Сравнительный анализ свариваемости среднелегированных высокопрочных сталей для спецтехники

Алексей Смоленцев

Сравнительный анализ свариваемости среднелегированных высокопрочных сталей для спецтехники

Высокопрочные среднелегированные стали широко используются в различных отраслях промышленности, в частности в производстве корпусных конструкций специальной техники, к которым предъявляются высокие требования по тактико-техническим и эксплуатационным показателям. Свариваемость сталей данного класса является актуальной проблемой, решение которой до сих пор до конца не найдена. Используемые на данный момент феррито-перлитные и аустенитные электродные материалы не в полной мере удовлетворяют возросшим требованиям к эксплуатационным характеристикам сварных конструкций. Предложена технология сварки высокопрочных сталей без предварительного и сопутствующего подогрева и последующей термообработки с использованием разработанной порошковой проволоки с системой легирования Fe–Cr–Mn–Mo–N с содержанием азота до 0,3 мас. %. Добавление азота в состав порошковой проволоки, который находится в металле шва преимущественно в твердом растворе, повышает все механические характеристики металла. Данная проволока позволяет получить в металле шва аустенитную структуру с повышенными механическими характеристиками. Сбалансированный химический состав порошковой проволоки позволяет получить в структуре наплавленного металла хромомарганцевый аустенит, обладающий деформационным упрочнением в результате процессов двойникования аустенита (TWIP-эффект).

Общие и комплексные проблемы технических и прикладных наук и отраслей народного хозяйства

Диссертации

Вуз: Независимое исследование (нет вуза)

ID: 5ea0360eca235900015544a8

UUID: 488137f0-66c1-0138-317c-0242ac180006

Язык: Русский

Опубликовано: больше 4 лет назад

Просмотры: 269

31.14

Алексей Смоленцев

Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина (УрФУ)

Комментировать 0

Рецензировать 0

Скачать - 5,8 МБ

Поделиться работой

Министерство образования и науки Российской Федерации ФГАОУ ВО «Уральский федеральный университет имени первого президента России Б. Н. Ельцина» Институт новых материалов и технологий Кафедра «Литейного производства и упрочняющих технологий» ДОПУСТИТЬ К ЗАЩИТЕ Зав. кафедрой___________________Фурман Е. Л. «____»______________ 2018 г. CРАВНИТЕЛЬНЫЙ АНАЛИЗ СВАРИВАЕМОСТИ СРЕДНЕЛЕГИРОВАННЫХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ СПЕЦТЕХНИКИ Специальность (направление): 22.04.02 Металлургия («Аддитивные технологии, высокотемпературные соединения, покрытия») МАГИСТЕРСКАЯ ДИССЕРТАЦИЯ Пояснительная записка 220402. 000 000 1177 ПЗ Научный руководитель к.т.н., доцент Березовский А. В. Нормоконтролёр к.т.н., доцент Березовский А. В. Студент гр. НМТМ – 262206 Смоленцев А. С. Екатеринбург – 2018

Министерство образования и науки Российской Федерации Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» Институт Новых материалов и технологий Кафедра Литейное производство и Упрочняющие технологии Направление (специальность) 22.04.02 Металлургия (уровень магистратуры) УТВЕРЖДАЮ Зав. кафедрой Литейное производство и Упрочняющие технологии ____________________ Фурман Е.Л. ( подпись) «______»___________________201_ г. ЗАДАНИЕ на выполнение выпускной квалификационной работы студент Смоленцев Алексей Сергеевич (фамилия, имя, отчество) 1 Тема ВКР группа НМТМ – 262206 CРАВНИТЕЛЬНЫЙ АНАЛИЗ СВАРИВАЕМОСТИ СРЕДНЕЛЕГИРОВАННЫХ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ СПЕЦТЕХНИКИ Утверждена распоряжением по ИМиМ от «____» ____________ 201_ г. № _______ 2 Руководитель: доцент, к.т.н. Березовский А.В. (Ф.И.О., должность, ученое звание, ученая степень) 3. Исходные данные к работе_ 1. Виноградов В.С. Оборудование и технология дуговой автоматической и механизированной сварки [Текст]: учебник для проф. учеб. заведений / В.С. Виноградов. – М.: Высшая школа: Академия, 1997. – 319 с. 2. Гончаров, С.Н. Холодные трещины при сварке высокопрочных среднелегированных сталей / С.Н. Гончаров, М.П. Шалимов. – Екатеринбург: УрФУ, 2012. – 96 с. 3. Structure and mechanical and corrosion properties of new high-nitrogen Cr-Mn-steels containing molybdenum. Russian Metallurgy (Metally)/ /Berezovskaya V.V., Savrai R.A., Merkushkin E.A., Makarov A.V. /Vol. 2012, No. 5, pp. 380–388. 4. Twip-Effect in Nickel-Free High-Nitrogen Austenitic Cr - Mn Steels// Berezovskaya, V. V., Raskovalova, Y. A., Merkushkin, E. A. & Valiev, R. Z./ 28 м. 2016 В: Metal Science and Heat Treatment. 57, №11-12, рр. 656-662 . 4. Содержание пояснительной записки (перечень подлежащих разработке вопросов) 4.1.Современные представления о сварных соединениях высокопрочных сталей. 4.2. Влияние способов сварки и состава электродных материалов на свойства сварных соединений среднелегированных высокопрочных сталей. 2

4.3. Разработка сварочного материала и технологии сварки высокопрочных сталей. 5 Перечень демонстрационных материалов 5.1. Результаты исследований и расчетов в виде таблиц, схем и графиков – 8…10 листов А1. 6. Консультанты по проекту (работе) с указанием относящихся к ним разделов проекта Раздел Подпись, дата задание выдал задание принял Консультант 7. Календарный план Срок выполнения этапов работы до 07.05.2018 08.05.18-12.05.18 Наименование этапов выполнения работы Отметка о выполнении 1. Анализ состояния темы ВКР 2. Проведение расчётов по теме ВКР 3. Проведение исследований технологии и 13.05.18-25.05.18 сварочных материалов 4. Оптимизация технологий 26.05.18-28.05.18 5. Оформление пояснительной записки и 29.05.18-30.05.2018 графической части ВКР Руководитель ________________________________А.В. Березовский_______________ (подпись) Ф.И.О. Задание принял к исполнению _______________________________________ (подпись студента) 8. Выпускная работа закончена «30» _мая_ 2018 г. Пояснительная записка и все материалы просмотрены Оценка консультантов:* а) _______________________ б) ________________________ в) _______________________ г) ________________________ Считаю возможным допустить Смоленцева Алексея Сергеевича к защите его выпускной квалификационной работы в экзаменационной комиссии. Руководитель _______________________ (подпись) 9. Допустить к защите выпускной квалификационной работы в экзаменационной комиссии (протокол заседания кафедры № ______ от «_____» ___________ 2018 г.) Зав. кафедрой ______________________ (подпись) * - раздел, необходимый только для выполнения дипломной работы (проекта) специалиста 3

РЕФЕРАТ Объем работы составляет 138 страниц, 7 таблиц, 25 иллюстраций, 9 приложений, 118 библиографических ссылок. Объектом исследования магистерской диссертации является изготовление корпусов спецтехники. Предметом исследования данной работы является решение проблемы свариваемости высокопрочных среднелегированных сталей, которые используются в производстве корпусов спецтехники. Целью данной магистерской диссертации является анализ свариваемости среднелегированных высокопрочных сталей, выявление основных технологических сложностей при сварке данных сталей, а также изыскание способа повышения механических характеристик сварных швов по сравнению с используемой в настоящее время технологии. Информационная база магистерской диссертации включает: труды ведущих отечественных и зарубежных авторов, посвященных вопросам свариваемости высокопрочных среднелегированных сталей, статьи, опубликованные в периодических изданиях, нормативно–правовые акты, а также проведенные автором исследования и расчеты. Ключевые слова: сварка высокопрочных сталей, дуговая сварка корпусов спецтехники, порошковая проволока, валиковая проба, диаграмма Потака – Сагалевич. 4

ОГЛАВЛЕНИЕ ПЕРЕЧЕНЬ ЛИСТОВ ГРАФИЧЕСКИХ ДОКУМЕНТОВ ..................................... 8 СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМЫХ СОКРАЩЕНИЙ ...................................................... 9 ВВЕДЕНИЕ ................................................................................................................ 10 ГЛАВА 1. СОВРЕМЕННЫЕ СТРУКТУРНОГО СОСТАВА ПРЕДСТАВЛЕНИЯ МЕТАЛЛА НА О СВОЙСТВА ВЛИЯНИИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ СТАЛЕЙ ........................................................................................ 16 1.1 Свойства среднелегированных высокопрочных сталей, используемых в производстве корпусов спецтехники ...................................................................... 16 1.1.1 Влияние легирующих элементов на кинетику фазовых превращений и изменение механических свойств сталей ............................................................... 23 1.1.2 Влияние легирующих элементов на склонность к росту переохлажденного аустенитного зерна .................................................................................................... 34 1.2 Влияние термического цикла сварки на формирование структуры и свойств сварных соединений.................................................................................................. 37 1.2.1 Влияние температуры сварочного цикла на формирование структуры в ЗТВ .............................................................................................................................. 43 1.2.2 Влияние скорости охлаждения на изменение структуры и свойств сварных соединений высокопрочных сталей ........................................................................ 45 1.3 Механические свойства и трещиностойкость сварных соединений среднелегированных высокопрочных сталей ........................................................ 47 1.3.1 Основные факторы, влияющие на образование холодных трещин при сварке высокопрочных сталей ................................................................................. 47 1.3.2 Оценка склонности высокопрочных сталей к образованию кристаллизационных трещин ................................................................................... 56 1.3.3 Основные механизмы упрочнения сталей ..................................................... 59 1.3.4 Механические испытания................................................................................ 63 1.3.5 Методы расчетной оценки механических характеристик сварных соединений и ЗТВ...................................................................................................... 69 ВЫВОДЫ ................................................................................................................... 71 5

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЙ 73 2.1 Исследуемые материалы .................................................................................... 74 2.1.1 Анализ химического состава порошковой проволоки ................................. 78 2.2 Расчет основных параметров режима наплавки .............................................. 81 2.2.1 Расчет химического состава и структурно–фазового состава наплавленного металла ............................................................................................. 86 2.2.2 Расчет структурно–фазового состава порошковых проволок по модернизированной методике Потака–Сагалевич ................................................ 89 2.2.3 Расчет основных параметров режима сварки ............................................... 95 2.2.4 Расчет химического и структурно–фазового состава металла шва .......... 101 2.3 Методы исследования ....................................................................................... 103 2.3.1 Определение механических свойств сварных швов ................................... 103 2.3.2 Металлографические исследования образцов ............................................ 103 ВЫВОДЫ ................................................................................................................. 107 ГЛАВА 3. ТЕХНИКА БЕЗОПАСНОСТИ В СБОРОЧНО–СВАРОЧНОМ ПРОИЗВОДСТВЕ ................................................................................................... 108 3.1 Опасные и вредные производственные факторы при сварке ....................... 108 3.2 Системы вентиляции в сборочно–сварочных цехах ..................................... 110 3.3 Средства индивидуальной защиты рабочих–сварщиков .............................. 111 3.4 Защита от поражения электрическим током .................................................. 112 ВЫВОДЫ ................................................................................................................. 113 ГЛАВА 4. ТЕХНИКО–ЭКОНОМИЧЕСКАЯ ОЦЕНКА ..................................... 114 ВЫВОДЫ ................................................................................................................. 116 ОБЩИЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ .......................................................................... 117 СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ....................................................................................... 118 ПРИЛОЖЕНИЕ А ................................................................................................... 130 ПРИЛОЖЕНИЕ Б .................................................................................................... 131 ПРИЛОЖЕНИЕ В ................................................................................................... 132 ПРИЛОЖЕНИЕ Г .................................................................................................... 133 ПРИЛОЖЕНИЕ Д ................................................................................................... 134 6

ПРИЛОЖЕНИЕ Е.................................................................................................... 135 ПРИЛОЖЕНИЕ Ж .................................................................................................. 136 ПРИЛОЖЕНИЕ И ................................................................................................... 137 ПРИЛОЖЕНИЕ К ................................................................................................... 138 7

ПЕРЕЧЕНЬ ЛИСТОВ ГРАФИЧЕСКИХ ДОКУМЕНТОВ № 1 Наименование Обозначение Формат Примечание 220402. 000 000 1177 А1 Приложение А 220402. 000 000 1177 А1 Приложение Б эксплуатационных 220402. 000 000 1177 А1 Приложение В 220402. 000 000 1177 А1 Приложение Г 220402. 000 000 1177 А1 Приложение Д Характеристики основных отечественных и высокопрочных марок зарубежных сталей для спецтехники Группы 2 используемых сварочных материалов и основные трудности при сварке высокопрочных среднелегированных сталей Требования к сварным швам с целью 3 повышения характеристик корпусов спецтехники 4 5 Результаты исследований и расчетов Схема испытания наплавленного металла по методу валиковой пробы 6 Металлографические исследования 220402. 000 000 1177 А1 Приложение Е 7 Результаты исследований и расчетов 220402. 000 000 1177 А1 Приложение Ж 8 Результаты исследований и расчетов 220402. 000 000 1177 А1 Приложение И 9 Результаты исследований и расчетов 220402. 000 000 1177 А1 Приложение К 8

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМЫХ СОКРАЩЕНИЙ ГТ – горячие (кристаллизационные) трещины; ЗТВ – зона термического влияния; МШ – металл шва; ОМ – основной металл; ОШЗ – околошовная зона; ПП – предварительный подогрев; СП – сопутствующий подогрев; СТЦ – сварочный термический цикл; ТИХ – температурный интервал хрупкости; ХТ – холодные трещины. 9

ВВЕДЕНИЕ Актуальность работы На сегодняшний день активно развиваются средства защиты экипажа легкобронированной разрабатываются техники новые марки от поражения сталей с стрелковым повышенными оружием, показателями противопульной стойкости, которые обеспечивают снижение металлоемкости конструкций при одновременном повышении тактико-технических характеристик изделия. Существенной проблемой в корпусном производстве легкобронированной техники является сварка новых высокопрочных и ультравысокопрочных броневых сталей. По своему классу броневые стали относятся, как правило, к среднелегированным высокопрочным сталям мартенситного и мартенситно–бейнитного класса. Броневые стали в сравнении с обычными низкоуглеродистыми и низколегированными требуют специфического подхода к изготовлению сварных конструкций. Основной сложностью при сварке (наплавке) данных сталей является высокая склонность МШ и ЗТВ к появлению холодных и горячих (кристаллизационных) трещин, а также образование структур, которые снижают сопротивляемость сварных соединений хрупкому разрушению. Ухудшает свариваемость такой фактор, как состояние поставки броневых сталей. Как правило, листы поставляются в термообработанном состоянии (улучшение – закалка + низкотемпературный отпуск, структура – реечный мартенсит + карбиды) и имеют твердость HRC 43–51. Ряд новых ультравысокопрочных броневых сталей (сталь 44, 44С–Св–ш), разработанных в НИИ стали, имеют твердость в состоянии поставки HRC 55–57. Такая высокая твердость при сварке аустенитным металлом приводит к напряжениям в ЗТВ из-за разных теплофизических свойств МШ и ОШЗ, что может, в итоге, привести к образованию ХТ в виде отколов. Использование сварочного материала феррито–перлитного класса позволяет избежать появления трещин в МШ и ОШЗ, однако после сварки для 10

снижения склонности к трещинообразованию рекомендуется термическая обработка всего изделия (низкотемпературный отпуск). Нередко термическая обработка в корпусном производстве не осуществима по причине необходимости создания энергоёмких больших печей для отпуска, а также сжатые сроки между окончанием сварки и термообработкой для исключения образования ХТ. При этом достичь равнопрочности МШ и ОМ не представляется возможным. Для исключения возможности появления ХТ в наплавленном слое применяют следующие технологические мероприятия: –уменьшение доли участия ОМ в МШ за счет снижения величины погонной энергии (q/v) и выполнение разделки кромок даже для деталей относительно небольшой толщины в разумных пределах (чем больше объём сварочной ванны, тем выше вероятность кристаллизационных трещин и значительнее коробление и деформации); –регулирование скорости охлаждения металла за счет предварительного и сопутствующего подогрева и величины погонной энергии позволяет получить более благоприятный СТЦ, что, в свою очередь, повышает стойкость МШ против образования ХТ; –ограничение количества хрупких закаливающих структур (мартенсит) в МШ и ОШЗ, которые образуются при высоких скоростях охлаждения и вызывают значительные внутренние напряжения и даже трещины в наплавленном металле; –концентрация диффузионного водорода в МШ и ЗТВ не должно превышать Нд = 1–6 мл./100 гр., что гарантирует отсутствие трещин в наплавленном металле; –исключить жесткое закрепление конструкции при сварке; –термическая обработка (низкотемпературный отпуск при температуре 270±10 ⁰С) позволяет существенно уменьшить внутренние напряжения до 70– 85 %. 11

Эффективным трещинообразованию способом является снижения такой склонности технологический металла прием, к как предварительный подогрев. Предварительный подогрев (ПП) позволяет снизить количество образовавшихся закалочных структур в МШ и ЗТВ, которые резко снижают сопротивляемость сварных соединений хрупкому разрушению. При сварке высокопрочных броневых сталей предварительный подогрев рекомендуется делать до 100–150 ⁰С для выполнения первого прохода (последующие проходы выполняются без подогрева), что связано c склонностью к росту аустенитного зерна. С повышением температуры предварительного подогрева увеличивается время пребывания металла шва выше температуры 900 ⁰С (t900), что приводит к интенсивной коагуляции и гомогенизации аустенитного зерна. Длительное пребывание металла выше температуры Ас3 способствует образованию крупнозернистого аустенита, который при распаде образует крупноигольчатый мартенсит с низкими пластическими характеристиками. Более эффективным способом снижения склонности к ХТ является сопутствующий подогрев (СП), который позволяет снизить скорость охлаждения в области бездиффузионного мартенситного превращения (ω300). Снижение скорости охлаждения мартенситного превращения приводит к самоотпуску мартенсита, что благоприятно влияет на снижение склонности к ХТ в МШ и особенно в ЗТВ. При всех преимуществах ПП и СП, использование данного технологического приема для снижения склонности МШ и ОШЗ к образованию ХТ приводит к ухудшению условий работы сварщика, требует дополнительных затрат и значительно удлиняет технологический процесс изготовления изделия, что, в свою очередь, делает нецелесообразным использовать предварительный и сопутствующий подогрев в серийном корпусном производстве. Другой существенной проблемой при сварке данных сталей является получение механических свойств МШ и ОШЗ аналогичных или близких ОМ. 12

Решением проблемы свариваемости высокопрочных среднелегированных сталей и повышение механических свойств МШ и ОШЗ должно основываться на подборе оптимальных термических циклов сварки и правильном выборе сварочных материалов. Выбор сварочных материалов должен основывается исходя из технологии сварки, используемой в корпусном производстве. Учитывая сложную конструктивную форму корпусных изделий с использование листового проката, штампованных, листовых заготовок и литейных деталей, в серийном производстве наибольшее распространения получила ручная дуговая сварка, механизированная и автоматическая сварка в среде защитных газов. Стоит отметить, механизированные способы имеют наибольшую долю в корпусном производстве, что обусловлено высокой мобильностью и универсальностью данного способа сварки, позволяющего выполнять сварные швы в различных пространственных положениях. В последнее время проблема сварки корпусов решается путем внедрения гибкой автоматизации электродуговой сварки на в базе промышленных защитных газах. С роботов целью (ПР) для повышения производительности находит применение роботизированная двухдуговая сварка в общую ванну (TWIN) плавящимся электродом в защитных газах с использованием оптимального СТЦ. На предприятии АО «Уралтрансмаш» разработана технология тандемной двухдуговой сварки в защитных газах высокопрочных сталей с регулируемым СТЦ. За счет регулирования режимов сварки ведущей и ведомой дугах и изменения расстояния между ведущей и ведомой дугах удается получить термический цикл сварки, близкий к «идеальному». Цель работы Целью данной диссертационной работы является анализ свариваемости и разработка технологии сварки среднелегированных высокопрочных (броневых) сталей с обеспечением более высоких механических характеристик сварных 13

швов по сравнению с используемой в настоящее время технологии, а также общее повышение производительности и технологичности процесса. Научная новизна 1. Проанализирована свариваемость высокопрочных среднелегированных сталей, используемых в промышленности, выявлены основные причины появления трещин при сварке броневых сталей, предложены методы борьбы с данными дефектами. 2. Выполнен сравнительный анализ имеющихся технологий по сварке высокопрочных сталей, выявлены недостатки и достоинства каждой технологии. 3. Разработана среднелегированных новая сталей технология для по сварке спецтехники, которая высокопрочных в отличие от существующей технологии позволяет повысить механические свойства металла шва и исключить необходимость выполнения такой дорогостоящей технологической операции, как термическая обработка. Практическая значимость Высокопрочные среднелегированные стали широко используются в различных отраслях промышленности, в частности в машиностроении. Данные стали применяются в производстве легкобронированной спецтехники, к которым предъявляются высокие требования по тактико-техническим и эксплуатационным показателям. Свариваемость сталей данного класса является актуальной проблемой, решение которой до сих пор до конца не найдена. Автор данной работы рассмотрел имеющие технологии по сварке высокопрочных сталей и разработал собственную технологию с учетом ряда технологических сложностей, встречающихся в серийном корпусном производстве. Основные положения, выносимые на защиту: –характеристики основных марок высокопрочных сталей для спецтехники; 14 отечественных и зарубежных

–технологические сложности при сварке высокопрочных среднелегированных сталей; –химический состав сварочных материалов, используемых в настоящее время, их типичные механические характеристики и предъявляемые требования к сварным швам с целью повышения тактико–технических и эксплуатационных характеристик корпусов спецтехники; –химический состав опытных образцов порошковых проволок, геометрические характеристики наплавленных валиков; –исследования состава разработанных порошковых проволок по методу валиковой пробы; –результаты металлографического исследования структурного состава наплавленного металла, зоны сплавления и ЗТВ; –результаты расчетов структурно–фазового состава по модернизированной методике диаграммы Потака–Сагалевич; –предлагаемая технология сварки корпусов спецтехники. Публикации По результатам выполненных исследований будет направлена в печать рукопись научной статьи в журнал «Сварка и диагностика». Структура и объем работы Диссертация состоит из введения, 4 глав, выводов по каждой главе, общих выводов по работе, библиографического списка из 118 наименований. Работа изложена на 138 страницах машинописного текста, включает 25 рисунков, 7 таблиц. 15

