ,

\У_0Х см/хв.

в

Рис. 223.Залежність твердості в підваликовому шарі сталі з 0,45%С від товщини заготівки.

ання відрізняються лише на Я5=300-400МПа, якщо в них міститься 0,10-0,15%С. Однак при збільшенні вмісту вуглецю ця різниця зростає до Я5=2500МПа для сталі з місткістю вуглецю 0,5%. Підігрівання суттєво зменшує різницю в твердості, отже, можна сказати, що воно сприяє поліпшенню зварюваності. Підвищення твердості сталі в під- валиковому шарі до //5=3500- 4000МПа свідчить про те, що утворюються нерівноважні структури типу трооститу, бейніту, мартенситу, що приводить до крихкості в ЗТВ. Можливим є виникнення змішаних структур, наприклад (Ф+ Б+ М).

Криві на рис. 222 характеризують змінення максимальної твердості ЗТВ у підваликовому шарі в залежності від швидкості наплавки. Вплив швидкості наплавки стає більш помітним з підвищенням концентрації вуглецю в сталі. Так, після швидкості зварювання 40 см/хв. твердість сталей НВ: з 0,18%С ~ ПООМПа; з 0,45%С ~ ЗОООМПа; з 0,54%С ~ 3800МПа.

На рис. 223 показана залежність твердості у підваликовому шарі сталі з 0,45%С від товщини заготівки після двох швидкостей зварювання - 40 (1) та 20см/хв - (2). Зміни в товщині зварюваної сталі від 10 до 50мм приводить до збільшення твердості у підваликовому шарі з Я5=2500МПа до Я5=5200МПа. Збільшення швидкості зварювання в 2 раза підвищує твердість на Я5=500МПа. Слід відмітити, що під час зварювання зі швидкістю 20 см/хв. не дається рекомендацій застережних заходів, а при зварюванні зі швидкістю 40 см/хв, необхідно впроваджувати попередній підігрів. Крім того, зварюваність залежить також від складу і якості електродних матеріалів і від багатьох технологічних факторів самого процесу зварювання.

Низьковуглецеві сталі мають хорошу зварюваність, якщо розглядати їх стійкість проти утворення холодних та гарячих тріщин. Але в умовах високих швидкостей нагрівання і охолодження після

зварювання і в цих сталях можливо утворення нерівноважної структури (мартенситу) на деякій відстані від межі сплавлення, а саме на ділянках, які нагріваються до температур вище критичних. Це пояснюється тим, що прискорений нагрів не забезпечує достатнього ступеня гомогенізації аустеніту, що впливає на кінетику його розпаду під час охолодження. В тих мікрооб'ємах аустеніту, де концентрація вуглецю і домішок підвищена, розпад в перліт уповільнюється, і при швидкому охолодженні він перетворюється у мартенсит.

Через такі фактори, як великі товщини зварних виробів, неправильно вибрані режими зварювання або ж через низьку температуру навколишнього середовища, швидкість відведення тепла від зони термічного впливу може бути вище критичної швидкості охолодження сталі, і тоді на ділянці перегріву утворюється структура мартенсит.

Об'ємні зміни, пов'язані з появою мартенситу, і порівняно низька температура, при якій він утворюється, сприяють підвищенню внутрішніх напружень. Низька деформаційна здатність мартенситу і напружений стан часто спричиняють утворення холодних тріщин.

При зварюванні сталей з кількістю вуглецю >0,25% поява тріщин в пришовній зоні більш ймовірна, ніж при зварюванні низьковуглецевих сталей. Взагалі, чим більше вуглецю в сталі, тим ширша ділянка перегріву і нижча критична швидкість загартування.

Середньовуглецеві сталі зварювати значно трудніше. Підвищена місткість вуглецю збільшує небезпеку утворення гарячих тріщин і сприяє утворенню малопластичних структур загартування. Загальним підходом з метою подолання цих труднощів являється зниження кількості вуглецю в металі шва і проведення зварювання з попереднім підігрівом до температури 250-350°С. Після зварювання вироби із .середньовуглецевих сталей, в залежності від пред'являє- мих вимог, підлягають різним видам термообробки: нормалізації, поліпшенню (загартуванню з високим відпусканням) або тільки високому відпусканню.

Структура і властивості металу шва і пришовної зони серед- ньовуглецевих сталей суттєво залежать від погонної енергії зварювання. Так, зварювання під флюсом сталей 45, Ст.5сп на режимах, забезпечуючих змінення погонної енергії в діапазоні і|/у=1200-3200 кДж/м, створює структуру металу шва, яка склада-

є

НУ

МПа

4500

ч.
.
				ч

4000

3500

3000

2500

1255 1674 2093 2511 ф, кДж/м

Рис. 224. Схема змінювання максимальної твердості в пришовній зоні в залежності від погонної енергії при зварюванні під флюсом середньовуглецевих сталей: 1-сталь 45; 2- Ст5сп; 3-Ст5сп з підігрівом до 250°С; 4- сталь 45 з підігрівом до 250°С.

ться з фериту, перліту і бейніту. Співвідношення кількості цих структурних складових і твердість змінюються, якщо змінюється погонна енергія у вищевказаних границях (рис. 224). З підвищенням погонної енергії зменшується кількість бейніту, але підвищується кількість перліту; твердість шва знижується. Структура ділянки перегріву в ЗТВ змінюється від мартенситно-бейніт- ної ^/у=1255 кДж/м) до бей- ніто-перлітної (сру=3350кДж/м). Кількість фериту зменшується з підвищенням місткості вуглецю і зниженням погонної енергії. Твердість сталі 45 після зварювання без підігріву з підвищенням погонної енергії змінюється від 4700МПа до 3400МПа, а після зварювання з підігрівом до 250°С - від ЗЗООМПа до 2700МПа. Підігрів виключає можливість утворення мартенситу в пришовній зоні і знижує схильність до утворення тріщин. Під час зварювання під флюсом з попереднім підігрівом утворення тріщин в зварних з'єднаннях сталей 35,40 і 45 практично не відбувається.