Оценка свариваемости конструкционной стали 14Х2ГНР

Так как свариваемость должна оцениваться по совокупности ряда свойств, то любая методика испытания не может однозначно характеризовать комплексное понятие свариваемости. Поэтому для оценки свариваемости применяют ряд испытаний, каждое из которых выявляет ту или иную сторону явления. Выбор методов испытания должен производиться в зависимости от назначения конструкции, свойств металла и др. Поэтому первым видом испытаний свариваемости является определение стойкости против образования горячих трещин. Вторым видом испытаний свариваемости является определение стойкости металла околошовной зоны против образования холодных трещин. Третьей группой испытаний свариваемости является оценка стойкости основного металла, металла ЗТВ и шва, а также всего сварного соединения против перехода в хрупкое состояние. Четвертым видом испытаний свариваемости является проверка эксплуатационных характеристик металла шва, металла ЗТВ и сварного соединения в целом.

Для каждой группы испытаний разработан ряд методов, причем выбор тех или иных из них обуславливается свойствами металла, применяемым методом сварки, назначением конструкции, условиями работы сварного соединения и т. д. [3, с.363].

Определение стойкости металла шва против образования горячих трещин

Согласно теории технологической прочности, разработанной Н.Н. Прохоровым, сопротивляемость сварного соединения образованию горячих трещин определяется такими факторами:

а) пластичностью металла в температурном интервале хрупкости;

б) значением (величиной, протяженностью) температурного интервала хрупкости;

в) темпом температурной деформации сварного соединения.

По мере снижения температуры металл изменяет свое состояние из жидкого в жидко - твердое, затем твердо - жидкое и твердое. Схематически деформационную способность различных металлов можно охарактеризовать сплошной линией на рисунке 6. Наиболее низкую (но всегда имеющуюся) пластичность металлы имеют в твердо жидком состоянии, в котором после образования общего каркаса твердой фазы начинается и усадка с изменением

Рисунок 6 - Изменение деформационной способности металла в процессе его охлаждения объема и линейных размеров, определяемых температурным коэффициентом линейного расширения б

Величина ТИХ зависит от диаграммы состояния сплава. Для двухкомпонентного сплава с эвтектикой температурные области различного состояния в зависимости от количества второго компонента показаны на рисунке 7 сплошными линиями (А - жидкость; В - жидко - твердое состояние, С - твердо - жидкое состояние, С - твердое состояние).

Рисунок 7 - Снижение равновесных критических температур в зависимости от увеличения скорости кристаллизации

Увеличение скорости охлаждения приводит к снижению равновесных критических температур, причем особенно сильно снижается температура солидуса. Общий характер такого снижения показан на рисунке 3 штриховыми линиями. Это приводит к расширению области твердо - жидкого состояния, к расширению ТИХ и увеличению вероятности получения разрушений (трещин) при твердо - жидком состоянии металла. Расширяет ТИХ и ряд ликвирующих примесей. Так, при наличии достаточного количества серы в сплавах на железной основе эвтектики Fe-FeSи особенно Fe-FeO-FeSзначительно снижают температуру «реального солидуса, что приводит к значительному интервалу ТИХ, почти на 500 0С ( на рисунке 6 это расширение ТИХ условно показано штриховой линией 4). Общий характер возможных вариантов изменения деформационной способности металла в процессе его охлаждения при температурах ниже солидуса показан на рисунке 2 штрихпунктирными линиями 2, 3, из которых линия 3 определяет наибольшее снижение пластичности в этих условиях.

Рисунок 8 - Образование горячих трещин в зависимости от ширины шва и глубины проплава

Существуют расчетно-статистические методы оценки стойкости сплавов к образованию горячих трещин. Склонность низколегированной стали к образованию горячих трещин, в зависимости от содержания химических элементов (в процентах) в стали, оценивают с помощью параметрического уравнения (параметр HCS):

.

Для стали 14Х2ГНР параметр HCSсоставляет:

= 3,87, для сталей с пределом прочности ув ? 700МПа с параметром HCS< 4 вероятность образования горячих трещин мала.

Дополнительно сталь можно проверить на критическую скорость деформации:

Vкр= 19 - 42 С - 411 S - 3,3 Si + 5,6 Mn, [мм/мин]

Vкр = 19 - 42 0,14% - 411 0,03% - 3,3 0,37 +5,6 0,37% = 1,6 мм/мин.