ГЛАВА 1. СОВРЕМЕННЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О ВЛИЯНИИ СТРУКТУРНОГО СОСТАВА МЕТАЛЛА НА СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ СТАЛЕЙ 1.1 Свойства среднелегированных высокопрочных сталей, используемых в производстве корпусов спецтехники В настоящее время наблюдается устойчивая тенденция оснащения Российской армии современными образцами военной техники, в том числе бронетехникой нового поколения. При ее производстве по–прежнему актуальны вопросы производительности и качества. Наиболее трудоемким в изготовлении бронетехники является производство корпусных изделий, особенно с учетом применения в их конструкции высокопрочных сталей, предъявляющих особые требования к технологической обработке [89]. К корпусам спецтехники предъявляются высокие требования по тактико– техническим и эксплуатационным характеристикам, изготовления в серийном производстве используют поэтому для их высокопрочные и ультравысокопрочные специальные стали с временным сопротивлением разрыву σв = 1500–2350 МПа. Как правило, это улучшенные высококачественные высокопрочные среднелегированные стали, имеющие высокие механические свойства. При производстве данных сталей применяют процессы спецэлектрометаллургии, в частности электрошлаковый, вакуумно– дуговой, плазменно–дуговой или индукционный переплав. Высокие механические свойства среднелегированных сталей достигаются легированием элементами, упрочняющими феррит и повышающими прокаливаемость стали, и надлежащей термообработкой, после которой в полной мере проявляется положительное влияние легирующих элементов. Поэтому среднелегированные стали всегда характеризуются как химическим составом, так и видом термообработки [94,104]. Стали этой группы, как правило, подвергаются улучшению (закалке с последующим высоким отпуском) или закалке и низкому отпуску [17]. Такая термическая обработка 16

позволяет повысить механические свойства среднелегированной стали и улучшить обрабатываемость резанием. Высокопрочные стали, предназначенные для изготовления различных деталей, в том числе и крупногабаритных, должны содержать минимальное, необходимое для получения заданной прочности количество углерода и суммарное содержание легирующих элементов, таких как Cr, Mn, Si, Ni, W, не менее 2–3 %; высококачественные высокопрочные стали – некоторое количество никеля и, желательно, один или несколько интенсивных карбидообразующих элементов (Mo, W, Nb, V) [86]. Легирующие элементы, и особенно карбидообразующие легирующие элементы, задерживают процессы разупрочнения при отпуске [37]. Качество сталей и сплавов в значительной мере определяется их чистотой, т. е. содержанием вредных примесей, неметаллических включений, растворенных газов. Даже наиболее качественная сталь, выплавляемая в открытых электрических дуговых и индукционных печах, по своей чистоте уже не всегда может полностью удовлетворить непрерывно возрастающие требования [52]. Существенное значение для повышения качества высокопрочной стали имеет применение современных методов выплавки: электрошлакового (ЭШП), вакуумного дугового (ВДП), вакуумно-индукционного (ВИП) переплавов. Многочисленными исследованиями показано, что эти методы выплавки уменьшают содержание неметаллических включений и газов (водорода, кислорода и азота) [86]. 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, при низких или высоких температурах и давлениях, в агрессивных средах и пр. [94,104]. При применении среднелегированных сталей высокой прочности следует учитывать их повышенную чувствительность к концентрации напряжений, 17

особенно при циклических нагрузках и высоких значениях коэффициента формы [8]. Это накладывает дополнительные требования к конструктору при проектировании конструкции. Для снижения концентрации напряжений необходимо стремиться к отсутствию монтажных перекосов, установление максимально возможных по конструктивным соображениям радиусов переходов от одной детали (сечения) к другой, а также повышенные требования к механической обработке (повышенные требования к параметру шероховатости, отсутствие на механически обработанных деталях «рисок»). Для снижения внутренних напряжений после сварки конструкций из высокопрочных сталей рекомендуется низкотемпературный отпуск при температуре 250–270 ⁰С. Однако такая термическая обработка негативно влияет на ударную вязкость стали. С повышением температуры отпуска ударная вязкость увеличивается, однако есть два температурных интервала, при которых у конструкционных сталей она заметно снижается: 250–350 и 500–600 ⁰С. Понижение вязкости соответственно называют отпускной хрупкостью I и II рода (см. рисунок 1). Природа охрупчивания после отпуска при указанных температурах недостаточно ясна [9]. Рисунок 1 – Влияние температуры отпуска и скорости охлаждения от температуры отпуска на ударную вязкость конструкционных легированных сталей (схема): I, II – отпускная хрупкость I и II рода соответственно [9] 18

Происходит такое явление, по-видимому, главным образом из–за вредных примесей [3,49], что делает нежелательным отпуск в указанном диапазоне температур. Но если поднять температуру отпуска выше 450 ⁰С, то это приведет к быстрому падению предела текучести, тогда как температура отпуска ниже 250 ⁰С не приводит к достаточному снятию закалочных напряжений. Некоторая модификация химического состава стали дает возможность поднять температуру отпуска до 300 ⁰С, что позволяет лучше снять остаточные напряжения и в то же время способствует удалению водорода из стали и снижает опасность водородного охрупчивания. Упомянутая модификация состава сводится в основном к увеличению содержания кремния и молибдена, добавлению ванадия и иногда бора. С целью повышения температуры отпуска в сталь добавляют и кобальт [49]. Легирование стали хромом, никелем, марганцем усиливает отпускную хрупкость. Особенно сильно охрупчивается сталь при совместном легировании Cr + Ni, Cr + Mn, Cr + Mn + Si и др. Введение Mo ≤ 0,4…0,5 % и W ≤ 1,2…1,5 % уменьшает, а иногда полностью подавляет склонность стали к обратимой отпускной хрупкости; при более высоком содержании этих элементов хрупкость вновь увеличивается [75]. Понижение ударной вязкости после отпуска при 250–350 ⁰С наблюдается у всех конструкционных сталей независимо от степени легирования. Заметное падение ударной вязкости после отпуска при 500–600 ⁰С наблюдается только у легированных конструкционных сталей – хромистых, марганцевых, хромоникелевых, хромомарганцевых и т. д. Снижение вязкости почти не происходит в случае быстрого охлаждения от температуры отпуска (в воде или масле). Отпускная хрупкость II рода заметно подавляется даже при медленном охлаждении от температуры отпуска дополнительным легированием молибденом или вольфрамом в количестве 0,3 % и 1 % соответственно [9]. Широкое применение сталей данного класса находят в оборонной промышленности (броневые стали), легкобронированной техники. 19 в частности в производстве

Отметим, что при производстве спецтехники [30] существуют определенные требования, в частности сварные соединения (сварные швы), околошовные зоны и разъемные соединения броневой защиты, стойкость которых должна быть равна стойкости основного материала, должны обеспечивать целостность конструкции броневой защиты при воздействии средств поражения. Броневая сталь – углеродистая среднелегированная сталь повышенной прочности для изготовления броневой защиты корпусов легкобронированной техники. Основными легирующими элементами в броневой стали являются, главным образом, Cr, Ni, Mo, V, Mn, Si. Броневая сталь изготавливается преимущественно деформированным способом (катаные листы), реже катанокованым или литым. Толщина листов, используемых в производстве легкобронированной техники, варьируется от 4 до 20 мм. Броневую сталь можно классифицировать на две большие группы – гомогенную и гетерогенную. Гомогенная броневая сталь характеризуется однородной структурой и твердостью по всей глубине. Гетерогенную броневую сталь получают односторонней закалкой на некоторую глубину, а в ряде случаев односторонней цементацией плит, придающим их лицевой стороне большую твёрдость (до 600 НВ), тыльные же слои остаются вязкими. Наибольшее распространение при изготовлении спецтехники получила гомогенная броневая сталь. На сегодняшний день отечественные и западные разработчики броневых сталей стараются снизить металлоемкость изделия при одновременном повышении пулестойкости. Увеличить пулестойкость броневой стали можно было бы путем увеличения ее твердости. Однако при твердости преграды из гомогенной углеродистой броневой стали больше 55 HRC она становиться хрупкой и при обстреле даже обычными стальными пулями поражается по типу пролома или раскола. Для того чтобы избежать этого, необходимо сохранить пластичность стали на уровне ψ = 30 % [34,53]. 20

В НИИ стали была разработана новая свариваемая броневая сталь марки «44С», в которой удалось совместить высокую твердость (HRC 55…57) и пластичность (ψ = 30 %). Влияние твердости броневой стали на защищенную толщину металла в зависимости от используемого стрелкового оружия представлено на рисунке 2. Рисунок 2 – Влияние твердости (HRC) на защищающую толщину при испытании различными средствами [19,34]:  1. Пистолет ТТ (7,62) Пст (Vуд = 415…445 м/с)  2. Автомат АК-47 (7,62) ПС; Vуд = 710…725 м/с  3. Автомат АК-74 (5,45) – Vуд; 7Н10 900±10 м/с  4. Автомат АК-47 (7,62) ТУС: Vуд =710…725 м/с) Как следует из представленных данных, баллистические характеристики стали марки "44С" находятся на уровне лучших зарубежных гомогенных броневых сталей марок MARS–300 (Франция), ARMOX–600 (Швеция), 4340 TOD (США) [19]. 21

Сбалансированный по содержанию углерода и основных легирующих и карбидообразующих элементов химический состав стали марки «44С», а также особенности технологии ее выплавки, прокатки и термической обработки позволяют получать структуру мелкодисперсного низкоотпущенного пакетного мартенсита с баллом зерна № 12–13 с твердостью 55–57 HRC (в = 2250…2350 МПа, 0,2 = 2000…2100 МПа, ψ = 30 %) [19,53]. Характеристики некоторых зарубежных и отечественных броневых сталей представлены в таблице 1. Таблица 1 – Характеристики основных марок отечественных и зарубежных противопульных сталей [34,53] Марка стали Способ выплавки 1 Мартен, ЭДП 77Ш ЭШП+ ТМО 88Ш КВК-37 ЭДП+ ВИП или ВДП КВК-42 Номинальная система легирования 0,26С-1,4Mn1,4Si-0,2Mo 0,35C-1,4Si1,1Cr-2,4Ni0,3Mo 0,40C-1,4Si1,1Cr-2,4Ni0,3Mo 0,37C-0,8Mn2,0Cr-1,0Ni0,5Mo-0,7W0,03Nb-0,02B 0,42С-0,8Mn2,0Cr-1,0Ni0,5Mo-0,7W0,03Nb-0,02B σв, МПа σ0,2, МПа δ, % ψ, % αн х102, МДж /м2 388477 1550 - - - 70 477522 1900 16001700 10-12 40-50 80 495555 2000 - - - 70 447555 2000 - - - - 495578 2100 - - - - 20502100 15501700 8-10 30-40 50-60 HB (HRC) 44 ЭДП, ЭШП 45ХНМФА 560610 (51-52) 44С - - (55-57) 22502350 20002100 - 30 - 46 - (54-56) 21502250 - - - - 56 - (57-58) 22502350 - - - - 0,46С-1,0Cr1,5Ni-0,25Mo0,14V 0,5C-3Cr1,7Ni-1,95Mo- 22

444522 2050 - - - - (52-54) 21002150 - - - - 485522 2050 - - - - 485522 2050 - - - - (53-54) 2100 1900 - - - 0,5C-0,8Si4,0Ni-0,4Mo 578655 (56-60) 2180 - - - - 0,45C-0,8Mn0,8Cr-2,5Ni0,65Mo0,002B 570640 (56-60) - - - - - ЭДП, внепечная обработка 35Х2Н2,5МФ 450500 1700 - - - - - 42ХГМ1Ф 1900 - - - - - 40ХН2МФ 480530 477514 1900 - - - - СПС-43 ЭДП 96 ЭДП Ц85 ЭДП 42 ЭДП, КК Ф110 ЭДП MARS 300 Франция ЭДП + внепечное вакуумир. и рафинир. ARMOX 600S Швеция XH-206 Германия ХН-113 Германия 4340 TOD США 0,30V 0,43C-1,65Si1,2Cr-1,3Ni0,45Mo 0,48C-1,6Cr1,0Ni-0,5Mo0,25V 0,42C-1,5Si1,1Cr-1,1Ni0,45Mo 0,42C-1,35Si1,5Cr-1,6Ni0,4Mo 0,46C-1,3Si1,5Cr-1,6Ni0,3Mo Примечание: ЭДП – электродуговой переплав, ЭШП – электрошлаковый переплав, ТМО – термомеханическая обработка, ВИП – вакуумно-индукционный переплав, ВДП – вакуумно-дуговой переплав, КК – кислородный конвертор. 1.1.1 Влияние легирующих элементов на кинетику фазовых превращений и изменение механических свойств сталей Легирующие элементы вводят в сталь специально для изменения ее свойств и структуры. Наиболее распространенными легирующими элементами в среднелегированных высокопрочных сталях являются Mn, Ni, Cr, Mo, V, Si, Ti, реже используют B, N и некоторые редкоземельные металлы. Все элементы, за исключением углерода, азота, водорода и отчасти бора1, образуют с железом твердые растворы замещения 23 [63,64], имеющие

кристаллическую решетку растворителя, т. е. легированный феррит с ОЦК– решеткой или легированный аустенит с ГЦК–решеткой, а также множество различных фаз, обладающих собственной решеткой, отличной от решеток компонентов [100]. Они растворяются в железе и влияют на положение точек А3 и А4, определяющих температурную область существования α и γ–железа. Легирующие элементы по влиянию на температурную область существования полиморфных модификаций железа можно разделить на две группы [64]. Первая группа объединяет элементы, расширяющие область γ–фазы по оси температур. Они являются гамма–стабилизаторами [68]. К числу таких элементов относят никель и марганец [106], которые понижают температуру А3 и повышают температуру А4 [9,64]. Аналогичное влияние на критические точки А3 и А4 оказывают такие аустенитообразующие элементы, как С, N, Ni, Zn и др. Как правило, расширение области γ–фазы связано с понижением температуры А3 (α→γ) при нагреве и повышением А4 (γ→α) при увеличении концентрации легирующего компонента М. Исключение составляет кобальт, повышающий температуру обоих превращений [68]. Вторая группа – кремний, хром, алюминий, молибден, вольфрам, ванадий, титан, фосфор, бор, цирконий в двойных диаграммах (с железом) – образует замкнутую γ–область, характеризуемую повышенной точкой А3 и сниженной А4, и увеличивает устойчивость α–железа [14]. Элементы, расширяющие устойчивость α–железа, называют ферритообразующими. Повышение содержания углерода облегчает переход стали в хладноломкое состояние [64]. По данным [9,63,64] каждая 0,1 % С повышает порог хладноломкости на 20 0С, расширяя температурный интервал хрупкости (ТИХ) стали, т. е. температурный интервал, при которой сталь переходит от вязкого состояния к хрупкому. Наибольшую прочность имеет сталь с содержанием углерода 0,8–1,0 %, что связано с выпадением в заэвтектоидной стали из аустенита кроме перлита (П) вторичного цементита (ЦII), который характеризуется высокой прочностью, но практически нулевой пластичностью. 24

При увеличении содержания углерода более 1,0 % уменьшается не только пластичность, но и прочность стали. Это связано с образованием сетки хрупкого цементита вокруг перлитных зерен, легко разрушающейся при нагружении. По этой причине заэвтектоидные стали подвергаются специальному отжигу, в результате которого получают структуру зернистого перлита [101]. Таким образом, с повышением содержания углерода до 1 % в стали повышается прочность (σв) и твердость (HB), однако снижается ударная вязкость (KCU) и пластичность (δ, ψ). Влияние содержания углерода в стали на изменение механических свойств показано на рисунке 3. Рисунок 3 – Влияние углерода на механические свойства стали [9,101] Марганец добавляют при выплавке стали в количестве 0,5–0,8 % для рафинирования металла. Такое содержание марганца практически не влияет на механические свойства и свариваемость стали. Растворяясь в феррите, марганец несколько упрочняет его, образуя легированный цементит (Fe,Mn)3C. Марганец в стали является полезной примесью, он способствует раскислению и десульфиризации стали, а также уменьшает красноломкость стали, что особенно важно при горячей прокатке. При легировании марганцем выше 1,5 % увеличиваются прокаливаемость, твердость и прочность стали, однако 25

повышается склонность стали к трещинообразованию по причине появления закалочных структур. Кремний добавляют при выплавке стали в количестве не более 0,4 %. Кремний, как и марганец, также растворяется в феррите и упрочняет его. Он раскисляет металл, удаляя кислород из стали; при этом образуются тугоплавкие оксиды, которые выводятся в шлак. Уменьшение содержания кислорода (дегазация) в стали улучшают ее свойства. Кремний является более эффективным упрочнителем, чем марганец [75]. Кремний, остающийся после раскисления в твердом растворе (в феррите), сильно повышает предел текучести (σ0,2). Это снижает способность стали к вытяжке и особенно холодной высадке [63,64]. Хром является основным компонентом, который обеспечивает коррозионную стойкость стали. При введении Cr ≥ 13 % у стали резко увеличивается коррозионная стойкость, и она становится жаростойкой (окалиностойкой). Увеличение содержания Cr ≥ 20 % приводит к повторному скачку коррозионной стойкости, при этом сталь становится жаропрочной. Как уже отмечалось выше, Cr относится ко второй группе элементов, которые стабилизируют α–фазу и сужают область существования γ–фазы, т. е. является ферритообразующим компонентом. Введение в сталь никеля, наоборот, расширяет γ–область и понижает температуру γ→α превращения. При введении в сталь более 20 % Ni температура начала распада аустенита становится ниже 20 ⁰С и сталь в обычных условиях сохраняет чисто аустенитную структуру, поэтому Ni называют аустенитизатором. Никель также увеличивает коррозионную стойкость стали и ее жаропрочность, так как γ–фаза обладает большей жаропрочностью, чем α–фаза [110]. Никель увеличивает пластичность, и вязкость стали, снижает температуру порога хладноломкости и уменьшает чувствительность стали к концентраторам напряжений; перечисленные факторы способствуют повышению сопротивления стали хрупкому разрушению. В качестве примера 26

можно отметить, что введение в сталь 1 % никеля приводит к снижению порога хладноломкости на 60–80 ⁰С, а легирование стали 3–4 % никеля обеспечивает ей глубокую прокаливаемость [108]. При увеличении суммарного содержания хрома и никеля увеличиваются: временное сопротивление (больше, чем при влиянии каждого компонента в отдельности); измельчение зерна (главным образом влияние Cr); вязкость (главным образом влияние Ni); чувствительность к флокенам; отпускная хрупкость; свариваемость; окалиностойкость; жаропрочность; стойкость против межкристаллитной коррозии [114]. Молибден, повышая устойчивость аустенита, увеличивает прокаливаемость стали [48]. Общие закономерности влияния легирующих элементов на твердость и ударную вязкость феррита представлена на рисунке 4. Рисунок 4 – Влияние легирующих элементов на твердость и ударную вязкость феррита [6,9,76] Бор добавляют в микродозах (0,002–0,005 %) для увеличения прокаливаемости [9]. Этот элемент сосредоточивается на границах зерен аустенита и подавляет зарождение центров феррита и цементита, резко замедляя тем самым эвтектоидный распад [82]. Особо сильное влияние на 27

увеличение прокаливаемости конструкционных сталей с содержанием 0,2…0,4 % С оказывает около 0,003 % В [22]. Известно [9,22], что добавление 0,003 % В повышает прокаливаемость стали эквивалентно введению 1 % Ni, 0,5 % Cr или 0,2 % Mo. Стоит отметить, микролегирование B < 0,001 % не оказывает влияние на прокаливаемость стали, а при добавлении B > 0,005 % прокаливаемость также существенно не повышается, при этом значительно увеличивается горячеломкость стали. Поэтому при выплавке стали необходимо жестко регулировать пределы микролегирования (0,001–0,005 %) бором, что представляет определенные сложности при выплавке. Известно, что растворимость бора в железе весьма ограничена, не превышает 0,005 %. Бор с железом образуют прочный борид FeB. Вследствие незначительной растворимости бора в жидком железе во время кристаллизации бориды выпадают и действуют как центры кристаллизации измельчающим образом на строение стали, подобно нитридам и карбидам [44]. Сера является крайне вредной примесью в стали и оказывает резко отрицательное влияние на ее свариваемость, вызывая образование горячих трещин. Содержание серы в стали не должно превышать 0,04–0,05 % [20]. Фосфор также является крайне вредной примесью в стали, так как образуется фосфористое железо, более хрупкое, чем сталь. Содержание в стали фосфора в пределах 0,1–0,2 % делает ее хрупкой при обычной температуре (хладноломкой), поэтому содержание фосфора не должно превышать 0,04–0,05 %. Чем выше содержание углерода в стали, тем заметнее вредное влияние фосфора [20]. Таким образом, изменяя содержание легирующих элементов, можно получить различную структуру стали. Зависимость между структурно–фазовым составом и химическим составом металла определяется по диаграмме Шеффлера (см. рисунок 5). На оси абсцисс откладывают эквивалентное содержание хрома (Crэкв), а по оси ординат – эквивалентное содержание никеля (Niэкв). В формулу для расчета Crэкв входят ферритообразующие химические 28

компоненты, расширяющие область существования α–железа, а в Niэкв – аустенитообразующие компоненты, расширяющие устойчивость γ–железа. Рисунок 5 – Диаграмма Шеффлера Эквивалентное содержание хрома (Crэкв) рассчитывается по следующей формуле: Crэкв = Cr + 1,5*Si + 0,5*Nb + Mo + 0,8*V + 4*Ti + 4*Al, (1.1) где Cr, Si… – содержание легирующих элементов, мас. %. Эквивалентное содержание никеля (Niэкв) рассчитывается по следующей формуле: Niэкв = Ni + 30*C + 26*N + 0,5*Mn + 0,3*Cu, (1.2) где Ni, C… – содержание легирующих элементов, мас. %. Используя эквивалентные содержания хрома и никеля, можно рассчитать содержания дельта–феррита (δF) и мартенсита (М). Содержание дельта– феррита (δF) можно рассчитать по следующей формуле: δF = 3*Crэкв – 2,7*Niэкв – 22,5, (1.3) 29

Crэкв – эквивалентное содержание хрома, %; Niэкв – эквивалентное содержание никеля, %. Количество мартенсита (М) можно рассчитать по формуле: М = 13,4*(31,5 – 1,25*Niэкв – Crэкв), (1.4) где Niэкв – эквивалентное содержание никеля, %; Crэкв – эквивалентное содержание хрома, %. Однако в действительности аналогов хрома и никеля очень мало, а некоторые легирующие элементы по своему влиянию на структуру нержавеющих сталей вообще не похожи ни на никель, ни на хром, и поэтому не могут рассматриваться в диаграмме Шеффлера. Например, кобальт весьма мало понижает температуру мартенситного превращения нержавеющих сталей и в то же время существенно подавляет образование δ–феррита, алюминий же повышает температуру мартенситного превращения их и резко увеличивает количество δ–феррита. В тех случаях, когда титан связывает углерод, его влияние на структуру нержавеющей стали противоположно титану, находящемуся в твердом растворе [86]. Поэтому более правильно использовать для расчетного определения структурно–фазового состава диаграмму ПотакаСагалевич (см. рисунок 6). Данная диаграмма считается совершеннее, чем диаграмма Шеффлера. По оси абсцисс на данной диаграмме отмечают эквивалентное содержание хрома по ф отношению к ферритообразованию 𝐶𝑟экв , где учитываются химические элементы, влияющие на образование δF. На оси ординат отмечают эквивалентное содержание хрома по отношению к мартенситообразованию, где соответственно учитываются химические элементы, влияющие на образование мартенсита (М). ф м Величины 𝐶𝑟экв и 𝐶𝑟экв можно рассчитать по следующей формуле: ф 𝐶𝑟экв = % Cr – 1,5*Ni + 2*Si – 0,75*Mn – Kф*(С + N) + Mo + 4*Al + 4*Ti + 1,5*V + 0,5*W + 0,9*Nb – 0,6*Co – 0,5*Cu, 30 (1.5)

м 𝐶𝑟экв = 20 – [Cr + 1,5*Ni + 0,7*Si + 0,75*Mn + Kм*(С + N) + 0,6*Mo + 1,5*V + 1,1*W + 0,2*Co + 0,2*Cu + 1,9*Ti – 0,1*Al], (1.6) где Cr, Ni… – содержание легирующих элементов, мас. %; Kф, Kм – коэффициенты, учитывающие совместное влияние C и N. Рисунок 6 – Структурная диаграмма Потака–Сагалевича деформируемых нержавеющих сталей [86] Создание диаграммы Потака–Сагалевич является серьезным вкладом в развитие структурных диаграмм. Однако данная диаграмма имеет серьезный недостаток, в частности в ней не показаны точные концентрационные пределы существования того или иного структурно–фазового состава. 31

В работе [62] была рассмотрена возможность и методики расчетного определения структуры сталей с помощью математического моделирования структурных диаграмм графического вида на примере диаграммы Потака– Сагалевича. Разработанная математическая модель была построена по блок– схеме, представленной на рисунке 7. Рисунок 7 – Блок-схема определения структуры стали по диаграмме Потака– Сагалевича [62] На диаграмме для удобства расчетов были добавлены обозначения линий xi, yi (см. рисунок 8). 32

Рисунок 8 – Структурная диаграмма Потака–Сагалевича деформируемых сталей [62] После выполнения операций и процедур в соответствии с приведенной выше методикой получены следующие количественные выражения для всех элементов математической модели диаграммы Потака–Сагалевича [62]: а) разделительные линии диаграммы: –вертикальные линии: х1 = 5,0, х2 = 7,4, х3 = 8,4, х4 = 9,6, х5 = 11,0, х6 = 12,4, х7 = 13,5; –горизонтальные линии: y1 = – 13,6, y2 = – 12,6, y3 = – 11,7, y4 = – 10,9, y5 = – 10,5, y6 = – 9,5, y7 = – 7,8, y8 = 4,0; –изогнутые линии: y9 = 14,3 – 6,93x + 0,647x2, y10 = 8,08 – 5,48x + 0,473x2, y11 = 7,70 – 6,42x + 0,558x2, y12 = – 9,03 – 0,83x + 0,096x2, y13 = – 7,79 – 1,19x + 0,111x2, y14 = – 8,46 – 1,17x + 0,105x2, y15 = – 8,57 – 1,35x + 0,113x2, y16 = – 7,80 – 1,83x + 0,129x2, y17 = 23,1 – 4,91x + 0,217x2; 33

ф где x – 𝐶𝑟экв . б) коэффициенты К в формулах хромовых эквивалентов Kф = 59,57 – 379,68x + 1501,70x2 – 2083,89x3; Kм = 69,49 – 408,06х + 1297,87х2 + 1331,10х3, где x = %C + %N. в) содержание δ–феррита (Фδ, %) в ферритсодержащих структурах ф ф ф Фδ = 129 – 45𝐶𝑟экв + 4,8(𝐶𝑟экв ) 2 – 0,136(𝐶𝑟экв )3. г) содержание мартенсита (М, %) и аустенита (А, %) в области А + М м м 2 м 3 М = 12,9 + 𝐶𝑟экв + 3,58(𝐶𝑟экв ) + 3,78(𝐶𝑟экв ); А = 100 – М. д) содержание аустенита и феррита в области А + Ф ф ф А = 85,4 + 7,21𝐶𝑟экв – 0,8(𝐶𝑟экв )2; Ф = 100 – А. 1.1.2 Влияние легирующих элементов на склонность к росту переохлажденного аустенитного зерна Все легирующие элементы уменьшают склонность аустенитного зерна к росту. Исключение составляют марганец и бор, которые способствуют росту зерна [37]. При нагреве выше температуры Ac3 скорость роста аустенитных зерен в сталях неодинакова и зависит от раскисления и легирования стали. Условно в зависимости от скорости роста аустенитных зерен стали можно разделить на наследственно крупнозернистые и наследственно мелкозернистыми. При нагреве наследственно крупнозернистых сталей выше температуры Ac3 происходит интенсивная коагуляция аустенитного зерна. Как правило, к этой группе сталей относятся кипящие низкокачественные стали, которые при выплавке раскисляются ферросилицием и ферромарганцем. К наследственно мелкозернистым сталям относятся стали, которые в процессе выплавки дополнительно 34 раскисляются Al, содержат

карбидообразующие и легирующие элементы. За счет этого удается снизить скорость роста аустенитного зерна при нагреве стали выше температуры Ac3. По всей видимости, образовавшиеся тугоплавкие частицы, располагаясь по границам зерен, препятствуют росту зерна. Основной причиной этого действия легирующих элементов считается образование труднорастворимых в аустените карбидов и оксидов, которые являются барьерами для растущего зерна. Такие активные карбидообразователи, как Ti, Zr и V, сильнее тормозят рост зерна, чем Cr, W и Mo, так как карбиды первых более устойчивы и труднее растворяются в аустените [80]. Из карбидообразующих элементов лишь марганец не только уменьшает, а даже несколько увеличивает скорость роста аустенитного зерна [9]. При введении в сталь в сравнительно небольшом количестве легирующий карбидообразующий элемент сначала растворяется в цементите, замещая часть атомов железа; при этом образуется легированный цементит, например (FeMn)3C [101]. Концентрация карбидообразующих элементов в легированном цементите выше, чем в аустените. Элементы, не образующие карбидов, находятся преимущественно в аустените, а концентрация их в легированном цементите ниже среднего содержания в стали [100]. С увеличением содержания легирующего элемента сверх предела растворимости образуются специальные карбиды типа Cr7C3, Mn3C и др. [101]. В специальных карбидах растворяются атомы железа и других легирующих элементов [100]. В высокопрочных среднелегированных сталях карбиды сдерживают рост переохлажденного аустенитного зерна при выплавке стали, термической обработке (закалке) или сварке, что позволяет получить мелкозернистую структуру. Мелкозернистая структура способствует повышению механических характеристик стали, в частности увеличивается временное сопротивление и предел текучести, повышается микротвердость (Hμ), а также снижается порог хладноломкости стали. Согласно [9,22,64] зависимость механических свойств 35

(предела текучести) от размера зерна определяется соотношением Холла– Петча: σ0,2 = σ0 + kd-1/2, (1.7) где σ0,2 – предел текучести данного металла, МПа; σ0 – предел текучести монокристалла (в отсутствие сопротивления со стороны границы) или напряжение трения, МПа; k – коэффициент для данного металла, который характеризует вклад границ зерен в упрочнение, d – диаметр зерна, мм. Однако положительное влияние карбидов возможно при условии рационального содержания их в стали. Эффективность воздействия этих элементов (измельчение зерна, снижение порога хладноломкости, уменьшение чувствительности стали к концентраторам напряжений) проявляется лишь при их малом содержании в стали (до 0,15 %); при большем количестве они вызывают снижение прокаливаемости и сопротивления стали хрупкому разрушению, что обусловлено выделением по границам зерен значительного количества карбидов типа MC (VC, TiC и др.) [108]. С точки зрения получения мелкозернистой стали наиболее эффективно легирование стали двумя карбидо– или нитридообразующими элементами, имеющими различную температуру перехода соответствующих фаз в твердый раствор. Так, хорошие результаты достигаются при легировании низкоуглеродистых сталей ванадием (~ 0,10 %) и ниобием (~ 0,05 %). В указанной стали присутствуют две карбидные фазы (VC и NbC). Температура перехода NbC в аустенит на 50–70 ⁰С выше, чем VC. Поэтому при нагреве такой стали под нормализацию VC растворяется в аустените и при последующем его распаде выделяется в дисперсной форме и упрочняет сталь, карбид ниобия же используется для сдерживания роста зерна при нагреве [21]. 36

1.2 Влияние термического цикла сварки на формирование структуры и свойств сварных соединений Одним из основных затруднений при сварке сталей является снижение пластичности и вязкости металла околошовной зоны, а также образование в ней холодных трещин [24,32,73,103], являющихся типичным дефектом сварных соединений среднелегированных сталей бейнитного и мартенситного классов [24,73,103]. Поэтому качество сварных соединений в значительной мере зависит от структуры и свойств околошовной зоны. Свойства последней определяются исходным составом сплава и термическим циклом сварки. В околошовной зоне многих сталей, особенно среднелегированных, могут возникать структуры, охрупчивающие сварные соединения [32]. Существенное влияние СТЦ на прочность сварного соединения из среднелегированных высокопрочных сталей связано главным образом со структурой в околошовной зоне, что обусловлено возможностью образования в ОШЗ закалочных структур и возникновение значительных деформаций. Подбор оптимальных сварочных термических циклов при сварке высокопрочных среднелегированных сталей является эффективным способом регулирования структуры и свойств в ОШЗ. Основными параметрами СТЦ сварки является длительность пребывания металла при температуре выше температуры интенсивного роста зерна аустенита при нагреве и охлаждении (t>900), скорость охлаждения при температуре 550 ⁰С (ω550), скорость охлаждения при температуре 300 ⁰С (ω300). Регулирование СТЦ осуществляется за счет изменения величины погонной энергии (q/v), а также применением таких технологических приемов, как предварительный (То) и сопутствующий (Тс) подогрев. Увеличение величины погонной энергии (q/v) при сварке высокопрочных среднелегированных сталей существенно повышают t>900, а также снижают скорости охлаждения ω300, ω550, ω900. Длительное пребывание металла выше температуры t>900 приводит к укрупнению и гомогенизации аустенитного зерна, при этом происходит интенсивное растворение карбидов в аустените. 37

Крупнозернистый аустенит имеет большую устойчивость, поэтому из него при бездиффузионном превращении образуется крупноигольчатый мартенсит, имеющий низкие пластические характеристики. Стоит отметить, наличие в металле сильных карбидообразующих элементов, способствующих образованию тугоплавких карбидов, позволяют несколько ограничить рост аустенитного зерна. В сталях, микролегированных Mo, V, Nb, Ti, B, Al и среднелегированных, в состав которых входят Cr, Mo и другие карбидообразующие элементы, рост зерна в процессе сварки не успевает завершиться. В этом случае появляется возможность существенно ограничить рост зерна, ужесточая высокотемпературную часть сварочного термического цикла [111]. Помимо q/v тепловой режим сварки часто регулируют температурами предварительного То и сопутствующего Тс подогревов. Влияние То подобно q/v, но более сложно, так как проявляется через разность Т–То (Т – рассматриваемая температура). Поэтому при применяемых значениях То (100– 300 ⁰С) подогрев наиболее сильно воздействует на ω300, а затем по убывающей степени на ω550 и t>900. Тс в основном замедляет ω300, То наиболее интенсивно снижает ω550 и ω300 при наплавке на массивное тело и при сварке листов большой толщины [73]. При сварке высокопрочных среднелегированных сталей особый интерес представляют превращения, происходящие в ОШЗ в процессе сварки. Именно в данной области ЗТВ при сварке высокопрочных сталей происходит наибольшее ослабление сварного соединения. Исследование свойств зоны термического влияния показало, что характер происходящих изменений сходен в пределах одного класса, но резко отличается в сталях различных классов. Для околошовной зоны стали 30ХГСН2А типичны участок подкалки, твердость которого превышают показатели основного металла, и участок пониженной твердости, соответствующей структурам неполной закалки и высокого отпуска (см. рисунок 9). Последний обычно является слабым звеном сварного соединения, 38

однако в условиях сложного напряженного состояния возможны и хрупкие разрушения участка подкалки из-за его пониженной вязкости [91]. Рисунок 9 – Характер изменения твердости (сплошные линии) и ударной вязкости (штриховые линии) в зоне термического влияния высокопрочной стали 30ХГСН2А толщиной 20 мм [91] Во избежание образования трещин максимальную твердость в околошовной зоне ограничивают значением 350 HV [11]. При сварке закаленных сталей (перлитного и мартенситного класса) без последующей термической обработки стремятся регулированием теплового воздействия сварки получить в зоне перекристаллизации закаленную структуру, близкую к структуре основного металла, и уменьшить размеры зоны отпуска. Для этого выбирают режимы сварки с малой погонной энергией, т. е. уменьшают сечение швов или валиков [90]. При высоких скоростях охлаждения, приводящих к образованию мартенситных и мартенситно–бейнитных структур, возрастает вероятность появления при сварке трещин. При повышенном легировании и, особенно, содержании углерода на верхнем уровне образующийся мартенсит обладает 39

низкой вязкостью и в этом участке возможны хрупкие разрушения. 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. Поэтому оптимальные скорости охлаждения лежат в интервале значений, приводящих к получению этого типа структур [41]. В работе [102] был исследован процесс перекристаллизации в ЗТВ при сварочном нагреве стали 20ХГСНМ с мартенситной структурой с использованием лазерной сварки, а также однодуговой и двухдуговой сварки. Исходная структура данной стали после улучшения (закалка от 980 ⁰С + низкий отпуск 260 ⁰С в течение 3 часов) представляет собой реечный мартенсит с остаточным аустенитом (Аост) порядка 1–2 %. В нашем случае интерес представляют превращения в ОШЗ, протекающие при одно– и двухдуговой сварке. На рисунке 10 представлены термические циклы сварки для однодуговой и двухдуговой сварке, которые были определены на осциллографе с использованием установленных вблизи корня шва термопар (метод ин–ситу). Рисунок 10 – Термический цикл однодуговой (1) и двухдуговой (2) сварки стали 20ХГСНМ [102] 40

Анализируя термические циклы для однодуговой (1) и двухдуговой (2) сварки, можно отметить, что использование двухдуговой сварки позволяет снизить скорость охлаждения в ОШЗ за счет второго подъема температуры при прохождении ведомой дуги. Изменение расстояния между дугами и регулирование режима сварки на дугах позволяет создать более благоприятный термический цикл сварки, близким к «идеальному». Ориентировочные режимы для тандемной двухдуговой сварки с использованием электродной проволоки Св–10ГСМТ–О ГОСТ 2246–70 dэ = 1,2 мм: ведущей дуги Iсв = 300±10 А, Uд = 31±1 В, ведомой дуги Iсв = 300±10 А, Uд = 33±1 В; оптимальное расстояние между дугами 100 мм. При двухдуговой сварке сварочными проволоками одного диаметра напряжение ведомой дуги необходимо выбирать на 2–3 В выше, чем для ведущей [23]. При использовании такого режима сварки ширина валика ведомой дуги будет больше ширины валика ведущей дуги, что исключает образования дефектов, в частности подрезов. Более медленное охлаждение ОШЗ при двухдуговой сварке обеспечивает образование большой доли продукта промежуточного превращения – бейнита, который имеет реечное строение из чередующихся пластин α– и γ–фаз и характеризуется полным отсутствием карбидной фазы. Такой бескарбидный бейнит обладает высоким сопротивлением хрупкому разрушению [2,102]. Напротив, однодуговая сварка заканчивается образованием в ОШЗ большой доли неотпущенного мартенсита, в значительной степени склонного к хрупкому разрушению. При испытаниях на замедленное разрушение (см. рисунок 11) сварных соединений, полученных при двухдуговой сварке, обнаружено заметное увеличение разрушающих напряжений, обусловленное действием двукратной α→γ→α→γ→α – перекристаллизации зоны вблизи корня шва, которая привела к существенному диспергированию структуры и получению значительной доли бескарбидного бейнита [102]. Двукратная перекристаллизация ОШЗ, происходящая при двухдуговой сварке, приводит к 41

формированию дисперсной структуры, что повышает стойкость сварных соединений против образования холодных трещин [102]. Рисунок 11 – Результаты испытаний на замедленное разрушение сварного соединения стали 20ХГСНМ: 1, 2 – одно– и двухдуговая сварка соответственно [102] В работе [103] проводили исследования структуры околошовной зоны стали 35ХГН2СМ. Для исследования структуры ОШЗ выполнили сварку образцов с использованием двух видов сварочных проволок: Св–08Х20Н9Г7Т ГОСТ 2246–70 с аустенитным МШ и Св–10ГСМТ–О ГОСТ 2246–70 с феррито– бейнитным МШ. Металлографическое исследование установило, что при нагреве выше температуры Ас3 металл околошовной зоны претерпевает α→γ превращение, что приводит к интенсивному росту аустенитного зерна, несмотря на недлительное пребывание металла при высоких температурах в процессе нагрева и охлаждения. Так, при сварке феррито–перлитной сварочной проволокой в участке перегрева ЗТВ аустенитное зерно успевает вырасти до 100–150 мкм, а при сварке аустенитной сварочной проволокой – до 50–80 мкм. При этом на участке перегрева при сварке проволокой Св–10ГСМТ–О структура представляет собой мартенсит (реечный пакетный мартенсит α–фазы с наличием на границах реек тонких прослоек остаточного аустенита), а при сварке проволокой Св–08Х20Н9Г7Т при всех режимах структура на участке перегрева представляет смесь мартенсита и бейнита (кристаллы α–фазы вытянутой или неправильной формы) и остаточный аустенит. 42

Таким образом, для предотвращения образования закалочных структур в МШ и ЗТВ рекомендуется согласно [55] снижать скорость охлаждения за счет использования режимов сварки с повышенной до максимально допустимой величины погонной энергии, а также выполнять автоматическую двух– или многодуговую сварку дугами, горящими в различных плавильных пространствах таким образом, чтобы тепловое воздействие от выполнения последующего слоя на околошовную зону предыдущего происходило при необходимой температуре. Все это позволяет регулировать термический цикл наилучшим образом, добиваясь наиболее благоприятных структур в околошовной зоне [7]. 1.2.1 Влияние температуры сварочного цикла на формирование структуры в ЗТВ Наибольший интерес представляют структурные превращения, протекающие непосредственно у линии сплавления, характеризующиеся максимальной температурой нагрева и длительностью пребывания при высоких температурах, а также скоростью охлаждения в интервале превращений [32]. Трудности получение качественной зоны сплавления возникают, например, в случае использования для сварки среднелегированных сталей высоколегированного электродного металла, обеспечивающего получение шва с аустенитной структурой. Большая разница по химическому составу между металлом шва и основным металлом при определенных условиях может привести к образованию в зоне сплавления непластичной хрупкой прослойки и обезуглероживанию основного металла в участках, непосредственно примыкающих к границе сплавления [104]. Структурная неоднородность в зоне сплавления при сварке среднелегированных сталей аустенитным высоколегированным металлом происходит наиболее интенсивно при значительном перегреве этой зоны. В результате в зоне сплавления со стороны МШ образуются диффузионные карбидные прослойки, а со стороны ОШЗ присутствуют обезуглероженные 43

прослойки. Такая структурная неоднородность негативно влияет на стойкость против хрупкого разрушения. Рассматриваемый вид неоднородности заметно усиливает опасность хрупкого разрушения металла по зоне сплавления, что объясняется резким падением пластичности и ударной вязкости в науглероженном слое при значительном повышении твердости [24,50,104]. При небольшом «запасе» аустенитности металла шва толщина этой прослойки может превысить критическое значение, при котором происходит хрупкое разрушение сварного соединения [24,51]. Кроме того, перегрев ЗТВ приводит к росту аустенитного зерна, что снижает прочностные характеристики и ударную вязкость сварного соединения. Наиболее интенсивный рост зерна аустенита в околошовной зоне происходит в период нагрева при температурах, близких к Tmax сварочного цикла. При нагреве рост зерна не заканчивается; он продолжается и при охлаждении, но с меньшей интенсивностью [93]. Исходя из вышесказанного, при сварке высокопрочных среднелегированных сталей необходимо ограничивать величину сварочного тока при использовании аустенитного электродного металла. Аустенитный металл имеет более низкую температуру плавления, чем феррито–перлитный на 50…100 ⁰С. Это снижает время пребывания металла при высоких температурах, что уменьшает перегрев ОШЗ. Так, температура плавления электродной проволоки Св–08Х20Н9Г7Т составляет порядка 1450 ⁰С, а у феррито– перлитной проволоки Св–10ГСМТ–О – 1510 ⁰С. Поэтому рекомендуемые режимы сварки для электродной проволоки Св–08Х20Н9Г7Т dэ = 1,2 мм: Iсв = 180±10 А; Uд = 23±1 В. Сварку производить вразброс обратноступенчатым способом участками длиной 200–250 мм. Важно при выполнении многослойных швов не перегревать ОШЗ. При выполнении последующего шва температура околошовной зоны не должна превышать 60–100 ⁰С. В случае повышения указанного интервала температур необходимо сделать выдержку, 44