Для низколегированных сталей, если Vкр ? 6,0, то сталь стойкая к горячим трещинам, если Vкр< 1,8 - склонная к горячим трещинам.

Таким образом сталь 14Х2ГНР имеет небольшую склонность к образованию горячих трещин исходя из рассчитанных параметров. Данная сталь вероятно при охлаждении будет иметь скорость охлаждения выше допустимой, что будет увеличивать ТИХ. Для повышения сопротивляемости сварных соединений к горячим трещинам применяют предварительный подогрев, выбирают режимы, обеспечивающие благоприятную форму шва, т . е. соотношение ширины и глубины проплавления. Так при одном и том же составе металла швы с глубоким проплавлением при малой ширине (рисунок 8,а) более склонны к горячим трещинам, чем швы с отношением b/h = 1,5 ч 3 (рисунок 8,б). Режим сварки в значительной мере определяет время пребывания металла шва и околошовной зоны в области высоких температур, при которых происходит не только формирование структуры, но и протекают процессы, приводящие к появлению химической и физической неоднородности [4, с. 489].Уменьшить пластические деформации в металле шва можно, снижай жесткость конструкции и уменьшая зону разогрева основного металла. В последнем случае рекомендуется применять более мощные концентрированные источники тепла, высокую скорость и соответствующие напряжение дуги и ток сварки [2, с.326].

Оценка стойкости металла шва и ЗТВ против образования холодных трещин

Обычно холодные трещины (ХТ) образуются в металле с недостаточно высокой деформационной способностью, особенно границ зерен, вызываемой закалкой и пластической деформацией при неравномерном охлаждении и фазовых превращениях. Наиболее характерными температурами возникновения ХТ при сварке закаливающихся сталей являются температуры, при которых уже произошел распад основной части аустенита, но может продолжаться распад остаточного аустенита. Обычно такими температурами являются 1200С и более низкие. В закаливающихся сталях образование ряда ХТ связано как с получением структур с низкими пластическими свойствами металла, так и с влиянием водорода, растворяющегося при сварке в жидком металле и затем поступающего и в околошовную зону.

Чувствительность сварного соединения к образованиям ХТ оценивают эквивалентным содержанием углерода в детали (по методу МИС):

Сэкв = С + Mn / 6 + (Cr + V + Mo) / 5 + (Ni + Cu ) / 15

При Сэкв< 0,45% сталь сваривается без ХТ, а при Сэкв> 0,45% - стали склонны к образованию ХТ.

Для стали 14Х2ГНР эквивалент углерода составляет:

Сэкв = 0,14 +0,37 / 6 + 1,7 / 5 + (0,30 + 0,03) / 15 = 0,56%.

Данная сталь склонна собразованию ХТ и в связи с этим необходимо рассчитать температуру предварительного подогрева. В этом отношении более целесообразной является схема расчета, предложенная Д. Сеферианом.

Расчет температуры предварительного подогрева:

Эквивалентный углерод в стали, %:

Сэ = С% + (1/9)(Mn% + Cr%) + (1/18) Ni % + (1/13) Mo%.

Сэ = 0,14 + 0,23 + 0,017 = 0,39.

Влияние толщины свариваемого металла (д,мм) учитывается поправкой:

Сэ' = 0,005 д Сэ ,

Тогда полный эквивалент углерода при д = 8мм:

Сэ''=Сэ • (1 + 0,005•д),

Сэ'' = 0,39•1,04 = 0,41;

Температура предварительного подогрева перед сваркой:

Тпод= ;

Тпод= = 140 0С.

Для расчета скорости охлаждения стали с заданной толщиной воспользуемся известными режимами сварки под слоем флюса по таблице 2 [1, с.224].

Таблица 2 - режимы сварки под флюсом

Средние значения теплофизических характеристик низколегированной стали приведены в таблице 3.

Таблица 3 - Рекомендуемые значения теплофизических характеристик

Скорость охлаждения при сварке листа со сквозным проплавлением определяется по формуле:

щохл = 2, где

л - коэффициент теплопроводности, Дж/см.с.0С;

сг - удельная объемная теплоемкость, Дж/см3•0С;

q-эффективная мощность электрической дуги, Дж/с;

q = I•U•з, где з = 0,85;

v - скорость сварки, см/с;

д - толщина листа, см;

щохл = 2 = 70С/с.