при этом выполнять сварные швы в другом месте. После каждого прохода необходимо производить зачистку МШ и ОШЗ. Особое внимание стоит уделить выполнению корневого шва. При сварке корневого шва наиболее вероятен перегрев ОШЗ, поэтому заварку корня шва необходимо производить ниточными швами проволокой меньшего диаметра (dэ = 1,0 мм) на пониженных режимах по сравнению с заполняющими швами. Рекомендуется заполнять разделку (за исключением корневого шва) без сплавления двух кромок за один проход. Не допускается оставлять незаполненную разделку, в которой температура металла опустилась ниже 40 ⁰С. Для снижения внутренних напряжений заводу–изготовителю рекомендуется проводить отпуск сварных узлов и всего изделия не позднее 24 часов после начала выполнения сварки. 1.2.2 Влияние скорости охлаждения на изменение структуры и свойств сварных соединений высокопрочных сталей Скорость охлаждения существенно влияет на структуру и свойства не только МШ, но и ОШЗ. Критическая скорость охлаждения (ωкр), при которой начинают образовываться закалочные структуры у высокопрочных среднелегированных сталей значительно ниже, чем у низкоуглеродистых и низколегированных сталей. При сварке в процессе нагрева и охлаждения в МШ и ЗТВ могут происходить превращения, существенно влияющие на трещиностойкость сварного соединения. Повышенные скорости охлаждения приводят к бездиффузионному мартенситному превращению (ниже температуры Мн), в результате переохлажденный аустенит превращается в мартенсит, что особенно негативно влияет на стойкость ЗТВ к образованию трещин. Для предупреждения образования ХТ необходимо снизить скорость охлаждения МШ и ЗТВ, что возможно за счет изменения величины погонной энергии (q/v) и использование предварительного подогрева (Тп). Однако регулирование скорости охлаждения за счет величины погонной энергии и 45

предварительного подогрева не исключает образование закаливающих структур. Снижение скорости охлаждения ЗТВ не всегда позволяет предотвратить превращение аустенита в мартенсит. Но даже если не удается избежать мартенситного превращения, распад аустенита в мартенситной зоне переносится в область температур ближе к Мн (дальше от Мк), что делает образующийся мартенсит менее напряженным и менее хрупким [69,70]. В этом случае ограничивают количество хрупких закаливающих структур в МШ и ОШЗ ниже критических значений. Расчет критического содержания структурных составляющих можно произвести с использованием алгоритма компьютерной программы для анализа свариваемости сталей, разработанной в МГТУ им. Н. Э. Баумана, и представленные в работах [61,96] Куркина С. А. и Макарова Э. Л. В основу анализа свариваемости положены установленные опытным путем представления о том, что показатели свариваемости сталей определяются структурой металла сварного соединения (Sд), величиной аустенитного зерна (Dз), концентрацией диффузионного водорода (Hд) и уровнем сварочных напряжений (σсв). Совокупность этих факторов принято рассматривать как структурно-водородно-напряженное состояние (СВНС) металла к моменту завершения охлаждения после выполнения сварки [61]. Для сталей, у которых при всех практически осуществимых режимах сварки превращение проходит в основном в мартенситной области, при расчете режима сварки нужно предусмотреть возможность замедленного охлаждения соединения в интервале 300–150 ⁰С для развития процесса самоотпуска [32]. Принципиальная схема влияния скорости охлаждения на механизм превращения остается справедливой и для процессов кристаллизации. Однако при кристаллизации исключить развитие диффузионных процессов значительно труднее, так как благодаря высоким значениям коэффициента диффузии интенсивность диффузионных исключительно велика [85]. 46 процессов в жидкой фазе

Однако снижение скорости охлаждения сверх определенных величин может привести к перегреву околошовной зоны, т. е. к росту зерна аустенита, что снижает стойкость ЗТВ к образованию холодных трещин [24]. 1.3 Механические свойства и трещиностойкость сварных соединений среднелегированных высокопрочных сталей Основными сложностями при сварке данных сталей является высокая склонность МШ и ЗТВ к ХТ, повышенная склонность к ГТ из-за многокомпонентного легирования, возможность образования «подваликовых» кристаллизационных трещин при многослойной сварке аустенитным электродным металлом и трещин в виде «отколов» в ОШЗ при сварке, а также получение механических свойств сварных швов и ЗТВ на уровне основного металла. 1.3.1 Основные факторы, влияющие на образование холодных трещин при сварке высокопрочных сталей Современное представление о природе и механизме образования холодных трещин выявляет три основных фактора, влияющих на трещиностойкость сварного соединения – структурно–фазовый состав МШ и ЗТВ (мартенситное превращение), водород (водородная хрупкость) и внутренние напряжения (I, II рода и пиковые микронапряжения). Закалочная гипотеза предполагает, что при сварке, так же как и при закалке, образование трещин обусловлено главным образом мартенситным превращением, которое протекает со значительным изменением объема и приводит к возникновению высоких внутренних напряжений первого и второго родов и одновременно к снижению способности металла воспринимать пластическую деформацию [117]. Вторая, так называемая водородная, гипотеза основана на том, что главной причиной образования трещин в околошовной зоне закаливающихся сталей является насыщение этой зоны водородом путем диффузии его из 47

металла шва. Для доказательства используется тот общеизвестный факт, что замена феррито-перлитных электродов аустенитными исключает появление отколов. Согласно водородной гипотезе, отсутствие отколов при сварке аустенитными электродами обусловлено тем, что в аустенитном металле растворимость водорода значительно больше, чем в феррито–перлитном [31]. Благодаря малому размеру атома водорода диффузия происходит с большой скоростью, особенно при высоких температурах. Из металла шва (или наплавки) водород диффундирует в околошовную зону. Он оказывает большое влияние на развивающиеся здесь процессы [112]. При содержании в стали 0,3 % С и более металл околошовной зоны со структурой, содержащей большое количество мартенсита, становится склонным к замедленному разрушению и образованию холодным трещин без наличия диффузионного водорода [77]. Замедленное разрушение закаленной стали сопровождается одновременно развитием большого количества трещин. Металлографический анализ, проведенный С. С. Шураковым, показал, что разрушение начинается с образования линий сдвига, которые наблюдаются только вблизи трещин. Трещины при замедленном разрушении могут проходить как через зерна, так и по границе зерен; наблюдаются также разрушения, полностью проходящие по границам зерен [86]. В настоящее время механизм замедленного разрушения закаливающихся сплавов и образования холодных трещин при их сварке рассматривают, исходя из представлений о пониженном сопротивлении границ зерен сдвигу по сравнению с телом зерна и о способности зерен к упруго–вязкому течению по границам [116,117]. Для описания процесса зарождения трещин используют схему Зинера (см. рисунок 12). В соответствии с этой схемой проскальзывание по границам зерен, где действуют касательные напряжения, приводит к концентрации растягивающих напряжений на границах, перпендикулярных оси напряжений, что и создает трещину на стыке зерен. Как известно, схема Зинера разработана применительно к условиям высокотемпературной ползучести. В области низких температур способность к упруго–вязкому течению по 48

границам зерен проявляется преимущественно после закалки сплавов, поскольку последняя способствует повышению плотности дефектов в структуре [116]. Рисунок 12 – Схема Зинера в применении к замедленному разрушению. Участки зерен, примыкающие к концам границ, по которым происходит сдвиг (течение), в сталях (а) подвергаются в основном упругой деформации, а в сплавах титана (б) – упруго– пластической деформации (заштрихованные участки) [116] Для конструкционных средне– и высокоуглеродистых и легированных сталей характерной особенностью является образование закалочных структур в шве и зоне термического влияния, создающих опасность хрупкого разрушения [94]. В зависимости от места расположения и направления развития существует пять основных видов холодных трещин: продольные околошовные трещины (отколы); продольные трещины в зоне сплавления (отрывы); продольные трещины в металле шва; поперечные трещины в околошовной зоне; поперечные трещины в металле шва [24,32]. Отколы являются наиболее общим и частым дефектом сварных соединений. Отрывы встречаются, как правило, в сварных соединениях из закаливающихся сталей, в которых металл шва имеет аустенитную структуру [87]. 49

Вероятность появления холодных трещин увеличивается в случае расширения температурного интервала, в котором пластические свойства стали достаточно низки и когда минимум пластичности смещается к комнатным температурам [81]. Основной металл оказывает решающее значение в склонности сварного соединения к образованию холодных трещин. При этом важное значение на стойкость ЗТВ против образования холодных трещин имеет вид термической обработки стали перед сваркой. Термическая обработка изменяет степень однородности твердого раствора, состояние карбидных фаз, величина зерна, состояние границ зерен и др. Характер этих изменений определяет процесс структурных превращений в металле при сварке, оказывая влияние на температуру окончания превращения аустенита [24]. Для оценки склонности МШ и ОШЗ к трещиностойкости используют математические модели, в частности расчетное определение эквивалентного содержания углерода (Сэкв). Расчет эквивалентного углерода позволяет определить степень склонности стали к закалке, а также используется для установления температуры предварительного подогрева (Tп) с целью предотвращения образования закаливающих структур, резко снижающих трещиностойкость МШ и ЗТВ. Сэкв можно рассчитать по следующей формуле [81]: Сэкв = С + 𝑀𝑛+𝐶𝑟 9 + 𝑁𝑖 18 + 𝑀𝑜 13 , (1.8) где Сэкв – эквивалентное содержание углерода, %; С, Mn… – содержание легирующих элементов, мас. %. Сварка сталей, в которых углеродный эквивалент больше 0,45 мас. % обычно выполняется с предварительным подогревом. Если он более 0,55 мас. %, для получения качественного шва рекомендована как предварительная, так и последующая термообработка [5]. Углеродный эквивалент учитывается при расчете температуры предварительного подогрева (Tп). Для предотвращения образования холодных 50

трещин сварку стали осуществляют с предварительным подогревом, который рассчитывается по формуле: Tп = 350*√𝐶экв ∗ (1 + 0,005 ∗ 𝑆) − 0,25, (1.9) где Tп – температура предварительного подогрева, ⁰C; Сэкв – эквивалентное содержание углерода, %; S – толщина основного металла, мм. При выборе температуры предварительного подогрева закаливающихся сталей необходимо учитывать, что если пониженный подогрев приводит к образованию большого количества мартенсита в структуре металла околошовной зоны и возможности появления холодных трещин, то излишне высокий подогрев может вызвать резкое снижение пластичности и особенно ударной вязкости способствуют стали вследствие длительные выдержки чрезмерного при роста зерен. Этому температурах выше начала интенсивного роста зерен аустенита Ac3 + 100 ⁰C [40]. Однако стоит отметить, что склонность сталей к образованию ХТ обусловлено не только химическим составом, но и концентрацией диффузионного водорода (Hд) и наличием в металле внутренних напряжений (σ`кр). Другим немаловажным фактором является структурно–фазовый состав МШ и околошовной зоны (ОШЗ) (Sкр). Представленная выше формула не совсем корректна, так как не учитывает ряд факторов, перечисленных выше (Hд, σ`кр, Sкр). Поэтому более правильно использовать уравнение Ито–Бессио для оценки свариваемости стали. Рсм рассчитывается по следующей формуле [97]: Pсм = C + 𝑆𝑖 30 + 𝑀𝑛 30 + 𝐶𝑟 20 + 𝐶𝑢 20 + 𝑁𝑖 60 + 𝑀𝑜 15 + 𝑉 15 + 5В, (1.10) где Рсм – эквивалентное содержание углерода, %; C, Si… – содержание легирующих элементов, мас. %. Согласно [65], если Pсм ≤ 0,16, то ХТ не образуются. На основании изучения действия всех трех основных факторов, способствующих образованию холодных трещин, и применения статической 51

обработки результатов многочисленных исследований Ито и Бессио вывели следующее параметрическое уравнение [24,65,97]: Pw = Pсм + 𝐻гл 60 + 𝐾 400000 , (1.11) где Pw – коэффициент, показывающий чувствительность стали к образованию холодных трещин, %; Рсм – эквивалент углерода, характеризующий охрупчивание, %; Нгл – количество диффузионного водорода в металле сварного шва, мл/100 гр.; К – коэффициент интенсивности жесткости, Н/(мм*мм). Многочисленные измерения показали, что сталь чувствительна к образованию трещин, если Pw > 0,286 [24,33]. Параметр Pw используют для расчета предварительной температуры подогрева, исключающей трещины, и рассчитывается по следующей формуле [11,97]: Tп = 1440*Pw – 392 , (1.12) где Tп – температура предварительного подогрева, ⁰C; Pw – коэффициент, показывающий чувствительность стали к образованию холодных трещин, %. Опасность возникновения холодных трещин при сварке среднелегированных сталей можно существенно снизить замедлением скорости охлаждения в мартенситном интервале температур и созданием условий для развития самоотпуска мартенсита, в результате чего получится более пластичный металл [12]. Для этих сталей рекомендуется сопутствующий подогрев до температур несколько выше конца мартенситного превращения с целью уменьшения ω300 и обеспечения самоотпуска мартенсита. Важным является уменьшение t>900, поскольку высокотемпературные процессы замедлены в связи с наличием карбидов в исходной структуре и имеется возможность регулирования величины зерна и однородности аустенита. Поэтому рекомендуется применять 52

концентрированные источники тепла и многослойную сварку и не рекомендуется предварительный подогрев [95]. При сварке высокопрочных среднелегированных сталей существует несколько подходов к выбору сварочных материалов. Первый подход реализуется в том случае, если конструкция после сварки подвергается термической обработке. Сварочные материалы при этом должны обеспечить шов, близкий по химическому составу основному металлу. В процессе полной термообработки сварное соединение становится равноценным основному металлу по всему комплексу физико–химических и механических свойств. Высокий отпуск позволяет восстановить пластические свойства шва, устранить трещины, но прочностные показатели шва остаются несколько ниже, чем у основного металла [60,110]. При данном подходе сварка осуществляется с предварительным и (или) сопутствующим подогревом. Второй подход реализуется в том случае, если конструкция после сварки не подвергается термообработке. При этом в сварном шве должно быть ограничено содержание углерода и большинства легирующих элементов. Сварочные материалы должны обеспечить содержание в шве не более 0,15 % C; 0,5 % Si; 1,5 % Mn; 1,5 % Cr; 2,5 % Ni; 0,5 % V; 1,0 % Mo. Комбинируя различные легирующие элементы в указанных пределах, можно получить швы с прочностью σв = 800…1000 МПа [60,110]. Третий подход используют в том случае, если равнопрочность шва и основного металла необязательна, но необходимо получить высокопластичные соединения. Для этого используют сварочные проволоки аустенитного класса, например Св08Х20Н9Г7Т. Высокая пластичность обеспечивается за счет того, что металл шва не претерпевает полиморфных превращений и сохраняет аустенитную структуру. Аустенит хорошо растворяет углерод и водород, вследствие чего отпадает необходимость в предварительном подогреве и термообработке. Технология сварки упрощается, однако прочность шва ниже, чем у основного металла [60,110]. 53

Сварка крупногабаритных корпусов спецтехники вносит определенные трудности при производстве изделия. Сложная конструктивная форма корпусных изделий с использование листового проката, штампованных, листовых заготовок и литейных деталей, а также большие габариты и значительная масса производимых изделий значительно ограничивают использование предварительного и сопутствующего подогрева. Кроме того, требуются дополнительные затраты, удлиняется процесс изготовления изделия, ухудшаются условия работы рабочих–сварщиков, что, в свою очередь, делает нецелесообразным использование предварительного и сопутствующего подогрева в серийном корпусном производстве. Помимо этого, выполнить полную термообработку после сварки (закалка + отпуск) крупногабаритных корпусов спецтехники невозможно, при этом необходимо создание энергоёмких больших печей для отпуска, а также сжатые сроки между окончанием сварки и термообработкой для исключения образования ХТ, поэтому детали при сборке–сварке устанавливают в термоупрочненном состоянии. На сегодняшний день сварку высокопрочных среднелегированных сталей в корпусном производстве осуществляют с использованием феррито– перлитного или аустенитного электродного металла. В работе [104] дуговую сварку под флюсом и в среде защитных газов среднелегированных сталей типа 30ХГСА проволоки Св–10ГСМТ, Св–08Х3Г2СМ, находят применение сварочные Св–10ХГСН2МТ. Так, при многослойной сварке среднелегированных сталей с использованием сварочной проволоки Св–10ХГСН2МТ под флюсом АН–15 на режиме Iсв = 500 А, Uд = 32 В, Vсв = 40 м/ч обеспечивается получение металла шва с высокими механическими характеристиками: σв > 80 кгс/мм2; δ5 > 20 %, αн > 12 кгс*м/см2 при + 20 ⁰С и 8 кгс*м/см2 при – 40 ⁰С. При сварке аустенитными швами среднеуглеродистых сталей (30ХГСА, 30ХГСН2А и др.), обработанных на высокую прочность (1300–1700 МПа), также надо учитывать некоторые особенности. Технология получения 54

аустенитных швов (например, типа 10Х16Н25АМ6), с одной стороны, должна позволить отказаться от термической обработки сварных соединений и получить металл шва с достаточно высокой вязкостью (1,2–1,6 МДж/м2), с другой стороны – металл шва должен обладать уровнем прочности, близким к уровню прочности свариваемой стали (аустенитные швы типа 10Х16Н25АМ6 характеризуются σв < 700 МПа). Поэтому в данном случае чисто аустенитный металл шва не может отвечать предъявленным требованиям. Для получения необходимого сочетания свойств в металле шва прибегают к использованию присадочных материалов, дающих аустенитно–мартенситный шов [70]. В ряде случаев для сварки сталей этого класса может использоваться высоколегированная нержавеющая проволока, обеспечивающая аустенитную или аустенитно–мартенситную структуру шва. Такие швы обладают высокой пластичностью и достаточной прочностью. Высокая растворимость водорода, кислорода и азота в аустените обусловливает стойкость сварных соединений против охрупчивания. Прочность аустенитно–мартенситных швов уступает прочности основного обеспечивает металла, достаточно однако хорошую высокий запас пластичности работоспособность конструкции. Наибольшее применение при сварке высокопрочных сталей получила проволока Св–10Х16Н25М6 (по ГОСТу 2246–70) [47]. Ряд ответственных конструкций из термически упрочненных среднеуглеродистых мартенситно-бейнитных сталей сваривают проволокой Св–08Х20Н9Г7Т в углекислом газе, как в автоматическом, так и полуавтоматическом режиме [97]. Высокая стойкость против образования ХТ у сварных соединений с аустенитными швами может быть объяснена отсутствием фазовых превращений в ЗТВ, повышенной деформационной способностью аустенитного металла и возможным понижением уровня напряжений в ЗТВ вследствие локализации деформации в шве, а также миграцией при сварке из основного металла в шов углерода и понижением его содержания в ЗТВ [71,72]. 55

Аустенитные материалы имеют более низкую (на 50…100 ⁰С) температуру солидуса, чем ферритно–перлитные. Это снижает степень перегрева ОШЗ и ограничивает рост аустенитного зерна. Кроме того, аустенитная структура обладает на порядок более высокой растворимостью и меньшим коэффициентом диффузии водорода. Эти факторы способствуют предотвращению ХТ без применения подогрева [99]. Благоприятное влияние аустенитной структуры металла шва выражается также в возможности «залечивания» дефектов, имеющихся на участке перегрева ЗТВ на границе со швом [32,104]. Однако проведенные в работе [103] исследования позволяют сделать вывод, что такое благоприятное влияние аустенитного МШ не находит подтверждения. К недостаткам сварки среднелегированных сталей аустенитной сварочной проволокой кроме пониженной прочности металла шва следует отнести высокую стоимость проволоки и возможность возникновения отрывов по зоне сплавления [104]. 1.3.2 Оценка склонности высокопрочных сталей к образованию кристаллизационных трещин Горячие трещины – хрупкие межкристаллические разрушения металла шва и околошовной зоны, возникающие в твердожидком состоянии в процессе кристаллизации, а также при высоких температурах в твердом состоянии [10]. Обычно высокопрочные, высоколегированные стали и сплавы больше подвержены образованию горячих трещин, чем обычные конструкционные. Это можно объяснить большей направленностью кристаллитной структуры в шве, увеличенной усадкой, многокомпонентным легированием, способствующим образованию эвтектических составляющих по границам зерен [111]. Особенно это проявляется при сварке металла больших толщин встык и угловых швов с большой долей участия основного металла в металле шва. Чтобы уменьшить вероятность образования горячих трещин, приходится создавать швы с пониженным против основного металла содержанием углерода. Для получения 56

при этом высоких механических свойств прибегают к дополнительному легированию металла шва элементами (Mn, Cr, Ti), повышающими прочность и стойкость металла против кристаллизационных трещин [39]. Поэтому при сварке среднелегированных сталей следует тщательно выбирать композицию шва, осуществляя вместе с тем его рафинирование и модификацию. Одновременно необходимо прибегать к технологическим мерам, применять режимы, обеспечивающие высокий коэффициент формы шва, снижать мгновенную скорость охлаждения [98]. При кристаллизации в МШ возникают растягивающие напряжения из-за присутствия по границам зерен легкоплавких эвтектик (Fe–FeS, Tпл = 988 ⁰С или Fe + Fe3P Tпл ≈ 1150 ⁰С), которые препятствуют сращиванию кристаллов. В результате при высоких температурах сварной шов имеет пониженную деформационную способность, при кристаллизации МШ происходит рост растягивающих напряжений. Когда напряжения слишком велики, происходит разрушение связей между кристаллами, что, в конечном итоге, приводит к образованию ГТ. Существует несколько методик расчета склонности сталей к горячим трещинам. В частности, расчетно – статистический метод, по параметрическим уравнениям (по Итамуре) и структурным диаграммам (HCS, UCS, USC и т.д.), которые позволяют оценить сопротивляемость МШ и ЗТВ к образованию ГТ. Однако использование данных уравнений возможно только для тех сплавов, которые входят в концентрационные пределы изученных композиций. В связи с тем, что данные параметрические уравнения применимы для расчета склонности к ГТ низколегированных, углеродистых, аустенитных и аустенитно–ферритных сталей, то использование данной методики для оценки среднелегированных высокопрочных сталей не совсем некорректно. Другим существенным недостатком расчетных методов является невозможность учета влияния всех примесей, не входящих в параметрические уравнения. Повысить сопротивляемость сварных швов к образованию ГТ при сварке высокопрочных среднелегированных сталей возможно за счет уменьшения 57

доли участия основного металла и снижения содержания вредных примесей (S, P, C) в МШ. Уменьшение величины погонной энергии (q/v) и избегания узких сварных швов (коэффициент формы проплавления ψпр < 1,3) позволяет существенно снизить склонность металла шва к образованию ГТ. Коэффициент формы проплавления должен находиться в пределах 1,5 – 5. Если коэффициент проплавления слишком мал, столбчатые кристаллы металла шва растут навстречу друг другу и поверхность их срастания образует ослабленную зону с повышенным содержанием примесей, в том числе серы и фосфора [110]. При затвердевании широкой сварочной ванны с небольшим проплавлением кристаллиты соприкасаются боковыми гранями, а примеси, концентрирующиеся перед фронтом кристаллизации, вытесняются на поверхность шва в виде шлаков. Такие швы более устойчивы против образования трещин [17]. Однако слишком широкие швы (ψпр > 5,0) увеличивают сварочные деформации, поэтому коэффициент формы проплавления должен находиться в оптимальных пределах. Склонность к трещинам повторного нагрева зависит от состава стали, микроструктуры ЗТВ и величины остаточных сварочных напряжений. Присутствие в стали таких элементов, как Cr, V, Mo, Nb, Cu, Ti, а также вредные примеси (P, Sb, As и т.д.), способствует появлению склонности к растрескиванию. Ориентировочно потенциальную склонность к образованию трещин можно оценить по выражению [111]: G = Cr + 3,3*Mo + 8,1*V + 10*C – 2, (1.13) где G – параметр, оценивающий склонность сварных швов к образованию горячих трещин; Сr, Mo … – содержание легирующих элементов, %. Если G  0, то горячих трещин нет, при G > 2, горячие трещины есть. Механизм образования трещин при повторном нагреве связывают с ростом аустенитного зерна и сегрегациями на его границах, прежде всего сульфидов, а также с растворением большей части карбидов, которые не 58

успевают выделиться при охлаждении. При повторном нагреве в области температур, близких к 600 ⁰С, происходит выделение высокодисперсных карбидов, упрочняющих матрицу аустенитного зерна. Протекающий одновременно с этим процесс релаксации напряжений реализуется за счет взаимного перемещения отдельных первичных зерен и локализации деформаций на их границах. Если деформационная способность ослабленных сегрегатами границ будет исчерпана, на них образуются микрополости, при объединении которых возникает межзеренное разрушение. Чем крупнее зерна аустенитной структуры, тем больше зернограничное скольжение в условиях релаксации напряжений и, соответственно, выше вероятность образования межкристаллитных трещин [42,43]. Один из перспективных технологических путей борьбы с горячими трещинами связан с применением двух– и многодуговых процессов сварки, при которых расширяется возможность регулировать темп изменения деформации металла шва за счет выбора оптимального расстояния между дугами [115]. 1.3.3 Основные механизмы упрочнения сталей В сталях упрочняющими фазами могут быть: 1) карбиды разного состава; 2) нитриды; 3) карбонитриды; 4) интерметаллиды; 5) чистые металлы, мало растворимые в железе, например почти чистая медь. Наиболее эффективное упрочнение достигается такими фазами, которые способны растворяться в твердом растворе (в аустените при нагреве), а потом выделяться из него и сохраняться в мелкодисперсном состоянии при температурах обработки или использования изделия [76]. Упрочнение сталей связано главным образом с измельчением структуры зерна и уменьшением подвижностей дислокаций. Данный тип упрочнения сталей имеет наибольшее распространение в промышленности. Упрочняющие фазы, растворенные в жидком металле, адсорбируются на поверхности зарождающихся кристаллов, уменьшая поверхностную энергию на границе 59

раздела жидкая фаза – твердая фаза. Это приводит к появлению новых центров кристаллизации (зародышевых центров), способных к росту зерна. В зависимости от относительных размеров атомов неметалла (Rнм) и металла (Rм) карбиды и нитриды (а также бориды) могут образовывать фазы внедрения и фазы замещения. При соотношении Rнм/Rм < 0,59 образуются промежуточные фазы внедрения, в которых атомы неметалла располагаются в порах кристаллической решетки (как правило, это плотноупакованные гранецентрированные кубические (ГЦК) и гексагональные (ГП) кристаллические решетки). Размер пор в плотноупакованных кристаллических решетках составляет 0,41R, где R – атомный радиус растворителя. Фазы замещения образуются в том случае, если соотношение атомных радиусов Rнм/Rм > 0,59. При таком соотношении атом неметалла не может разместиться в поре кристаллической решетки (ОЦК), что приводит к образованию сложных решеток с большим количеством атомов в элементарной ячейке. В ОЦК решетке растворимость путем внедрения мала, так как размер пор не превосходит 0,29R [9]. Таким образом, размер пор кристаллической решетки влияет на растворимость атомов неметалла и образования тех или иных промежуточных фаз. Существенное влияние на прочность металла (сопротивление пластической деформации) оказывают дислокации, а если быть более точным, то плотность дислокаций. Плотность дислокаций – это суммарная длина дислокаций, которая относится к единице объема металла (см/см3 = см-2). Зависимость между прочностью металла (пределом текучести) и плотностью дислокаций была сформулирована в теории Одинга, которая может быть представлена в виде графика (см. рисунок 13). 60

Рисунок 13 – Кривая Одинга [107] Минимальная прочность металла на этом графике определяется некоторым критическим значением плотности дислокаций ρкр, приблизительно равным 106–107 см-2 (точка В). Эту величину относят к хорошо отожженным металлам. Величина предела текучести для железа σт ≈ 150 МПа. Относительно этой точки на графике можно показать два пути упрочнения материалов [107]. Один из путей повышения прочностных показателей стали, который широко применяется в промышленности, является увеличение плотности дислокаций (см. рисунок 13 участок ВС). За счет увеличения структурных несовершенств снижается подвижность дислокаций и увеличивается их плотность, что приводит к упрочнению металлов. Стоит подчеркнуть, данный механизм упрочнения является основным при холодном деформировании металлов. Движению дислокации мешают различные препятствия – границы зерен, дефекты упаковки, межфазные поверхности, дислокации, пересекающие плоскость скольжения. Через некоторые препятствия дислокации проходят, но при более высоких напряжениях. Такими препятствиями являются, например, пересекающиеся с плоскостью скольжения дислокации [9]. 61

Однако максимальная плотность дислокаций составляет 1010–1012 см-2, так как при дальнейшем повышении плотности дислокаций начинается зарождение трещин и разрушение металла. Как отмечалось выше, увеличение несовершенства кристаллического строения осуществляется за счет растворенных в металле примесей, легирующих элементов, а также карбидов, нитридов, карбонитридов, интерметаллидов. Таким образом, причиной низкой прочности реальных металлов является наличие в структуре материала дислокаций и других несовершенств кристаллического строения. Получение бездислокационных кристаллов приводит к резкому повышению прочности металлов [101]. Точка А на графике соответствует теоретической прочности, т. е. прочности бездефектного материала. По мере увеличения плотности дислокаций на участке АВ наблюдается снижение прочности. Верхняя часть этого участка (вблизи точки А) соответствует прочности так называемых «усов» (от англ. «whiskers»), специально выращиваемых продолговатых кристаллов с очень низкой плотностью дислокаций [107]. Прочность «усов» больше прочности реальных металлов порядка в 103 раз. Дальнейшим подтверждением дислокационной модели кристалла явилось открытие замечательных свойств металлических «усов»: тонких нитевидных кристаллов диаметром 0,05–20 мк. Иногда такие кристаллы образуются при медленном осаждении из газовой фазы или же при восстановлении галогенидов; в других случаях они медленно «выделяются» с поверхности самого металла, причем рост их происходит в этом случае путем постепенного добавления материала к основанию растущей нити. В некоторых случаях усы являются почти совершенными монокристаллами, содержащими лишь одну винтовую дислокацию, которая проходит вдоль оси кристалла и затрудняет деформацию кристалла путем сгибания или обычного растяжения вдоль оси. При таких условиях усы обнаруживают замечательные механические свойства, и их прочность приближается к теоретическому значению гораздо больше, чем в случае усов α–железа диаметром 15 мк при сгибании вплоть до 1,4 % 62

наблюдаются упругие напряжения, что соответствует пределу прочности 190 кг/мм2 для обычных монокристаллов [118]. Таким образом, повышение прочности металлов и сплавов может быть достигнуто двумя путями: 1) получение металлов с более близким к идеальному строением кристаллической решетки, т. е. металлов, в которых отсутствуют дефекты кристаллического строения или же их число крайне мало; 2) либо, наоборот, увеличением числа структурных несовершенств, препятствующих движению дислокаций [101]. 1.3.4 Механические испытания Механические свойства определяют с помощью механических испытаний специально изготовленных образцов. Механические свойства не являются такими константами материала, как физические. Они зависят не только от химического состава и структуры материала, но и от условий испытаний: формы и размеров образца, скорости нагружения и других факторов. Большинство механических свойств очень сильно зависит от структуры, например от размера зерна и плотности дислокаций, т. е. относятся к разряду структурно–чувствительных свойств [78]. Механические свойства характеризуют сопротивление материала деформации, разрушению или особенность его поведения в процессе разрушения. Эта группа свойств включает показатели прочности, жесткости (упругости), пластичности, твердости и вязкости. Основную группу таких показателей составляют стандартные характеристики механических свойств, которые определяют в лабораторных условиях на образцах стандартных размеров. Полученные при таких испытаниях показатели механических свойств оценивают поведение материалов под внешней нагрузкой без учета конструкции детали и условий их эксплуатации [9]. При испытании на растяжение предварительно изготавливают стандартные образцы длиной l0 и площадью поперечного сечения F0. В 63

процессе испытания строят диаграмму зависимости нагрузки – удлинение образца (см. рисунок 14). Рисунок 14 – Диаграмма растяжения пластичного металла (а) и диаграмма условных напряжений пластичного (б) и хрупкого (в) металлов. Диаграмма истинных напряжений (штриховая линия) дана для сравнения [9] На прямом участке от 0 до Pпц растяжение подчиняется закону Гука, на следующем участке от Pпц до Pупр линейная зависимость нарушается в связи с дефектами кристаллической решетки материала. При деформировании выше предела упругости Pупр материал начинает пластически деформироваться, при этом происходит упрочнение металла (наклеп). На участках от Pупр до Pт и Pт до Pmax продолжает происходить наклеп металла, где Pт соответствует нагрузки, при которой пластическая деформация соответствует 0,2 %. В точке нагрузки Pmax начинается уменьшение площади поперечного сечения образца, которая продолжается до точки Pк. Непосредственно в точке Pк происходит разрушение образца, при этом конечная площадь поперечного сечения материала составляет Fк. Для расчета предела упругости σупр, предела текучести σт или временного сопротивления разрыву σв необходимо соответствующую нагрузку Pупр, P0,2, Pmax разделить на начальную площадь сечения образца F0. 64

Предел упругости определяется как напряжение, при котором остаточная деформация достигает 0,05 % (или еще меньше) первоначальной длины образца [64]: σ0,05 = P0,05 / F0. (1.14) Временное сопротивление разрыву σв можно рассчитать по следующей формуле: σв = Pmax / F0, (1.15) где σв – временное сопротивление разрыву, МПа; Pmax – максимальная нагрузка, при которой начинается местное утонение образца – образование шейки, Н; F0 – начальная площадь поперечного сечения образца, мм2. Истинное сопротивление разрыву (Sк, МПа) – это напряжение, определяемое отношением нагрузки Рк, в момент разрыва к площади поперечного сечения образца в месте разрыва Fк [108]: Sк = Рк / Fк, (1.16) где Fк = π𝑑к2 / 4. Одним из важнейших характеристик материала является предел текучести. Пластическая деформация, соответствующая 0,2 %, называется условным пределом текучести σ0,2, и рассчитывается по следующей формуле: σ0,2 = P0,2 / F0, (1.17) где σ0,2 – предел текучести, МПа; P0,2 – нагрузка, соответствующая пластической деформации 0,2 %; F0 – начальная площадь поперечного сечения образца, мм2. При испытании железа и других металлов с ОЦК решеткой при достижении определенного напряжения σт на кривой растяжения образуется площадка. Напряжение, при котором образец деформируется без увеличения растягивающей нагрузки, называется физическим пределом текучести [64]: σт = Pт / F0. (1.18) Однако при испытаниях на растяжение большинства сплавов площадки текучести на диаграммах нет. Выбранная пластическая деформация 0,2 % 65

достаточно точно характеризует переход от упругих деформаций к пластическим, а напряжение σ0,2 несложно определить при испытаниях независимо от того, имеется или нет площадка текучести на диаграмме растяжения [9]. На рисунке 14 (б) представлена диаграмма условных напряжений пластичного металла. После появление шейки в образце растягивающие напряжение в сечении шейки продолжают повышаться, пока он не разорвется, при этом нагрузка уменьшается. Поэтому истинное напряжение значительно выше условных. Обычно на практике считают, что поперечное сечение образца не изменяется, и используют условные напряжения. На рисунке 14 (в) представлено хрупкое разрушение, которое характеризуется значительно меньшей пластической деформацией (или вообще пластическая деформация отсутствует), чем при вязком разрушении (см. рисунок 14 (а)). Хрупкое разрушение наиболее опасно, что связано с очень быстрым распространением трещин, которые приводят к разрушению материалов. У большинства реальных материалов имеются оба вида разрушения, поэтому материалы классифицируются по тому механизму разрушения, который является преобладающим. Обычно хрупкое разрушение сильно связано с пределом текучести материала, величина которого сильно увеличивается с понижением температуры. Это может привести к хрупкому разрушению металла при низких температурах. Металлы с ОЦК решеткой склонны к хрупкому разрушению, что обусловлено влиянием примесей, которые образуют растворы внедрения. Металлы с ГЦК решеткой не склонны к хладноломкости, некоторые стали способны работать при криогенных температурах вплоть до –269 ⁰С. Пластические характеристики металла характеризуются такими показателями, как относительное удлинение и относительное сужение. Относительное удлинение рассчитывается по следующей формуле: δ = ((lк – l0) / l0)*100, (1.19) где δ – относительное удлинение, %; 66

lк – конечная длина образца, мм; l0 – начальная длина образца, мм. Относительное сужение рассчитывается по следующей формуле: ψ = ((F0 – Fк) / Fк)*100, (1.20) где ψ – относительное сужение, %; F0 – начальная площадь поперечного сечения образца, мм2; Fк – конечная площадь поперечного сечения образца, мм2. Сужение является предпочтительной характеристикой пластичности по сравнению с удлинением, так как удлинение в значительной степени зависит от неравномерности сечения и микроструктуры по длине образца, ψ же определяет поведение металла в месте разрыва [32]. Для определения твердости (вдавливание, царапание, упругая отдача, магнитный метод) наиболее широко применяются методы, основанные на способности тела (металла) противостоять проникновению в него другого более твердого тела [74]. Основной недостаток испытаний на твердость – невозможность использования чисел твердости в расчетах конструкций [78]. Наибольшее распространение получили способы измерения твердости по Бринеллю, Виккерсу и Роквеллу. При измерении твердости по Бринеллю в качестве индентора используется закаленный стальной шарик определенного диаметра (1, 2, 2,5, 5, 10 мм) при действии нагрузки от 5000 до 30000 Н. После снятия нагрузки на поверхности образца образуется отпечаток, диаметр которого измеряют с помощью специальной лупы с нанесенной шкалой с делениями. Твердость определяют делением приложенной к образцу нагрузки P на площадь поверхности отпечатка: HB = 2𝑃 𝜋𝐷(𝐷−√𝐷2 −𝑑 2 ) , (1.21) где HB – твердость по Бринеллю, МПа; P – нагрузка, приложенная к образцу, Н (кгс); D – диаметр вдавливаемого шарика (индентора), мм; 67

d – диаметр отпечатка лунки, мм. На практике определение твердости по представленной выше формуле не производят, а пользуются специальными составленными таблицами, где указана зависимость твердости от диаметра отпечатка и приложенной нагрузки. Метод Бринелля не рекомендуется применять для стали с твердостью более 450 HB, а для цветных металлов – более 200 HB [64]. Твердость HB и временное сопротивление разрыву σв связаны между собой следующей эмпирической зависимостью: σв = kHB, где k – коэффициент, который отличается для разных типов сталей; для сталей 0,34HB [32,64,101,74], для медных сплавов 0,45HB [64,101], литой стали 0,3–0,4HB [74], для алюминиевых сплавов 0,35HB [64,101]. По методу Виккерса в образец вдавливают алмазную пирамиду, твердость определяют по величине диагонали отпечатка и обозначают HV. Этот метод чаще применяют для испытания тонких лент и покрытий [106]. Этот метод – второй по распространенности после метода Бринелля. При стандартном измерении твердости по Виккерсу (ГОСТ 2999–75) в поверхность образца вдавливают алмазный индентор в форме четырехгранной пирамиды с углом при вершине α ≈ 136⁰. После удаления нагрузки P = 10–1000 H (1–100 кгс), действовавшей определенное время (10–15 с), измеряют диагональ отпечатка d, оставшегося на поверхности образца. Число твердости HV (записываемое по ГОСТу без единиц измерения, например 230 HV) определяют делением нагрузки в килограммах на площадь боковой поверхности полученного пирамидального отпечатка F = (d2/2)*(1/sin α/2), мм2: HV = (2Psin α/2)/d2 = 1,854P/d2 [79]. (1.22) Относительно небольшие нагрузки и малая глубина вдавливания индентора обусловливают необходимость более тщательной подготовки поверхности, чем при измерении твердости по Бринеллю. Образцы для замера твердости HV, как правило, отполированы, и их поверхность свободна от наклепа [79]. 68

Метод замеров твердости по Роквеллу (HR) в силу простоты и оперативности является одним из самых распространенных. Сущность его состоит в том, что в испытуемую поверхность вдавливается алмазный конус с углом при вершине 120⁰ (2,1 рад) или стальной шарик Ø 1,5875 (1/16 дюйма). Безразмерной единицей твердости является величина, соответствующая перемещению наконечника конуса на глубину 2*10 -3 мм. Перемещение фиксируется индикатором часового типа, а твердость определяется по шкале твердомера. Если в качестве индентора используют алмазный конус, то отсчет ведут по шкалам А и С. При вдавливании закаленного шарика используют шкалу В [107]. При испытании алмазным конусом и нагрузке P1 = 1400 H – шкала С, твердость обозначается HRC, то же при P1 = 500 H – шкала А (HRA), а при испытании стальным шариком и P1 = 900 Н – шкала B (HRB) [101]. Алмазный конус или стальной шарик вдавливают двумя последовательными нагрузками: предварительной в 10 кгс и основной в 90 кгс для стального шарика (шкала В), 140 кгс для алмазного конуса (шкала С) или 50 кгс для алмазного конуса (шкала А) при испытании очень твердых и тонких образцов. После приложения предварительной нагрузки измеряют глубину вдавливания h0, а после основной – h. За единицу твердости принята величина t, соответствующая осевому перемещению конуса (шарика) на 0,002 мм: t = (h – h0) / 0,002 [54]. (1.23) Числа твердости по Роквеллу определяют в условных единицах по формулам: HRB = 130 – t (шкала B) и HRC = 100 – t (шкала C и А) [54]. (1.24) 1.3.5 Методы расчетной оценки механических характеристик сварных соединений и ЗТВ Твердость и показатели прочности зоны термического влияния в зависимости от фазового состава металла можно оценить с помощью следующих регрессионных моделей [61]: 69

HV = (310 + 494*C + 620*C2 + 18*Mn)*M + (234 + 122*C)*Б + (98 + 275*С + 15*Mn)*ФП, (1.25) σв = (800 + 1100*С0,5)*М + (590 + 960*С + 40*Mn + 200*V)*Б + (300 + 1360*С + 60*Mn + 140*V)*ФП, (1.26) σ0,2 = (660 + 1250*С)*M + (500 + 460*C – 120*C2 + 150*V)*Б + (190 + 926*С + 47*Mn + 90*V)*ФП, (1.27) δ = (12,2 – 67*С – 1,5*Mn + 0,76*lnt)*M + (21,3 – 35,6*С – 4*Mn – 5*V + 1,8*lnt)*Б + (36,5 – 127*С + 153*С2 – 1,2*Mn – 8*V + 0,66*lnt)*ФП, (1.28) ψ = (48,5 – 158*С + 116*С2 + 1*lnt)*M + (53,3 – 132*C + 103*C2 – 5,1*Mn – 10*V + 3,4*lnt)*Б + (65,4 – 88*C – 82*C2 – 6,7*Mn + 18*V + 0,6*lnt)*ФП, (1.29) где HV – твердость по Виккерсу; σв – временное сопротивление, МПа; σ0,2 – предел текучести, МПа; δ – величина относительного удлинения, %; ψ – величина относительного сужения, %; М, Б, ФП – доли мартенсита, бейнита и феррито-перлитной смеси, доли ед.; ln(𝑡8/5 ) = lnt – логарифм времени охлаждения в интервале температур 800–500 ⁰С; C, Mn… – содержание легирующих элементов, %. Данная модель подходит для расчета не только механических свойств в ЗТВ, но и в МШ. 70

ВЫВОДЫ Проведенный литературный анализ позволяет обобщить общие рекомендации по сварке высокопрочных среднелегированных сталей: –при выполнении сварки необходимо обеспечить минимальное тепловложение в ОМ для уменьшения времени пребывания металла при высоких температурах (Тmax), что позволяет снизить рост переохлажденного аустенитного зерна при нагреве и охлаждении; –сварку осуществляют с использованием предварительного подогрева до 100–150 ⁰С при выполнении первого прохода (последующие проходы выполняются без подогрева, при этом температура МШ и ОШЗ не должна превышать 60–100 ⁰С); –использование сопутствующего подогрева наиболее эффективно влияет на скорость охлаждения ω300, в частности увеличивает время пребывания металла в интервале температур 300–100 ⁰С, что позволяет снизить скорость охлаждения в интервале протекания бездиффузионного превращения и получить в ОШЗ менее хрупкий мартенсит за счет развития процесса самоотпуска; –при сварке электродным материалом, близким по химическому составу к основному металлу, для исключения появления холодных трещин необходим предварительный и (или) сопутствующий подогрев, а после окончания сварки в течение не более 30 мин требуется полная термообработка. В результате удается получить сварные соединения, имеющие прочностные характеристики, близкие к основному металлу (0,9σв основного металла). Однако по технологическим причинам использовать данную технологию для сварки корпусов спецтехники не представляется возможным; –при сварке аустенитным электродным металлом для снижения химической неоднородности в зоне сплавления и исключения образования прослойки мартенсита необходимо использовать МШ с запасом аустенитности не менее 50 %, например, сварочную проволоку Св–10Х16Н25АМ6; 71