Допустимая скорость охлаждения при сварке низколегированной стали 3 - 50С/с, при скорости охлаждения рассчитанной выше образуется закалочная структура - мартенсит, что заметно охрупчивает участки ЗТВ и вызывает структурные напряжения вследствие увеличения объема, поскольку объем решетки мартенсита (ОЦК) больше объема решетки аустенита (ГЦК).

Повторно определим скорость охлаждения с учетом температуры предварительного подогрева Тпод = 1400С:

щохл = 2 = 30С/с что меньше допустимой.

Таким образом, способы предотвращения ХТ в сварных соединениях направлены на уменьшение или устранение отрицательного действия основных факторов, обусловливающих их образование, путем:

регулирования структуры металла сварных соединений;

снижения концентрации диффузионного водорода в шве;

уменьшения уровня сварочных напряжений.

При сварке низколегированных сталей, не содержащих активных карбидообразующих, подогрев может исключить закалочные структуры в шве и ЗТВ. Кроме того, подогрев способствует интенсивному удалению водорода из соединения. При невозможности или нецелесообразности применения подогрева проводят низкий или высокий отпуск сварных узлов непосредственно после сварки.

Оценка стойкости сварного соединения против перехода в хрупкое состояние

Разрушение металлов может быть вязким (пластичным) или хрупким. В обоих случаях разрушения происходят в основном по телу зерна. Процесс вязкого разрушения связан с большими пластическими деформациями и обычно под действием внешних нагрузок происходит относительно медленно. Хрупкое разрушение происходит обычно по граням кубической решетки путем отрыва, причем скорость распространения хрупкой трещины настолько велика, что на нее не успевают влиять внешние силы. Поэтому полагают, что энергия, необходимая для образования новой поверхности трещины, определяется накопленной в металле упругой энергией. Возможность возникновения хрупкого разрушения без особых внешних нагрузок делает этот вид разрушения чрезвычайно опасным для монолитных сварных конструкций. Поэтому переход металла в такое состояние, при котором может происходить хрупкое разрушение, недопустим.

Процесс хрупкого разрушения может включать три этапа:

Возникновение трещины, медленное ее развитие и лавинообразное распространение разрушения. В зависимости от материала, геометрии изделия и условий нагружения продолжительность стадии медленного развития может быть различной: либо совсем отсутствовать, либо быть весьма длительной. В последнем случае отдельные конструкции допускают к эксплуатации с трещиной или трещиноподобным дефектом при условии контроля за их медленным развитием и своевременного предупреждения лавинообразного разрушения. Существуют способы оценки склонности металла к возникновению хрупкого разрушения и его сопротивления распространению хрупкой трещины.

Рисунок 9 - Образец Шарпи для ударных испытаний (а) и диаграмма результатов испытаний (б)

Наиболее распространенным способом оценки склонности к хрупкому разрушению являются испытания серии образцов Шарпи с V-образным надрезом на ударный изгиб при различных температурах.Критерии оценки - критическая температура перехода от вязкого к хрупкому разрушению Ткр или порог хладноломкости (рисунок 9). Чем выше Ткр, тем больше склонность металла к хрупкому разрушению. Значение Ткр используют для сравнительной оценки материалов, отличающихся составом и структурой[4, с.545].

По результатам испытаний можно определить оптимальные скорости охлаждения околошовной зоны и режим сварки, при которых в зоне термического влияния обеспечивается получение структур, стойких против перехода в хрупкое состояние. В стали 14Х2ГНР при автоматической сварке под флюсом с применением предварительного подогрева образуется феррито - бейнитовая структура с незначительным процентом мертенсита, что способствует сохранению пластических свойств и необходимой прочности.