–при сварке аустенитным электродным металлом ограничивают величину сварочного тока. Это связано с тем, что структурная неоднородность происходит значительно более интенсивно при перегреве ОШЗ. Кроме того, перегрев ОШЗ способствует интенсивному росту переохлажденного аустенитного зерна, что существенно понижает механические характеристики МШ (особенно ударную вязкость); –при использовании для сварки высокопрочных среднелегированных сталей электродного материала феррито–перлитного класса, дающего в металле шва феррито–бейнитную структуру, необходимо ограничивать содержание легирующих элементов в МШ не выше критических значения для исключения появления закалочных структур; –снижение сварочных напряжений и деформаций. Общими недостатками используемых на данный момент технологий сварки корпусов спецтехники являются невысоким механические характеристики сварных швов. Основными задачами исследования являются: 1. Произвести изыскание способа сварки и разработать электродный материал для повышения механических свойств сварных соединений высокопрочных сталей; 2. Выполнить анализ химического состава разработанных сварочных материалов и рассмотреть влияние каждого компонента, входящего в состав порошковой проволоки; 3. Произвести металлографические исследования образцов; 4. Выполнить расчеты геометрических характеристик наплавленных валиков, доли участия основного и электродного материала, а также структурно–фазовый состав. 72

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЙ Целью данной работы было изыскание способа сварки и создание электродного материала для повышения механических свойств сварных соединений высокопрочных сталей. Для проведения исследований выполняли наплавку валиков на составные пластины по методу валиковой пробы (ГОСТ 13585–68). В качестве электродного материала использовались опытные образцы порошковых проволок с различным химическим составом, обладающие системой легирования Fe–Cr–Mn–N и Fe–Cr–Mn. При разработке новой порошковой проволоки учитывали следующие требования к сварным швам с целью повышения тактико–технических и эксплуатационных характеристик корпусов спецтехники: –повышение механических характеристик сварных швов: σв = 1150 – 1200 МПа, αн ≥ 90 Дж/см2; –высокие пластические характеристики сварных швов: δ ≥ 25 %, ψ ≥ 30 %; –отсутствие холодных и горячих трещин; понижение уровня напряжений в зоне сплавления; высокая упрочняемость при холодной пластической деформации, при этом пластические характеристики снижаются незначительно. После наплавки металлографического были исследования изготовлены структурного микрошлифы состава для наплавленного металла, зоны сплавления и ЗТВ. Дополнительно был проведен расчет основных параметров режима сварки и структурно–фазовый состав наплавленных валиков, а также выполнены расчеты режимов сварки использованием двух проволок. 73 для предложенного варианта с

2.1 Исследуемые материалы В ходе проведения исследований были разработаны и изготовлены образцы экономнолегированных порошковых проволок системы Fe–Cr–Mn–N, Fe–Cr–Mn, предназначенных для сварки высокопрочных среднелегированных сталей. При сварке высокопрочных среднелегированных сталей порошковая проволока системы Fe–Cr–Mn–N позволяет получить в металле шва аустенитную структуру. Добавление азота в опытный образец порошковой проволоки № 1, который находится в твердом растворе, позволяет повысить все механические характеристики металла, в том числе стойкость против общей и межкристаллитной коррозии. Также была изготовлена порошковая проволока (опытный образец № 2), близкая по составу № 1, но без добавления азота. Опытный образец № 2 был разработан для сравнительного анализа влияния азота на аустенитную структуру, поэтому данную порошковую проволоку не предполагалось использовать для сварки высокопрочных сталей. Химический состав опытных образцов порошковых проволок представлен в таблице 2. Таблица 2 – Химический состав опытных образцов порошковых № опытного образца Марка 1 ПП–12Х18Г9АМ 0,07–0,12 0,10–0,20 8,50–9,50 17,50–18,50 ≤ 0,30 0,55–0,65 0,20–0,30 ≤ 0,015 ≤ 0,020 2 ПП–12Х18Г9М 0,07–0,12 0,10–0,20 8,50–9,50 17,50–18,50 ≤ 0,30 0,55–0,65 – ≤ 0,015 ≤ 0,020 проволок, мас. % C Si Mn Cr Ni Mo N S P В качестве ленты для производства порошковых проволок наибольшее распространение получили стали марки 08кп ГОСТ 503–71, 08пс, 08Ю ГОСТ 9045–93, имеющие высокие коэффициенты вытяжки. Для производства 74

порошковой проволоки dэ = 2,5 мм используем ленту 12х0,5 мм из стали 08кп ГОСТ 503–71. Подготовка ленты заключается в следующем. Рулон ленты шириной 100– 150 мм определенной толщины на специальном оборудовании разрезают на полосы шириной, зависящей от конструкции сечения проволоки, и наматывают на кассеты. Одновременно ленту очищают от следов масла и влаги. Подготовленную таким образом ленту подают в кассетах к волочильному стану. Одновременно обработанные и готовят шихту: подготовленные взвешивают компоненты по предварительно заданной рецептуре. Компоненты перемешивают в смесителях до получения однородной массы и подают в емкостях к засыпным устройствам волочильных станов. В формующем устройстве происходит формообразование «корытообразного» профиля, в который специальными устройствами засыпается шихта со скоростью, зависящей от скорости протяжки. Это обеспечивает равномерность заполнения проволоки шихтой по ее длине, что является основным условием для получения качественной проволоки. После заполнения проволоки шихтой в последующих формирующих устройствах происходит закрывание шихты и формование круглого профиля. Сформованный круглый профиль на шести барабанных волочильных станах протягивается с постепенным уменьшением диаметра заготовки до конечного диаметра проволоки на последнем барабане. Волочение происходит на больших скоростях – 300–350 м/мин для увеличения производительности изготовления проволоки и соответственного уменьшения ее стоимости [45]. Изготовленные опытные образцы порошковых проволок перед выполнением наплавки подвергались прокалке при температуре Т = 240±10 ⁰С, продолжительность отжига 2 ч. Оценку стойкости наплавленного металла к трещинообразованию и определение ударной вязкости, твердости, микротвердости, микроструктуры осуществляли методом валиковой пробы согласно ГОСТ 13585–68. Для этого были изготовлены образцы (бруски) из термоупрочненной стали 45 ГОСТ 75

1050–88. Термическая обработка стали – закалка 950 ⁰С (время выдержки перед закалкой – 1 ч), охлаждающая среда – масло минеральное. Бруски из листов вырезают поперек направлению прокатки. Шероховатость поверхности брусков под наплавку должно быть не более Rz 320 ГОСТ 2789–73. Кромки брусков допускается обрабатывать при условии Rmax не более 0,2 мм. На гранях брусков, используемых для стыковки между собой, не допускается наличие повреждений, которые уменьшают плотность прилегания составных пластин. Согласно ГОСТ 13585–68 [27] длина брусков для испытания методом валиковой пробы должна составлять 200–450 мм в зависимости от скорости охлаждения участка полной перекристаллизации ЗТВ в интервале наименьшей устойчивости аустенита 500–600 ⁰С. При оценке пригодности стали данной марки для конкретных конструкций (профильный прокат и др.) длина брусков может устанавливаться меньше указанных выше значений в зависимости от размера элементов этой конструкции [27]. Размер брусков представлен на рисунке 15. Рисунок 15 – Размеры составных пластин (брусков) При сборке составных пластин необходимо обеспечить их плотное прилегание друг к другу и получить ровную поверхность под наплавку валика. Для обеспечения надежного закрепления составных пластин используют зажимное приспособление (см. рисунок 16). Разница толщин между приставными планками (для начала и конца наплавленного валика) и 76

составными пластинами (бруски) должна быть не более 2 мм, иначе необходимо устанавливать по 4–5 брусков между приставной планкой и составной пластиной. В дальнейшем дополнительно установленные 4–5 бруски не применяются для изготовления образцов. Разница толщин не более 2 мм обеспечивается приспособлением. Рисунок 16 – Зажимное приспособление для сборки составных пластин: 5 – боковые пластины – 2 шт., 6 – полоса – 2 шт., 7 – квадрат – 2 шт., 8 – болты прижимные М10–7Н – 4 шт., 9 – болты опорные М10–7Н – 8 шт., 10 – планка прижимная – 1 шт. Согласно ГОСТ 6996–66 [29] размеры неиспользуемых участков (приставных планок при наплавке или вводные и выводные планки при сварке) при автоматической и полуавтоматической дуговой сварке под флюсом на токе до 1000 А, при электрошлаковой сварке и дуговой сварке с принудительным формированием составляют в начале шва не менее 40 мм и в конце шва не менее 70 мм. Сборка составных пластин осуществляется таким образом, чтобы наплавка валика производилась на поверхность реза заготовок (см. рисунок 17). Наплавленную составную пластину освобождают из приспособления и свободно охлаждают на воздухе. Затем бруски поочередно отделяют один от другого в тисках, предварительно удалив механическим путем утолщение наплавленного валика [116]. 77

Рисунок 17 – Схема сборки составных пластин для наплавки: 1 – наплавленный валик, 2 – приставная планка (для начала наплавленного валика), 3 – приставная планка (для конца наплавленного валика), 4 – составная пластина (брусок) Способ наплавки – дуговая автоматическая наплавка под слоем флюса, род тока – постоянный, полярность – обратная. Сварку производили на автоматической установке под слоем флюса с использованием сварочной головкой NA–3S, источник питания Lincoln Electric DC–600. Для сварки образцов использовали флюс АН–20. Параметры режима наплавки представлены в таблице 3. Таблица 3 – Параметры режимов наплавки для испытания методом валиковой пробы Автомат, Марка проволоки Режим наплавки источник питания ПП–12Х18Г9АМ NA–3S; ПП–12Х18Г9М DC–600 dэ, мм Iсв, А Uд, В Vсв, м/ч Вылет, мм Флюс 2,5 300 32 19,3 35 АН–20 2.1.1 Анализ химического состава порошковой проволоки Химический состав наплавленного металла, выполненного с использованием порошковой проволоки ПП–12Х18Г9АМ, представлен в 78

таблице 2. Рассмотрим более подробно влияние каждого компонента, входящего в состав порошковой проволоки. Использование марганца и азота, как легирующих элементов, перспективно с точки зрения экономии никеля и получения хорошего комплекса механических и антикоррозионных свойств [38]. Совместное легирование ими способствует стабилизации аустенита и упрочнению аустенитных сталей. Однако в настоящее время вопросы производства азотосодержащих сталей еще недостаточно изучены [38,59]. В работах [4,13] существующие физические основы различного поведения атомов углерода и азота в твердых растворах Fe–C, Fe–N объясняются следующим образом: – легирование сталей азотом увеличивает концентрацию электронов проводимости, усиливая металлических характер межатомного взаимодействия, что объясняет повышение ударной вязкости и вязкости разрушения; – твердые растворы системы Fe–N склонны к ближнему упорядочению атомов, в отличии от атомов углерода в системе Fe–C, где могут образовываться кластеры; – ближний атомный порядок в системе Fe–N является причиной их повышенной термодинамической стабильности. Высокохромистый феррит и хромомарганцевый аустенит представляют собой наиболее экономичные основы для создания двухфазных сталей [38]. 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 17,5–18,5 % существенно упрочняет твердый раствор, при этом обеспечивая хорошую жаростойкость наплавленного металла за счет образования тугоплавкой оксидной пленки Cr2O3. Дальнейшее увеличение 79

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 наблюдаются при увеличении содержания хрома более 23 % [26]. 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 (ψ) [13]. При этом влияние азота проявляется значительно сильнее, чем углерода [16]. Причина разного влияния углерода и азота заключается в различии электронного обмена между атомами этих межузельных элементов и атомами железа. В отличии от углерода, легирование сталей азотом увеличивает концентрацию электронов проводимости, т. е. усиливает металлический характер межатомного взаимодействия [18,92]. Усиление металлического характера межатомных взаимодействий неподвижными атомами азота приводят к более сильному снижению подвижностей дислокаций в аустените, чем атомами углерода. Главным образом это связано с характером межатомных связей. Неподвижные атомы азота сильнее блокируют дислокации в аустенитной стали, чем атомы углерода. В атмосферах атомов азота вокруг дислокаций локально увеличивается металлический характер межатомного взаимодействия, в то время как атмосферы атомов углерода усиливают ковалентные межатомные связи [18,92]. Замена первого взаимодействия вторым приводит к охрупчиванию материала [92]. По этой причине зернограничного упрочнения азотом выше, чем углеродом. 80 эффективность

Присутствие азота в стали в качестве легирующего элемента в количестве, превышающем равновесное (сверхравновесном), приводит к образованию пересыщенного твердого раствора внедрения, что приводит, в свою очередь, к упрочнению материала, по аналогии с пересыщенным твердым раствором углерода в железе. Однако в отличие от такого раствора, азот создает меньшие напряжения второго рода атома меньшего размера (Rатома углерода = 0,077 нм; Rатома азота = 0,062 нм) [105]. 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, поэтому его можно вводить в аустенитную сталь в качестве заменителя других аустенитообразователей, например никеля [36]. Варьируя в азотосодержащих Cr–N, Cr–Ni–N, Cr–Ni–Mn–N сталях концентрации азота, обеспечивающие можно высокую получать прочность, структурно–фазовые немагнитность, состояния, коррозионную и износостойкость. Такие стали способны работать в высоконагруженных изделиях в машиностроении, в т.ч. транспортном, медицинской технике, нефтеи газодобыче, обрабатывающей, пищевой промышленности [58]. 2.2 Расчет основных параметров режима наплавки Выполним расчет параметров режима наплавки порошковыми проволоками на составные термоупроченные пластины из Ст45 для испытания методом валиковой пробы с целью определения расчетных геометрических характеристик наплавленного валика, нахождения доли участия основного (ɣо.м.) и электродного (ɣэ.м.) металла, структурно–фазового состава наплавленного валика. Способ наплавки – дуговая автоматическая наплавка под слоем флюса, род тока – постоянный, полярность – обратная. Флюс АН–20 ГОСТ 9087–81. 81

Нужно отметить, что расчеты режимов сварки, представленные в литературе, предназначены для сварки (наплавки) сплошными проволоками. Известно, что принципы расплавления порошковой проволоки и сплошной проволоки имеют существенные различия. При сварке порошковой проволокой плавление оболочки опережает плавление сердечника по причине более низкой электропроводности последнего. Характеристики дуги при сварке порошковой проволокой существенно зависят от состава сердечника. Последний, как указывалось выше, обладает низкой по сравнению с металлической оболочкой электропроводностью. Сердечник плавиться за счет излучения дуги и конвективного теплообмена с расплавленным металлом и разогретыми газами [88]. В свою очередь, активное пятно дуги находится на оболочке и не занимает все сечение проволоки по причине более низкой теплопроводности сердечника, поэтому оболочка расплавляется быстрее сердечника. Поэтому производить расчет режимов наплавки с использованием порошковой проволоки не совсем корректно. Режимы наплавки для испытания методом валиковой пробы представлены в таблице 3: 1. dэ = 2,5 мм. 2. Iсв = 300±10 А, Uд = 32±1 В, Vсв = 19,3 м/ч. 3. КПД сварочного процесса найдем по формуле: ηи = 0,95 – 1700 𝐼св ∗𝑈д , (2.1) где ɳи – КПД сварочного процесса, доли ед.; Iсв – величина сварочного тока, А; Uд – напряжение сварочной дуги, В. ηи = 0,95 – 1700 𝐼св ∗𝑈д = 0,95 – 1700 300∗32 = 0,77. 4. Величина погонной энергии рассчитывается по формуле: Q = (Iсв*Uд*ηи)/(Vсв), (2.2) где Q – величина погонной энергии, Дж/м; Iсв – сила сварочного тока, А; 82

Uд – напряжение сварочной дуги, В; ɳи – КПД сварочного процесса, доли ед.; Vсв – скорость сварки, м/с. Q = (Iсв*Uд*ηи)/(Vсв) = (300*32*0,77)/0,0054 = 1368889 Дж/м = 13688,9 Дж/см = 1,37 МДж/м. 5. Размеры наплавленных валиков получены в результате измерения шлифов: с использованием проволоки ПП–12Х18Г9АМ e1 = 16,5 мм, g1 = 3,0 мм, Hпр1 = 3,5 мм; с использованием проволоки ПП–12Х18Г9М e2 = 16,0 мм, g2 = 2,9 мм, Hпр2 = 3,5 мм. 6. Коэффициент формы проплавления рассчитывается по следующей формуле: ψпр = 𝑒 𝐻пр 𝑑э ∗𝑈д = (m*(19 – 0,01*Iсв)* 𝐼св ), (2.3) где ψпр – коэффициент формы проплавления; e – ширина шва, мм; Нпр – глубина проплавления, мм; m – коэффициент, зависящий от рода тока и полярности; Iсв – величина сварочного тока, А; Uд – напряжение сварочной дуги, В; dэ – диаметр проволоки, мм. Вычислим коэффициент формы проплавления при сварке проволокой ПП–12Х18Г9АМ по формуле (2.3): ψпр1 = 𝑒1 𝐻пр1 = 16,5 3,5 = 4,7. Аналогично вычислим коэффициент формы проплавления при сварке проволокой ПП–12Х18Г9М по формуле (2.3): ψпр2 = 𝑒2 𝐻пр2 = 16,0 3,5 = 4,6. Коэффициент формы проплавления должен находиться согласно [110] в пределах 1,5–5,0. Если ψпр < 1,3, то шов получается узким, кристаллиты растут от противоположных стенок навстречу друг другу. Поверхность срастания 83

кристаллитов образует по оси шва ослабленную зону из–за ликвации легкоплавких эвтектик (главным образом Fe–FeS, Tпл = 988 ⁰С или Fe + Fe3P Tпл ≈ 1150 ⁰С). Поэтому узкие швы имеют большую склонность к образованию ГТ. При затвердевании широкой сварочной ванны с небольшим проплавлением кристаллиты соприкасаются боковыми гранями, а примеси, концентрирующиеся перед фронтом кристаллизации, вытесняются на поверхность шва в виде шлаков. Такие швы более устойчивы против образования трещин [17]. Однако слишком широкие швы (ψпр > 5,0) увеличивают сварочные деформации, поэтому коэффициент проплавления должен находиться в оптимальных пределах. 7. Коэффициент формы валика рассчитывается по следующей формуле: 𝑒 ψв = , (2.4) 𝑔 ψв – коэффициент формы валика; e – ширина шва, мм; g – высота валика, мм. Вычислим коэффициент формы валика при сварке проволокой ПП– 12Х18Г9АМ по формуле (2.4): ψв1 = 𝑒1 𝑔1 = 16,5 3,0 Аналогично = 5,5. вычислим коэффициент формы валика при сварке проволокой ПП–12Х18Г9М по формуле (2.4): ψв2 = 𝑒2 𝑔2 = 16,0 2,9 = 5,5. Коэффициент формы валика должен находится в оптимальных значениях 5,0 ≤ ψв ≤ 10,0. При ψв < 5,0 валик получается слишком узкий, что не обеспечивает плавное сопряжение металла шва с основным металлом и способствует образованию подрезов. При ψв > 10 наплавленный валик получается слишком низкий и широкий. Такой валик увеличивает сварочные деформации. 8. Общая высота шва рассчитывается по следующей формуле: 84

H0 = Hпр + g, (2.5) где H0 – общая высота шва, мм; Нпр – глубина проплавления, мм; g – высота валика, мм. Вычислим общую высоту шва при сварке проволокой ПП–12Х18Г9АМ по формуле (2.5): H01 = Hпр1 + g1 = 3,5 + 3,0 = 6,5 мм. Аналогично вычислим общую высоту шва при сварке проволокой ПП– 12Х18Г9М по формуле (2.5): H02 = Hпр2 + g2 = 3,5 + 2,9 = 6,4 мм. 9. Коэффициент формы шва рассчитывается по следующей формуле: Ψшв = 𝑒 𝐻0 , (2.6) где ψшв – коэффициент формы шва; e – ширина шва, мм; H0 – общая высота шва, мм. Вычислим коэффициент формы шва при сварке проволокой ПП– 12Х18Г9АМ по формуле (2.6): ψшв = 𝑒1 𝐻01 = 16,5 6,5 = 2,5. Аналогично вычислим коэффициент формы шва при сварке проволокой ПП–12Х18Г9М по формуле (2.6): ψшв = 𝑒2 𝐻02 = 16,0 6,4 = 2,5. Предпочтение следует отдавать режиму сварки, при котором коэффициент ψ` = 2 – 2,5. 10. Площадь наплавленного металла рассчитывается по следующей формуле: Fн.м. = 0,75*e*g, (2.7) где Fн.м. – площадь наплавленного металла, мм2; e – ширина шва, мм; g – высота валика, мм. 85

Вычислим площадь наплавленного металла при сварке проволокой ПП– 12Х18Г9АМ по формуле (2.7): Fн.м.1 = 0,75*e1*g1 = 0,75*16,5*3,0 = 37,1 мм2. Аналогично вычислим площадь наплавленного металла при сварке проволокой ПП–12Х18Г9М по формуле (2.7): Fн.м.2 = 0,75*e2*g2 = 0,75*16,0*2,9 = 34,8 мм2. 11. Площадь проплавленного металла рассчитывается по следующей формуле: Fпр = 0,75*e*Нпр, (2.8) где Fпр – площадь проплавления, мм2; e – ширина шва, мм; Нпр – глубина проплавления, мм. Вычислим площадь проплавленного металла при сварке проволокой ПП– 12Х18Г9АМ по формуле (2.8): Fпр1 = 0,75*e1*Нпр1 = 0,75*16,5*3,5 = 43,3 мм2. Аналогично вычислим площадь проплавленного металла при сварке проволокой ПП–12Х18Г9М по формуле (2.8): Fпр2 = 0,75*e2*Нпр2 = 0,75*16,0*3,5 = 42 мм2. 2.2.1 Расчет химического состава и структурно–фазового состава наплавленного металла 1. Доля участия основного металла рассчитывается по формуле: ɣо.м. = 𝐹пр , (2.9) (𝐹пр + 𝐹н.м. ) где ɣо.м. – доля участия основного металла, доли ед.; Fпр – площадь проплавления, мм2; Fн.м. – площадь наплавленного металла, мм2. Выполним расчет доли участия основного металла для проволоки ПП– 12Х18Г9АМ по формуле (2.9): ɣо.м.1 = 𝐹пр1 (𝐹пр1 + 𝐹н.м.1 ) = 43,3 (43,3 +37,1) = 0,54. 86