Рисунок 10 -Структурная диаграмма Шеффлера

Определяет эту структуру время пребывания металла на участках неполной перекристаллизации и рекристаллизации. Таким образом более длительное пребывание металла выше критических температур способствует образованию более стабильных продуктов распада аустенита и повышению прочности, пластичности и ударной вязкости металла шва и зоны термического влияния. В противном случае быстрое охлаждение ведет к образованию более 30% мартенсита, что охрупчивает участки ЗТВ. На рисунке 10 показана связь эквивалентов никеля и хрома с конечными структурами металла шва, получающимися после сварочных скоростей охлаждения без предварительного подогрева. Так приА = 4,7 и Ф = 2,2 возможно образование значительной части мартенситной составляющей, в данном случае возможен переход металла в хрупкое состояние.

Оценка структуры и свойств металла шва и зоны термического влияния

Зона термического влияния при сварке низкоуглеродистых сталей может быть охарактеризована в связи с диаграммой состояния Fe-Cи кинетическими зависимостями распада аустенита. Рассмотрим структуру и свойства каждого из участков зоны термического влияния.

Участок неполного расплавления - тонкая переходная полоска от металла шва к основному металлу. Максимальные температуры нагрева - от температуры плавления металла до температуры солидус. Следовательно, здесь есть и жидкая и твердая фазы, облегчающие развитие крупного зерна. На данном участке происходит непосредственное сращивание кристаллов металла шва с зерном основного металла, поэтому он зачастую определяет качество сварного соединения. Состав и структура металла в этой зоне зависят также от диффузии элементов, которая может проходить как из основного не расплавившегося металла в жидкий металл, так и наоборот. Участок перегрева нагревается от температуры 11300С - «порога роста аустенитного зерна» до температуры солидуса. В этих условиях зерно успевает сильно вырасти, а последующая перекристаллизация при охлаждении не дает его заметного измельчения. Поэтому металл участка перегрева имеет крупнозернистое строение. Участок перегрева отличается ухудшенными механическими свойствами (прочностью, пластичностью). Поэтому чем он меньше, тем выше качество сварного соединения. Участок нормализации находится в тех областях металла, которые нагреваются до максимальных температур, отвечающих точке Ас3 и 11300С. Так как длительность пребывания металла при этих температурах невелика, зерно аустенита заметно вырасти не успевает. Последующая перекристаллизация при охлаждении металла приводит к получению мелкой равновесной структуры. Металл этого участка имеет самые высокие механические свойства. Участок неполной перекристаллизации наблюдается в области нагрева металла до максимальных температур между точками Ас1 и Ас3. Конечная структура металла на этом участке состоит из крупных зерен феррита, не прошедших перекристаллизацию, и расположенных вокруг них колоний мелких зерен феррита и перлита, образовавшихся в результате перекристаллизации. Механические свойства этого участка хуже, чем свойства участка нормализации. Участок рекристаллизации наблюдается при сварке металла, подвергнутого холодной обработке давлением. Здесь протекает рекристаллизация зерен феррита, т. е. рост этих зерен из их раздробленных частей, полученных при пластической деформации металла. Такой рост возможен за счет перехода атомов железа из решетки одного зерна в соседнюю, обладающую меньшей свободной энергией. Пластическая деформация металла сопровождается значительным упрочнением за счет сдвига и поворота образовавшихся обломков кристаллов, а протекающая в таком металле рекристаллизация возвращает ему прежние механические свойства. Структуру участка рекристаллизации составляют равноосные зерна феррита и перлита. Если свариваемая сталь не подвергается пластической деформации, то на участке рекристаллизации никаких структурных изменений не произойдет. Участок синеломкости характеризуется снижением пластических свойств без видимых изменений структуры. Явление синеломкости объясняют выделением из твердого раствора б - Fe субмикроскопических частиц различных примесей, располагающихся по границам зерен. Резких границ между участками зоны термического влияния нет, наблюдается плавный переход одной структуры в другую. После ЗТВ следует структура, присущая основной структуре металла.

Если знать максимальные температуры нагрева отдельных точек зоны термического влияния и скорость их охлаждения, то, пользуясь диаграммой железо - углерод, можно определить, какие изменения структуры возможны на участках ЗТВ и даже примерно установить линейные размеры этих участков. Для построения кривой распределения максимальных температур точек зоны термического влияния используем формулу для расчета максимальной температуры линейного быстродвижущегося источника тепла в пластине:

+

Диапазон точек по оси OY: 0,4 ч 4см, режим сварки и значения теплофизических величин берем по таблицам 2 и 3 соответственно. Охлаждение производится при Т0 = 200С. Значения максимальных температур показаны в таблице 4.

Таблица 4 - Значения максимальных температур для точек ЗТВ при Т0 = 200С

На рисунке А.1 приложение А схематично изображен сварной шов, а над ним проведена кривая распределения максимальных температур для точек зоны термического влияния. Рядом в том же температурном масштабе построен левый угол диаграммы состояния железо - углерод, где вертикальной прямой 1 -1показан состав свариваемого металла. Если наметить на данной прямой температурные границы участков зоны термического влияния, имеющих примерно одинаковую структуру, то можно перенести эти границы на кривую распределения максимальных температур и затем снести их вниз, т. е. на шов. В данном случае сварка выполнялась без предварительного подогрева. Таким образом устанавливают примерные линейные размеры участков зоны термического влияния.

Для теоретического определения протяженности участков ЗТВ необходимо определить размеры зоны 2l, нагревавшейся выше критической температуры, соответствующей каждому определяемому участку. Для низкоуглеродистой стали 14Х2ГНР такими температурами являются: участок 1 неполного расплавления (1530 - 14750С), участок 2 перегрева (1475 - 11300С), участок 3 нормализации (1130 - 8690С), участок 4 неполной перекристаллизации (869 - 7270С), участок 5 рекристаллизации (727 - 5000С), участок 6 синеломкости (500 - 2000С).

Для мощного быстродвижущегося линейного источника теплоты в пластине размеры ЗТВ определяются по формуле:

где - критическая температура, соответствующая каждому определенному участку.

При Тl = 15300C

2l1 = = 0,87см;

При Тl = 14750C

2l2 = 0,89см; ?l1 = = 0,01см;

При Тl = 11300C

2l3 = 1,17см; ?l2= 0,14см;

При Тl = 8690C

2l4 = 1,53см; ?l3= 0,18см;

При Тl = 7270C

2l5 = 1,82cм; ?l4= 0,145см;

При Тl = 5000C

2l6 = 2,65см; ?l5= 0,42см;

При Тl = 2000C

2l7 = 6,63см; ?l6= 2см;

Сведя результаты расчетов в таблицу 5, получаем практически полное совпадение расчетных значений со значениями, определяемыми графическим путем.

Таблица 5 - Протяженность участков ЗТВпри Т0 = 200С

Таким образом, общая протяженность участков ЗТВ по графику - 3,25см, по формуле более точное значение - 2,895см. Протяженность участков относительно мала, но при быстром охлаждении возникает вероятность появления холодных трещин.

Кривая распределения максимальных температур может существенно измениться, если соблюдать требования к термическому циклу. Примем Т0= 1400С, диапазон точек по оси ОY: 0,4 ч 12см, режим сварки и значения теплофизических величин остаются неизменными.Значения максимальных температур показаны в таблице 6.

На рисунке Б. 1 приложения Б показано строение зоны термического влияния сварного шва с учетом температуры предварительного подогрева. На нем хорошо видно как значительно выросла протяженность участков ЗТВ.

Участок 1 неполного расплавления - 0,025см, участок 2 перегрева - 0,15см, участок 3 нормализации 0,225см, участок 4 неполной перекристаллизации 0,225см, участок 5 рекристаллизации - 0,7см, участок 6 синеломкости - 8,825см, общая протяженность зоны термического влияния - 10,15см.

Таблица 6 - Значения максимальных температур для точек ЗТВ при Т0 = 1400С

Таким образом, применение предварительного подогрева с одной стороны способствует увеличению ЗТВ, с другой, исключает возможность перехода металла шва и зоны термического влияния в хрупкое состояние, а значит исключает вероятность образования холодных трещин.

Применение предварительного подогрева также способствует увеличению времени отпуска, который наблюдается в интервале температур 727 - 2500С. При этом полностью или частично устраняются внутренние напряжения, возникающие при закалке.

Определение требований к термическому циклу процесса сварки исходя из оценки технологической свариваемости

Важное требование при сварке стали 14Х2ГНР - обеспечение равнопрочного сварного соединения с основным металлом и отсутствие дефектов в сварном шве. Химический состав металла шва зависит от доли участия основного и дополнительного металлов в образовании металла шва и взаимодействий между металлом, шлаком и газовой фазой.