Аналогично выполним расчет доли участия основного металла для проволоки ПП–12Х18Г9М по формуле (2.9): ɣо.м.2 = 𝐹пр2 (𝐹пр2 + 𝐹н.м.2 ) = 42 (42 +34,8) = 0,55. 2. Доля участия электродного металла рассчитывается по формуле: ɣэ.м. = 1 – ɣо.м., (2.10) где ɣэ.м. – доля участия электродного металла, доли ед.; ɣо.м. – доля участия основного металла, доли ед. Выполним расчет доли участия электродного металла для проволоки ПП– 12Х18Г9АМ по формуле (2.10): ɣэ.м.1 = 1 – ɣо.м.1 = 1 – 0,54 = 0,46. Аналогично выполним расчет доли участия электродного металла для проволоки ПП–12Х18Г9М по формуле (2.10): ɣэ.м.2 = 1 – ɣо.м.2 = 1 – 0,55 = 0,45. При наплавке порошковыми проволоками доля участия основного металла обычно составляет ≈ 50 %. 3. Расчет химического состава наплавленного валика выполняется по формуле: [Эi]мш = [Эi]э.м.*ɣэ.м. + [Эi]о.м.*ɣо.м., (2.11) где [Эi]мш – химический состав металла шва, %; [Эi]э.м. – типичный химический состав электродного материала, %; ɣэ.м. – доля участия электродного металла, доли ед.; [Эi]о.м. – типичный химический состав основного материала; ɣо.м. – доля участия основного металла, доли ед. После определения доли участия основного и электродного металла определяем химический состав наплавленного валика, а далее по формулам (1.1) – (1.4) структурно–фазовый состав, содержание дельта–феррита (δF) и мартенсита (М). Выполненные расчеты представлены в таблице 4. 87

Таблица 4 – Расчет химического и структурно–фазового состава основного, электродного и наплавленного металла, мас. % Химический состав ОМ, ЭМ и МШ, мас. % Niэ δF М A 5* 100 50,8 5* 64,1 172 – 99,5 49,2 107,2 19,1 – 59,5 –7 –35,1 – 26,8 16,8 14,4 15,7 14,9 11,6 7,9 0,65 19,3 20,2 9,2 9 – 0,30 0,14 – – 0,020 0,020 0,020 0,020 0,020 0,015 0,015 0,015 0,015 0,015 0,20 0,11 – Crэ N 0,11 – P 0,28 0,60 S 0,27 0,60 0,15 Cu 0,18 0,15 – Mo 0,20 Ni 0,18 0,20 18,5 8,6 8,4 18,5 0,70 9,5 4,7 4,7 9,5 0,30 0,15 0,15 0,10 0,23 МШ1 Cr 0,23 МШ 0,12 ЭМ1 Mn 0,29 ЭМ Si 0,30 ОМ 0,46 С Примечание: ОМ – термоупрочненная сталь Ст45; ЭМ – порошковая проволока ПП– 12Х18Г9АМ; ЭМ1 – порошковая проволока ПП–12Х18Г9М; МШ – металл шва c ЭМ (наплавленный металл); МШ1 – металл шва с ЭМ1 (наплавленный металл); *остаточный аустенит, количество которого составляет порядка 5 %. Вывод: проведенные расчеты показывают, что использование для сварки корневого шва высокопрочных среднелегированных сталей порошковых проволок ПП–12Х18Г9АМ и ПП–12Х18Г9М приводит к образованию мартенситной или мартенситно–аустенитной структуры, что снижает пластические характеристики (δ, ψ) МШ из–за содержания в сварном шве закаливающих структур. Однако расчеты по диаграмме Шеффлера имеют серьезные недостатки, в частности невозможно определить совместного влияния легирующих компонентов на структурно–фазовый состав. Поэтому для более точного определения структурно–фазового состава использовали диаграмму Потак–Сагалевич. 88

2.2.2 Расчет структурно–фазового состава порошковых проволок по модернизированной методике Потака–Сагалевич Как уже отмечалось в главе 1 п. 1.1.1, диаграмма Шеффлера имеет ряд существенных недостатков, в частности в ней невозможно определить совместного влияния на структурно–фазовый состав таких химических элементов, как углерода и азота. Поэтому расчет структурно–фазового состава наплавленного металла при исследовании методом валиковой пробы выполним по модернизированной методике Потака–Сагалевич [109], где были получены новые математические зависимости коэффициентов относительного влияния никеля (К4) и марганца (К5) на процесс мартенситообразования (Е2), коэффициент влияния углерода (К11) на процесс ферритообразования для отрицательных значений (Е1) и уточнены коэффициенты влияния легирующих компонентов (KCr1, KNi1, KMn1, KSi1). Рассчитаем коэффициент относительного влияния углерода (К11) на процесс ферритообразования (Е1) по следующей формуле: К11 = 3,98*([C] + [N])-0,986, (2.12) где К11 – коэффициент влияния углерода на процесс ферритообразования; [C], [N] – содержание легирующих элементов, мас. %. При [C] < 0,05 %, К11 = 98. Рассчитаем коэффициент совместного влияния углерода и азота (К2) на процесс мартенситообразования (Е2) по следующей формуле: К2 = 19,54*([C] + [N])-0,31, (2.13) где К2 – коэффициент влияния углерода и азота на процесс мартенситообразования; [C], [N] – содержание легирующих элементов, мас. %. При [C] < 0,08 %, К2 = 43. Рассчитаем коэффициент влияния хрома (К3) на процесс мартенситообразования (Е2) по следующей формуле: К3 = 0,018*[Cr]2 – 0,58*[Cr] + 5,66, (2.14) где К3 – коэффициент влияния хрома на процесс мартенситообразования; 89

[Cr] – содержание хрома, мас. %. При [Cr] < 0,5, К3 = 5,2. Рассчитаем коэффициент влияния никеля (К4) на процесс мартенситообразования (Е2) по следующей формуле: К4 = 4,383*[Ni]-0,908, где К4 – (2.15) коэффициент влияния никеля на процесс мартенситообразования; [Ni] – содержание никеля, мас. %. При [Ni] ≤ 0,3 %, К4 = 13,5. Рассчитаем коэффициент влияния марганца (К5) на процесс мартенситообразования (Е2) по следующей формуле: К5 = 3,57*[Mn]-0,61, где К5 – (2.16) коэффициент влияния марганца на процесс мартенситообразования; [Mn] – содержание марганца, мас. %. При [Mn] ≤ 0,5 %, К5 = 5,5. Далее выполним расчет коэффициентов влияния легирующих компонентов (KCr1, KNi1, KMn1, KSi1). KCr1 вычислим по следующей формуле: KCr1 = 1,082/[Cr]1,524, (2.17) где KCr1 – коэффициент влияния хрома; [Cr] – содержание хрома, мас. %. При [Cr] ≤ 0,1 %, KCr1 = 25. KNi1 вычислим по следующей формуле: KNi1 = 1,383/[Ni]1,005, (2.18) где KNi1 – коэффициент влияния никеля; [Ni] – содержание никеля, мас. %. При [Ni] ≤ 0,1 %, KNi1 = 15. KMn1 вычислим по следующей формуле: KMn1 = 0,284/[Mn]2,316, (2.19) где KMn1 – коэффициент влияния марганца; 90

[Mn] – содержание марганца, мас. %. KSi1 вычислим по следующей формуле: KSi1 = 0,99/[Si]1,387, (2.20) где KSi1 – коэффициент влияния кремния; [Si] – содержание кремния, мас. %. Расчет параметра ферритообразования (E1) выполним по следующей формуле: E1 = К11*([C] + [N]) + KCr1*[Cr] + KNi1*[Ni] + KMn1*[Mn] + 0,86*[Mo] + 0,7*[V] + 4*([Ti] + [Al]) + 0,9*[Nb] + 0,5*[W] + KSi1*[Si] – 19, (2.21) где E1 – параметр ферритообразования; К11 – коэффициент влияния углерода на процесс ферритообразования; [C], [N]… – содержание легирующих элементов, мас. %; KCr1 – коэффициент влияния хрома; KNi1 – коэффициент влияния никеля; KMn1 – коэффициент влияния марганца; KSi1 – коэффициент влияния кремния. Расчет параметра мартенситообразования (E2) выполним по следующей формуле: E2 = 20 – (К2*([C] + [N]) + K3*[Cr] + K4*[Ni] + K5*[Mn] + 0,6*[Mo] + 1,5*[V] + 1,9*[Ti] + 0,7*[Si] + 1,1*[W] – 0,1*[Al]), (2.22) где E2 – параметр мартенситообразования; К2 – коэффициент влияния углерода и азота на процесс мартенситообразования; [C], [N]… – содержание легирующих элементов, мас. %; К3 – коэффициент влияния хрома на процесс мартенситообразования; К4 – коэффициент влияния никеля на процесс мартенситообразования; К5 – коэффициент влияния марганца на процесс мартенситообразования. Выполним расчет структурно–фазового состава для двух опытных составов порошковых проволок и стали 45 по формулам (2.12) – (2.22). Полученные результаты представлены в таблице 5. 91

KCr1 KNi1 KMn1 KSi1 E1 4,4 12,6 7,0 0,6 5,3 –9,1 13,5 0,9 0,01 9,3 0,002 13,8 –10,9 1,2 13,5 0,9 0,010 9,3 0,002 13,8 –12,4 25,2 2,0 13,5 1,4 0,04 7,7 0,01 7,6 –11,3 28,2 2,1 13,5 1,4 0,04 7,7 0,01 7,6 –11,3 E2 К5 13,5 1,1 39,9 9,1 МШ1 4,5 К4 5,5 26,0 38,5 МШ 5* – 95 –21,8 К3 24,9 9,8 ЭМ1 М 100 – – –18,3 К2 8,6 ЭМ Ф 100 – – –17,5 К11 ОМ А 100 – – –15,5 Марка 13,0 Таблица 5 – Результаты расчетов структурно–фазового состава 100 – – Примечание: ОМ – термоупрочненная сталь Ст45; ЭМ – порошковая проволока ПП– 12Х18Г9АМ; ЭМ1 – порошковая проволока ПП–12Х18Г9М; МШ – металл шва c ЭМ (наплавленный металл); МШ1 – металл шва с ЭМ1 (наплавленный металл); *остаточный аустенит, количество которого составляет порядка 5 %. Вывод: таким образом, при расчете химического состава ОМ, ЭМ и МШ удалось выяснить, что использование разработанных порошковых проволок при сварке корневого шва структурно–фазовый состав представляет собой аустенит, хотя при использовании ЭМ1 металл шва имеет меньший запас аустенитности (см. рисунок 18). При разработке технологии сварки нужно учитывать такие факторы, как точность сборки и постоянство режимов сварки. Это, в свою очередь, влияет на долю участия основного и электродного материалов. Небольшой запас аустенитности корневого шва при сварке разработанными порошковыми не обеспечивают полного отсутствия закаливающих структур, что может приводит к дефектам. Поэтому при использовании разработанных порошковых проволок 92

для сварки корневых швов возможно образование в МШ закаливающихся структур (мартенсита). Рисунок 18 – Структурная диаграмма Потак–Сагалевич с обозначенными точками структурно–фазового состава: ОМ – термоупрочненная сталь Ст45; ЭМ – порошковая проволока ПП–12Х18Г9АМ; ЭМ1 – порошковая проволока ПП–12Х18Г9М; МШ – металл шва c ЭМ (наплавленный металл); МШ1 – металл шва с ЭМ1 (наплавленный металл) 93

Для повышения прочностных характеристик сварных швов необходимо использовать разработанную порошковую проволоку с содержание азота ПП– 12Х18Г9АМ. Опытный образец порошковой проволоки без азота ПП– 12Х18Г9М позволяет получить бездефектный сварной шов, однако прочностные характеристики МШ имеют невысокие показатели. Существенной проблемой при сварке порошковой проволокой с системой легирования Fe–Cr–Mn–N является возможность появления пор. Иногда появлению пор сопутствует появление частиц избыточного нитрида или карбонитрида типа Cr2N [57]. С этой целью для исключения появления закалочных структур и пор, а также получения более глубокоаустенитной структуре в корневом шве рекомендуется использовать проволоку Св–09Х16Н25М6АФ ГОСТ 2246–70. Для получения сварных швов при сварке бронекорпусов спецтехники из высокопрочной броневой стали толщиной 18…20 мм предлагается использовать следующую технологию сварки с применением двух сварочных проволок: Св–09Х16Н25М6АФ (Св–10Х16Н25АМ6) ГОСТ 2246–70 [28] и порошковую проволоку ПП–12Х18Г9АМ. Конструктивные элементы сварного соединения и подготовленных кромок под сварку представлены на рисунке 19. Рисунок 19 – Конструктивные элементы подготовленных кромок свариваемых образцов и сварного шва 94

Корневой шов следует выполнять аустенитной проволокой Св– 09Х16Н25М6АФ (Св–10Х16Н25АМ6) ГОСТ 2246–70 dэ = 1,2 мм, а заполняющие швы – новой порошковой проволокой ПП–12Х18Г9АМ dэ = 1,2 мм. Род тока при сварке – постоянный, полярность – обратная. Сварку осуществлять за 4 прохода. 2.2.3 Расчет основных параметров режима сварки Выполним расчет для сварки корня шва. Способ сварки – дуговая сварка в смеси газов (82 % Ar + 18 % CO2), род тока – постоянный, полярность – обратная. 1. Диаметр электродной проволоки Св–09Х16Н25М6АФ dэ = 1,2 мм. Дуговая сварка в защитных газах выполняется, как правило, электродной проволокой диаметром 0,8–2 мм (на практике от 0,8 до 1,6 мм). Мировая тенденция в области выбора сварочной проволоки заключается в том, что стараются не использовать проволоку больших диаметров. Связано это с тем, что чем больше диаметр сварочной проволоки, тем больше объём сварочной ванны, выше вероятность кристаллизационных трещин и значительнее коробление и деформации. 2. Величина сварочного тока рассчитывается по следующей формуле: Iсв = 𝑑э 0,008 , (2.23) где Iсв – величина сварочного тока, А; dэ – диаметр проволоки, мм. Iсв = 1,2 0,008 = 150 А ± 10А. 3. Напряжение сварочной дуги рассчитывается по следующей формуле: Uд = 15 + 0,05∗𝐼св √𝑑э , (2.24) Uд – напряжение сварочной дуги, В; 15–17 – коэффициент (при сварке в Ar или его смесях); Iсв – величина сварочного тока, А; 95

dэ – диаметр проволоки, мм. Uд = 15 + 0,05∗𝐼св √𝑑э = 15 + 0,05∗150 √1,2 + 7 = 29 В ± 1В. 4. Скорость сварки рассчитывается по следующей формуле: Vсв = 4,5∗𝑑э +1 3,6∗𝐼св , (2.25) где Vсв – скорость сварки, м/c; dэ – диаметр проволоки, мм; Iсв – величина сварочного тока, А. Vсв = 4,5∗𝑑э +1 3,6∗𝐼св = 4,5∗1,2+1 3,6∗150 – 0,006 = 0,0059 м/с = 0,59 см/с = 21,1 м/ч. 5. Коэффициент, зависящий от рода тока и полярности, влияющий на форму проплавления рассчитывается по следующей формуле: m = 0,367*( 1,273∗𝐼св 0,1925 ) , 𝑑э2 (2.26) m – коэффициент, зависящий от рода тока и полярности; Iсв – величина сварочного тока, А; dэ – диаметр проволоки, мм. m = 0,367*( 1,273∗𝐼св 0,1925 ) = 𝑑э2 1,273∗150 0,1925 ) 1,22 0,367*( = 0,94. 6. Коэффициент формы проплавления рассчитывается по формуле (2.3): ψпр = 𝑑∗𝑈д 𝑒 = (m*(19 – 0,01*Iсв)* 𝐻пр 𝐼св ) = (0,94*(19 – 0,01*150)* 1,2∗29 150 ) = 3,80. 7. КПД сварочного процесса найдем по формуле (2.1): ηи = 0,95 – 1700 𝐼св ∗𝑈д = 0,95 – 1700 150∗29 = 0,56. 8. Глубина проплавления рассчитывается по следующей формуле: ɳи ∗𝐼св ∗𝑈д 0,5 ) , ψпр ∗𝑉св Hпр = k*( (2.27) где Нпр – глубина проплавления, мм; k – коэффициент, k = 0,0081 (для сварки в газе); ɳи – КПД сварочного процесса, доли ед.; Iсв – величина сварочного тока, А; Uд – напряжение сварочной дуги, В; 96

ψпр – коэффициент формы проплавления; Vсв – скорость сварки, м/c. ɳи ∗𝐼св ∗𝑈д 0,5 ) ψпр ∗𝑉св Hпр = k*( 0,56∗150∗29 0,5 ) 3,93∗0,0059 = 0,0081*( = 2,67 мм. 9. Ширина шва рассчитывается по следующей формуле: e = Hпр*ψпр, где e – ширина шва, мм; Нпр – глубина проплавления, мм; ψпр – коэффициент формы проплавления. e = Hпр*ψпр = 2,67*3,80 = 10,1 мм. 10. Плотность тока рассчитывается по следующей формуле: j= 𝐼св 𝐹э.п. , (2.28) j – плотность тока, А/мм2; Iсв – величина сварочного тока, А. Fэ.п. – площадь поперечного сечения электродного материала, мм2, Fэ.п. = πdэ2/4. j= 𝐼св 𝐹э.п. = 150 3,14∗1,22 /4 = 132,7 А/мм2. 11. Коэффициент потерь на угар и разбрызгивание при сварке в газе рассчитывается по следующей формуле: ψпот. = 16*exp(–7,48*10–5*(200 – j)2), (2.29) где ψпот. – коэффициент потерь на угар и разбрызгивание, %; j – плотность тока, А/мм2. ψпот. = 16*exp(–7,48*10–5*(200 – j)2) = 16*exp(–7,48*10–5*(200 – 132,7)2) = 11,4 %. В качестве защитного газа чаще всего используют аргон, хотя при работе в среде чистого аргона дуга теряет стабильность при наплавке любого материала, кроме алюминиевых сплавов. С целью стабилизации дуги при наплавке стали к аргону добавляют до 20 % кислорода или углекислого газа, что существенно влияет на процесс наплавки [113]. При автоматической сварке 97

плавящимся электродом в среде СО2 потери электродного металла на разбрызгивание и угар достигают от 10 % до 15 %, а при сварке в смеси газов на основе аргона от 0,5 % до 2,0 % [67]. В данном случае примем ψпот. = 2,0 %. 12. Коэффициент расплавления рассчитывается по следующей формуле: αр = 1,21*(Iсв0,32)*(Lэ0,38)*(dэ -1,505), (2.30) где αр – коэффициент расплавления, г/А*ч; Iсв – величина сварочного тока, А; Lэ – вылет электрода, мм, Lэ = 15 мм. dэ – диаметр проволоки, мм, dэ = 1,2 мм. Вылет электрода при сварке проволоками Ø 0,5–1,4 мм влияет на стабильность процесса сварки. Это обусловлено изменением нагрева электрода на вылете проходящим током. Допустимый вылет электрода зависит от диаметра, удельного электросопротивления электрода и сварочного тока. При малых вылетах затрудняется видимость зоны сварки и возможно подплавление токопровода, а при больших – нарушается стабильность процесса [98]. Обычно вылет электрода при сварке принимают ориентировочно (10–12)*dэ. αр = 1,21*(Iсв0,32)*(Lэ0,38)*dэ -1,505 = 1,21*(1500,32)*(150,38)*(1,2 -1,505 ) = 14,98 г/А*ч = 0,0042 г/А*с. 13. Коэффициент наплавки рассчитаем по следующей формуле: (100−ψпот.) αн = αр* 100 , где αн – коэффициент наплавки, г/А*ч; αр – коэффициент расплавления, г/А*ч; ψпот. – коэффициент потерь на угар и разбрызгивание, %. (100−ψпот.) αн = αр* 100 (100−2) = 14,98* 100 = 14,7 г/А*ч = 0,0041 г/А*с. 14. Площадь наплавленного металла рассчитывается по следующей формуле: Fн.м. = ( αн ∗𝐼св ρ∗𝑉св ), (2.31) где Fн.м. – площадь наплавленного металла, см2; αн – коэффициент наплавки, г/А*с, αн = 0,0041 г/А*с; 98

Iсв – величина сварочного тока, А, Iсв = 150 А; ρ – плотность металла, г/см3, ρ = 7,85 г/см3; Vсв – скорость сварки, см/с, Vсв = 0,59 см/с. Fн.м. = ( αн ∗𝐼св ρ∗𝑉св )=( 0,0041∗150 7,85∗0,59 ) = 0,133 см2 = 13,3 мм2. 15. Высота валика рассчитывается по следующей формуле: g= 𝐹н.м. 0,75∗𝑒 , (2.32) где g – высота валика, мм; Fн.м. – площадь наплавленного металла, мм2; e – ширина шва, мм. g= 𝐹н.м. 0,75∗𝑒 = 13,3 0,75∗10,1 = 1,75 мм. 16. Общая высота шва рассчитывается по формуле: H0 = Hпр + g, (2.33) где H0 – общая высота шва, мм; Нпр – глубина проплавления, мм; g – высота валика, мм. H0 = Hпр + g = 2,67 + 1,75 = 4,4 мм. 17. Ориентировочно определим скорость подачи электродной проволоки по следующей формуле [46]: Vпп = Vсв*Fн.м.*(1 + 0,01*ѱпот.)*4/(πdэ2), (2.34) где Vпп – скорость подачи электродной проволоки, см/с; Vсв – скорость сварки, см/с, Vсв = 0,59 см/с; Fн.м. – площадь наплавленного металла, см2, Fн.м. = 0,133 см2; ѱпот. – потери электродного металла на угар и разбрызгивание, ѱпот. = 2 %; dэ – диаметр проволоки, см, dэ = 0,12 см. Vпп = Vсв*Fн.м.*(1 + 0,01*ѱпот.)*4/(πdэ2) = 0,59*0,133*(1 + 0,01*2)*4/(3,14*0,122) = 7 см/с = 253 м/ч. Далее продолжим расчет с учетом формы разделки кромок и величины зазора b. Конструктивные элементы кромок, которые подготовлены под сварку, и сварное соединение представлено на рисунке 18. 99