Геометрические размеры сварного шва в некоторой степени влияют на свойства сварного соединения. Чем больше ширина шва и меньше глубина проплава, тем меньше образуется закалочных структур, при увеличении погонной энергии сварки понижается скорость сварки и скорость охлаждения металла. Вместе с тем в такой ванне условия для кристаллизации значительно лучше, так как последние порции жидкого металла, наиболее загрязненные примесями, оказываются вытесненными растущими кристаллами в самую верхнюю часть шва и не создают в металле опасной зоны слабины. При небольшом количестве закалочных структур их влияние на механические свойства сварных соединений незначительно в связи с равномерным и дезориентированным расположением этих составляющих в мягкой ферритной основе. Изменение погонной энергии не обеспечивает в полной мере получение качественного сварного соединения. Дополнительно к этому необходимо использовать предварительный подогрев. Тем самым мы еще более замедляем процесс охлаждения стали и уменьшаем вероятность образования большого количества мартенситной составляющей. Предоставляется возможность также подбирать величину погонной энергии относительно температуры предварительного подогрева с учетом требуемых геометрических размеров металла шва. При сварке листов малой толщины (менее 20мм) количество мартенсита не велико, и он не может оказывать существенного влияния на механические свойства.

Основные принципы выбора сварочных материалов исходя из требования удовлетворительной свариваемости стали

Обеспечение равнопрочности металла шва с основным металлом достигается в основном за счет легирования его элементами, переходящими из основного металла. Иногда для повышения прочности и стойкости против хрупкого разрушения металл шва дополнительно легируют через сварочную проволоку. Стойкость металла шва против кристаллизационных трещин при сварке низколегированных сталей несколько ниже, чем низкоуглеродистых, в связи с усилением отрицательного влияния углерода некоторыми легирующими элементами, например кремнием. Повышение стойкости против образования трещин достигается снижением содержания в шве углерода, серы и некоторых других элементов за счет применения сварочной проволоки с пониженным содержанием указанных элементов, а также выбором соответствующей технологии сварки (последовательность выполнения швов, обеспечение благоприятной формы провара) и рациональной конструкции изделия.

При ручной дуговой сварке низколегированные стали сваривают электродами с фтористо-кальциевым покрытием типа Э42А и Э50А, обеспечивающими более высокую стойкость против образования кристаллизационных трещин и повышенные пластические свойства по сравнению с электродами других типов. Для сварки сталей с пониженным содержанием углерода в ряде случаев используют электроды с рутиловым покрытием, например АН0-1 (тип Э42Т). Наиболее широко применяют электроды УОНИ-13/45, СМ-11, АНО-8 (тип Э42А) и УОНИ-13/55, ДСК-50, АНО-7 (тип Э50А), обеспечивающие прочность и пластичность металла шва на уровне свойств основного металла. Швы, сваренные покрытыми электродами, в ряде случаев имеют пониженную стойкость против коррозии в морской воде, что значительно снижает эксплуатационные свойства сварных сосудов, морских эстакад и других сооружений., Это обусловлено малым содержанием в поверхностных слоях металла шва легирующих элементов (хрома, никеля, меди) вследствие низкой доли участия основного металла в металле этих слоев. Для повышения коррозионной стойкости металл шва следует легировать хромом.

При автоматической сварке под слоем флюса в большинстве случаев применяют те же сварочные материалы, что и при сварке низкоуглеродистых сталей: плавленый флюс АН-348-А в сочетании с проволоками марок Св-08, Св-08А, Св-08ГА, Св-10Г2; флюс АН-60 (многодуговая сварка с повышенной скоростью); флюс АНК-30совместно с проволоками марок Св-08, Св-08ГА, Св-08ХМ, Св-08ХМФ, Св-08ХГНМТА.

Для обеспечения пластических свойств металла углового шва и околошовной зоны на уровне свойств основного металла сечение шва следует выбирать в зависимости от толщины свариваемого металла. Иногда сварку выполняют двумя дугами в раздельные ванны. Многослойные швы на толстом металле также рекомендуется выполнять двумя дугами, а при сварке одной дугой перед наложением первого слоя производить подогрев основного металла до температуры 150°С. Металл швов, сваренных под флюсом, благодаря значительной доле участия основного металла и достаточному содержанию легирующих элементов обладает более высокой стойкостью против коррозии в морской воде, чем металл швов, сваренных покрытыми электродами обычного состава.

При механизированной сварке применяют смеси углекислого газа с аргоном, что изменяет технологические свойства дуги (глубину проплавления и форму шва, стабильность дуги и др.) и позволяет регулировать концентрацию легирующих элементов в металле шва. Для сварки низколегированных сталей используют легированные электродные проволоки Св - 08Г2С и 12ГС. Однако с целью предупреждения значительного повышения содержания углерода в верхних слоях многопроходных швов проволоку 12ГС применяют для сварки одно - трехслойных швов. Повышение коррозионной стойкости швов в морской воде достигается использованием электродной проволоки марки Св - 08ХГ2С.

Механизированную сварку в углекислом газе выполняют также порошковыми проволоками ПП-АН4 и ПП-АН8. Проволоку ПП-АН8 можно использовать и при автоматической сварке, швы, сваренные проволокой ПП-АН8, равнопрочные основному металлу и имеют повышенные пластические характеристики.

Технология электрошлаковой сварки. Наиболее применима электрошлаковая сварка при изготовлении крупногабаритных изделий из низколегированных сталей толщиной 30-100 мм, а в ряде случаев толщиной до 160 мм. Сварку ведут с применением флюса АН-8 проволоками Св-08ГС, Св-10Г2, реже Св-12ГС. Металл шва, выполненный проволоками Св-08А и Св-08ГА, менее прочен, чем основной металл. Применение усовершенствованных режимов позволяет часто отказаться от высокотемпературной термообработки (нормализации) сварных конструкций, выполненных электрошлаковой сваркой.

При сварке низкоуглеродистых низколегированных конструкционных сталей в металле шва по условиям обеспечения высокой технологической и эксплуатационной прочности должно содержаться небольшое количество углерода (до 0,12 ч 0,14%), кремния до 0,5% и марганца до 1,5% ( обычно 0,65 ч 1,2).

Выводы и рекомендации

Сталь 14Х2ГНР относится к тем сталям, которые свариваются удовлетворительно, имеют не высокую прокаливаемость в связи с низким содержанием легирующих элементов. Для получения в структуре металла шва при сварке стали 14Х2ГНР феррито-перлитной структуры с содержанием не более 10% мартенсита необходимо охлаждать ее со скоростями меньшими, чем 4 ч 6 0С/с. Для поддержания необходимой скорости охлаждения (при сварке больших объемов металла) применяют предварительный подогрев Тп= 140 ч 2000С.При сварке тонколистового металла ограничиваются регулированием погонной энергии, а именно ее увеличением.

По возможности выбирать режимы сварки, при которых отношение ширины шва к глубине проплава будет составлять b/h = 1,5 ч 3, автоматическую сварку под слоем флюса листов толщиной до 12 мм производить без разделки кромок, для создания взаимно уравновешенных деформаций при сварке более толстого металла необходимо применять двухстороннюю сварку. Также для уменьшения пластической деформации в металле шва снижают жесткость конструкции и по возможности устраняют закрепления свариваемых элементов.

Для малогабаритных изделий, выполненных электрошлаковой сваркой, применяют высокотемпературный отпуск, который в некоторой степени снижает структурную напряженность.

Список используемой литературы

1. Акулов А.И., Бельчук Г.А. и Демянцевич В.П. Технология и оборудование сварки плавлением: учебник для вузов / А.И. Акулов. - М.: Машиностроение, 1977. - 432с.

2. Багрянский К.В., Добротина З.А., Хренов К.К. Теория сварочных процессов [текст]: учебник для вузов / К.В. Багрянский. - Киев: Вища школа, 1976. - 424 с.

3. Петров Г.Л., Тумарев А.С. Теория сварочных процессов (с основами физической химии): учебник для вузов / Г.Л. Петров. - М.: Высшая школа, 1977. - 392 с.

4. Фролов В.В. Теоретические основы сварки: учебник для вузов / В.В. Фролов. - М.: Высшая школа, 1970. - 592 с.

5. Методические указания к выполнению курсовой работы по курсу «Теория процессов сварки и пайки».

Размещено на Allbest.ru