18. Примем для расчетов b = 0, где b – зазор между кромками. 19. Высоту заполнения разделки рассчитаем по следующей формуле: f=√ 𝐹н.м. −𝐻0 ∗𝑏 𝑡𝑔α , (2.35) где f – высота заполнения разделки, мм; Fн.м. – площадь наплавленного металла, мм2, Fн.м. = 13,3 мм2; H0 – общая высота шва, мм, H0 = 4,4 мм; α – угол разделки, α = 20⁰. f=√ 𝐹н.м. −𝐻0 ∗𝑏 𝑡𝑔α =√ 13,3−4,4∗0 𝑡𝑔20 = 2,4 мм. 20. Глубина проплавления притупления рассчитывается по следующей формуле: H`пр = H0 – f, (2.36) где H`пр – глубина проплавления притупления, мм; H0 – общая высота шва, мм, H0 = 4,4 мм; f – высота заполнения разделки, мм, f = 2,4 мм. H`пр = H0 – f = 4,4 – 2,4 = 2,0 мм. 21. Высота обратного валика g` = g = 1,75 мм, т. к. b = 0. 22. Общая площадь разделки рассчитывается по следующей формуле: Fразд. = Fразд.1 + Fвал., (2.37) где Fразд. – общая площадь разделки, мм2; Fразд.1 – площадь разделки, мм2, Fразд.1 = (S – c)2*tgα, где S – толщина основного металла, S = 18 мм, с – притупление разделки, с = 2 мм, α – угол разделки, α = 20⁰; Fвал. – площадь наплавленного валика, мм2, Fвал. = 0,75*e*g, где e – ширина шва, е = 16 мм, g – высота валика, g = 2 мм. Fразд. = Fразд.1 + Fвал. = 16*16*tg20 + 0,75*16*2 = 117,18 мм2. Далее для последующих проходов с использованием порошковой проволоки ПП–12Х15Г6АМ используем следующие режимы сварки: 23. dэ = 2,5 мм. 100

24. Iсв = 260±10 А, Uд = 36±1 В, Vсв = 20,7 м/ч. 25. Площадь проплавления при сварке проволокой Св–09Х16Н25М6АФ найдем по следующей формуле: 0,363∗𝐼св ∗𝑈д )1,23 Fпр. = ( 𝑉св ∗ρ∗Δ𝐻 , (2.38) где Fпр. – площадь проплавления, см2; Iсв – величина сварочного тока, А, Iсв = 260 А; Uд – напряжение сварочной дуги, В, Uд = 36 В; ρ – плотность металла, г/см3, ρ = 7,85 г/см3; Vсв – скорость сварки, см/с, Vсв = 0,57 см/с; ΔН – энтальпия, Дж/г, ΔН = 1420 Дж/г. 0,363∗𝐼св ∗𝑈д )1,23 Fпр. = ( 𝑉св ∗ρ∗Δ𝐻 0,363∗260∗36 )1,23 0,57∗7,85∗1420 =( = 0,1735 см2 = 17,35 мм2. 2.2.4 Расчет химического и структурно–фазового состава металла шва 1. Доля участия основного металла при сварке проволокой Св– 09Х16Н25М6АФ рассчитывается по формуле (2.9): ɣо.м. = Fпр./(Fпр.+ Fн.м.) = 17,35/(17,35 + 13,3) = 0,57. 2. Доля участия электродного металла при сварке проволокой Св– 09Х16Н25М6АФ рассчитывается по формуле (2.10): ɣэ.м. = 1 – ɣо.м. = 1 – 0,57 = 0,43. Расчет химического состава металла шва при сварке корня шва проволокой Св–09Х16Н25М6АФ выполняется по формуле (2.11). После этого выполняем расчет по формулам (1.1) – (1.4) структурно–фазовый состав, содержание дельта–феррита (δF) и мартенсита (М). Выполненные расчеты представлены в таблице 6. Примечание: в таблице 6 ОМ – термоупрочненная сталь Ст45; ЭМ – проволока Св–09Х16Н25М6АФ; МШ – корень шва, выполненный проволокой Св–09Х16Н25М6АФ; *остаточный аустенит, количество которого составляет порядка 5 %. 101

Таблица 6 – Расчет химического и структурно–фазового состава основного, электродного и металла шва, мас. % М –434,7 –91,4 5* 100 –41,27 –51,6 100 32,65 172 A 22,3 14,4 δF 23,13 0,65 Niэ 10,4 0,15 0,07 – 0,020 0,020 0,020 0,015 N 0,015 0,015 Crэ P – 0,20 S 0,11 – – Cu 0,85 25,0 11,0 6,0 16,0 7,06 2,60 1,50 1,05 V 0,37 Mo 0,20 Ni 0,30 0,20 Cr 0,70 Mn 0,30 Si 0,30 МШ 0,10 ЭМ 0,30 ОМ 0,46 С –59,50 Химический состав ОМ, ЭМ и МШ, мас. % Вывод: в ходе проведения исследований и расчетов удалось выяснить, что для получения аустенитной структуры в первом проходе (при сварке корня шва) необходимо использовать сварочную проволоку Св–09Х16Н25М6АФ с запасом аустенитности 50 %. Это позволяет избежать образования закаливающих структур, что благоприятно влияет на трещиностойкость и пластические характеристики рекомендуется использовать Рекомендуемые режимы сварного шва. порошковую сварки, Для заполняющих проволоку полученные в швов ПП–12Х18Г9АМ. результате расчетов, представлены таблице 7. Таблица 7 – Параметры режима сварки и используемые проволоки Режимы сварки № 1 Тип (марка) проволоки dэ, мм Шов Iсв, Uд, Вылет, Vсв, А В мм м/ч Расход газа, л/мин Св–09Х16Н25М6АФ 1,2 Корень 150 30 15 21,1 16–18 ПП–12Х18Г9АМ 1,2 Заполн. 260 36 15 20,7 18–20 102

2.3 Методы исследования 2.3.1 Определение механических свойств сварных швов Для аналитического наплавленных валиков при определения испытании механических по методу характеристик валиковой пробы использовали методику, представленную в работе [1]. Расчетная оценка механических характеристик сварных соединений позволяет сделать вывод, что использование для сварки высокопрочных сталей порошковой проволоки с системой легирования Fe–Cr–Mn–N позволяет повысить механические свойства сварных швов. Полученные расчетные показатели механических характеристик сварных швов следующие: для ПП–12Х18Г9АМ σв ≈ 1070 МПа, σт ≈ 500 МПа; для ПП–12Х18Г9М σв ≈ 1000 МПа, σт ≈ 460 МПа. 2.3.2 Металлографические исследования образцов Для получения наплавленных валиков использовали разработанные порошковые проволоки ПП–12Х18Г9АМ и ПП–12Х18Г9М. Структуру зоны сплавления, ЗТВ и наплавленного валика исследовали методом оптической микроскопии на инвертированном оптическом микроскопе Olympus GX 71. Рисунок 20 – Структура зоны сплавления образца № 1 с использованием порошковой проволоки ПП–12Х18Г9АМ 103

Рисунок 21 – Структура ЗТВ образца № 1 с использованием порошковой проволоки ПП–12Х18Г9АМ Рисунок 22 – Структура наплавленного валика образца № 1 с использованием порошковой проволоки ПП–12Х18Г9АМ 104

Рисунок 23 – Структура зоны сплавления образца № 2 с использованием порошковой проволоки ПП–12Х18Г9М Рисунок 24 – Структура ЗТВ образца № 2 с использованием порошковой проволоки ПП–12Х18Г9М 105

Рисунок 25 – Структура наплавленного валика образца № 2 с использованием порошковой проволоки ПП–12Х18Г9М Наплавленный металл в образцах № 1 и № 2 имеет однородную структуру. В зоне сплавления и ЗТВ отсутствуют нарушения сплошности металла: трещины и несплавления. В образце № 1 в наплавленном металле присутствует небольшое количество пор с диаметром не более 1 мкм. Это связано, в первую очередь, с образованием избыточных частиц карбонитридов. Для снижения появления пористости необходимо связать большее количество N в твердом растворе, снизив количества образования нитридов типа Cr2N. Стоит отметить, возможность появления пор также связано с компонентами, используемыми для производства порошковой проволоки. Большое количество абсорбированного водорода на поверхности порошковых компонентов при сварке приводит к появлению пористости. 106

ВЫВОДЫ 1. Разработаны и изготовлены опытные образцы экономнолегированных порошковых проволок с системой легирования Fe–Cr–Mn–N и Fe–Cr–Mn. 2. Выполнен анализ химического состава разработанной порошковой проволоки с системой легирования Fe–Cr–Mn–N. 3. Выяснено влияние азота на механические свойства и структурно– фазовый состав наплавленного металла. 4. Проведены исследования опытных образцов экономнолегированных порошковых проволок по методу валиковой пробы (ГОСТ 13585–68), изготовлены шлифы для металлографического исследования. 5. Выполнен расчет геометрических характеристик валиков, коэффициентов формы валиков, доли участия основного металла и структурно– фазовый состав наплавленных валиков. Структурно–фазовый состав по модернизированной методике Потака–Сагалевич показал, что уже в первом проходе при сварке высокопрочных среднелегированных сталей можно получить аустенитную структуру. 6. Выполнен металлографический анализ шлифов наплавленных валиков с использованием опытных образцов порошковых проволок. Наплавленный металл в образцах имеет однородную структуру, на линии сплавления и ЗТВ дефектов не обнаружено. 7. Предложена технология сварки корпусов спецтехники с использованием двух проволок: для сварки корня шва использовать проволоку Св–09Х16Н25М6АФ, а для заполняющих швов ПП–12Х18Г9АМ. 8. Расчет структурно–фазового состава металла шва при использовании проволоки Св–09Х16Н25М6АФ для сварки корня шва показал, что использование данной проволоки позволяет получить аустенитную структуру с хорошим запасом аустенитности, что исключает образование закалочных структур в корне шва. 107

ГЛАВА 3. ТЕХНИКА БЕЗОПАСНОСТИ В СБОРОЧНО–СВАРОЧНОМ ПРОИЗВОДСТВЕ 3.1 Опасные и вредные производственные факторы при сварке Основной технологический процесс в сборочно-сварочных цехах, от которого выделяется наибольшее количество вредных выделений (оксид азота, оксид углерода, оксид марганца, фтористые соединения, озон, пыль и сопутствующая им теплота) – это сварка [15]. Высокая температура сварочной дуги способствует интенсивному окислению и испарению металла, флюса, защитного газа, легирующих элементов. Окисляясь кислородом воздуха, эти пары образуют мелкодисперсную пыль, а возникающие при сварке и тепловой резке конвективные потоки уносят газы и пыль вверх, приводя к большой запыленности и загазованности производственных помещений. Сварочная пыль – мелкодисперсная, скорость витания ее частиц – не более 0,08 м/c, оседает она незначительно, поэтому распределение ее по высоте помещения в большинстве случаев равномерно, что чрезвычайно затрудняет борьбу с ней [84]. Основными компонентами пыли при сварке и резке сталей являются окислы железа, марганца и кремния (около 41, 18 и 6% соответственно). В пыли могут содержаться другие соединения легирующих элементов [84]. Токсичные включения и вредные газы, которые попадают в организм человека через дыхательные пути, оказывают на него неблагоприятное воздействие и вызывают ряд профзаболеваний (пневмокониоз, интоксикация и т.д.). Наиболее характерным вредным фактором практически для всех способов дуговой, электрошлаковой, контактной и газовой сварки, плазменных технологий и пайки является образование и поступление в воздух рабочей зоны сварочных аэрозолей (СА), содержащих токсические вещества. Длительное воздействие на организм сварщиков этих аэрозолей может привести к возникновению таких профессиональных заболеваний, как пневмокониоз, хронический бронхит, интоксикация металлами и газами. У сварщиков с патологией бронхолегочной системы высока также распространенность 108

сопутствующих заболеваний центральной нервной системы, желудка и поджелудочной железы, миокарда, а также артериальной гипертонии [25,66]. Сварочная аэрозоль (СА) состоит из твердых и газообразных токсичных веществ, выделяющихся при сварке, которые образуют с воздушной средой аэрозоль и поступающие в зону дыхания сварщиков и резчиков. Количество и состав образующихся СА зависят от химического состава сварочных материалов, свариваемых металлов, способов и режимов сварки, наплавки, резки и пайки металлов. ПДК в рабочей зоне (в т. ч. для аэрозолей) не должна превышать в сумме 10 мг/м3. ПДК (предельно допустимая концентрация) – это концентрация, влияние которой на человека в случае ее ежедневной регламентированной продолжительности не приводит к снижению трудоспособности или заболеванию в период трудовой деятельности и в последующий период жизни, а также не взыскивает негативного влияния на здоровье потомков. Помимо вредных производственных факторов, имеющих химическую природу (сварочная аэрозоль, газы), в сварочном производстве имеются также вредные производственные факторы физической природы, такие как излучения дуги, тепловые нагрузки и т. п. Дуговая сварка, за исключением сварки под флюсом, сопровождается оптическим излучением в ультрафиолетовом, видимом и инфракрасном диапазонах, многократно превышающем физиологически переносимую глазом человека величину. Интенсивность оптического излучения сварочной дуги и его спектральные характеристики зависят от мощности дуги, способа сварки, вида сварочных материалов, защитных и плазмообразующих газов. При отсутствии средств индивидуальной защиты возможны поражения органов зрения (электроофтальмия, конъюктивит, катаракта) и кожных покровов (ожоги и т. п.). Интенсивность инфракрасного (теплового) излучения от свариваемых изделий и сварочной ванны определяется температурой изделий, их габаритами и конструкцией, а также температурой и размерами сварочной ванны. При отсутствии средств индивидуальной защиты воздействие теплового излучения 109

интенсивностью, превышающей допустимые уровни, может привести к нарушениям терморегуляции, тепловому удару. Контакт с нагретым металлом может вызвать ожоги [66]. Кроме того, к числу опасных и вредных производственных факторов при сварке относятся высокий уровень напряжения в электрической цепи, наличие искр и сварочных брызг, производственный шум, вибрации. 3.2 Системы вентиляции в сборочно–сварочных цехах Для обеспечения санитарно–гигиенических требований по чистоте воздуха часть загрязненной воздушной среды необходимо систематически удалять из помещения, а дефицит его массы восстанавливается притоком свежего воздуха из окружающего воздуха [83]. Для улавливания сварочного аэрозоля у места его образования при рассматриваемых способах обработки металла на стационарных постах, а также где это возможно по технологическим условиям на нестационарных постах, следует предусматривать местные отсосы. При ручной электросварке и наплавке крупногабаритных изделий следует применять поворотно–подъемные наклонные панели одно– или двухстороннего равномерного всасывания. Расход воздуха, удаляемого отсосами, определяют по формуле L = 3600F0 υ0, где F0 – площадь всасывающего отверстия отсоса, м; υ0 – скорость воздуха в этом отверстии, м/с [110]. Воздухоприемники максимально приближают к источнику вредных выделений, поскольку всасывающего скорость отверстия падает движения обратно воздуха при удалении пропорционально от квадрату расстояний [110]. Количество вредностей, локализуемых местными отсосами (с учетом скорости движения воздуха в помещении и других факторов), для вытяжных шкафов составляет не более 90%, для остальных видов местных отсосов - не более 75%. 110

Оставшееся количество вредностей (10–25%) должно разбавляться до предельно допустимой концентрации (ПДК) с помощью общеобменной вентиляции. Общеобменная вентиляция классифицируется на естественную и механическую. При естественной вентиляции осуществляется проветривание помещения через открытые окна и двери. Такая система экономична, однако проблему удаления вредных веществ из производственного помещения решает не полностью. К тому же она характеризуется большими потерями тепла [66,84]. Общеобменная механическая вентиляция основана на удалении воздуха из помещения с помощью осевых вентиляторов и поступлении его обратно через окна. Этот вид вентиляции не требует больших капитальных затрат, однако при его применении СА распространяются по всему цеха, проникая в органы дыхания работающих [35,66]. Общеобменная вентиляция с рециркуляцией по эффективности аналогична предыдущей. Ее преимуществом является снижение потерь тепла за счет возвращения очищенного в фильтрах воздуха в то же помещение [66]. 3.3 Средства индивидуальной защиты рабочих–сварщиков Сварочные щитки выпускаются по ГОСТ 12.4.035–78 типов НН, ННП (с наголовным креплением – маска), РН, РНП (с ручкой из токонепроводящего материала) и типа УН – с наголовным креплением и ручкой из негорючего материала. Более востребованы щитки в головном исполнении, так как освобождают для работы обе руки сварщика. Наружная и внутренняя поверхности щитка – черные. Изготавливают щитки из электрокартона, фибры и термостойких пластмасс. Наиболее востребованы – фибра и пластмассы. В щитке смонтирован светофильтр размером 52х102 мм. Защитные светофильтры из стекла ТС–3 (класс оптической плостности С–3–С–11) предназначены для защиты глаз от излучения дуги, брызг металла и шлака. Оптическую плотность (номер) светофильтра выбирают с учетом индивидуальных особенностей 111

зрения сварщика, кроме того, она зависит от силы тока и технологии сварки [56]. К средствам индивидуальной защиты органов дыхания относятся респираторы фильтрующего и пылезащитного типа. Если сварка осуществляется в замкнутом пространстве (сварка цистерн, в камерах с контролируемой атмосферой и т. п.), то необходимо использовать противогазы, которые обеспечивают подачу воздуха под маску сварщика. Для защиты кожного покрытия от излучения в ультрафиолетовом, видимом и инфракрасном диапазонах применяют спецодежду – рукавицы и костюмы из льняных тканей или брезента с огнезащитной пропиткой. Для защиты ног от брызг металла, травм, переохлаждения и от поражения электрическим током используют специальную обувь с открытой шнуровкой. 3.4 Защита от поражения электрическим током Опасность поражения электрическим током повышается, если помещение или рабочее место ограничивает свободу движений, из–за чего рабочий должен выполнять сварку в неудобном положении (на коленях, сидя, лежа и т. д.), а также, если помещение влажное или нагретое (температура воздуха ≥ 30 ⁰С). В этом случае существенно снижается сопротивление кожи и тела человека, а также изолирующие свойства вспомогательных средств и средств индивидуальной защиты. При работе в стеснённых условиях и замкнутых пространствах сварочные установки необходимо комплектовать устройством, обеспечивающим автоматическое отключение цепи или снижение холостого хода до 12 В при обрыве дуги с выдержкой не более 0,5 с (УСНТ–06, БСНТ–08, БСНТ–09 и др.), использовать резиновые галоши и коврики, источники освещения с напряжением не выше 12 В [56]. 112

ВЫВОДЫ В корпусном производстве к числу основных опасных и вредных производственных факторов следует отнести, главным образом, повышенную запыленность и загазованность рабочей зоны. По этой причине необходимо обращать особое внимание на систему вентиляции и средства индивидуальной защиты рабочего. Как показывает опыт работы на одном из ведущих предприятий Свердловской области, существующие системы общеобменной вентиляции в сборочно–сварочных цехах не обеспечивают требуемой чистоты воздуха. Особенно тяжелые условия труда у рабочих, которые заняты на нестационарных рабочих местах механизированной сваркой (наплавкой) и термической резкой (плазменной, газопламенной). Также в корпусном производстве встречается сварка в замкнутом пространстве (внутри корпуса), где конструктивные элементы изделия снижают вентилируемость воздуха. В этом случае использование местной вентиляции (фильтровентиляционные агрегаты, вытяжная рециркуляцией вентиляция, воздуха), а вытяжная также вентиляция средств с очисткой индивидуальной и защиты (респираторы, маски и противогазы с подводом воздуха) позволяют снизить концентрацию вредных веществ ниже предельно допустимой и защитить рабочего от влияния на организм токсичных веществ. Также довольно перспективным направлением является использование сварочных горелок со встроенным отсосом, что особенно актуально в серийном корпусном производстве, где преимущественно используется механизированная сварка с защитных газах (СО2, смесь 82 % Ar + 18 % CO2). К другим вредным производственным фактором, характерным для всех сварочных производств, является поражение электрическим током, световое и ультрафиолетовое излучение дуги, наличие брызг металла, повышенные температуры. Выполнение всех требований, указанных в стандартах, позволяет предотвратить вредное влияние на здоровье человека перечисленных выше факторов. 113

ГЛАВА 4. ТЕХНИКО–ЭКОНОМИЧЕСКАЯ ОЦЕНКА АО «Уралтрансмаш» является ведущим предприятием по производству корпусов спецтехники, единственное предприятие в России, производящее самоходные артиллерийские орудия. Одним из наиболее материалоёмких и трудоёмких технологических переделов в производстве спецтехники является сборочно–сварочное корпусное производство. В производстве современных образцов военной техники находят все более широкое применение новые марки высокопрочных сталей (44, 44С [19,34,53] и т. п.), обеспечивающих повышение тактико–технических и эксплуатационных характеристик корпусов при одновременном снижении веса изделий в среднем на 20 – 30 %. При сварке данных сталей наблюдается высокая склонность МШ и ЗТВ к образованию ХТ, что связано с протекающими структурно–фазовыми превращениями. Используемые в настоящее время сварочные материалы не удовлетворяют в полной мере не только эксплуатационным характеристикам, но технологическим (отсутствие дефектов). Это связано, как правило, с более высоким содержанием углерода в новых марках сталей. При использовании электродного материала феррито–перлитного класса для сварки новых марок сталей в МШ содержание легирующих элементов превышают критические значения. При превышении содержания легирующих выше следующих значений, представленных в работах [7,60,110], приводит к появлению закалочных структур, способствующих образованию ХТ. Сварка новых высокопрочных сталей электродным материалом, дающим в МШ аустенитную структуру, позволяет избежать образования охрупчивающих структур. Однако в зоне сплавления наблюдается структурная неоднородность или так называемая микроструктурная неоднородность. Это приводит к образованию в зоне сплавления со стороны МШ диффузионных карбидные прослойки, а со стороны ОШЗ присутствуют обезуглероженные 114

прослойки. Известно [73,97], что такая структурная неоднородность снижает стойкость сварных соединений против хрупкого разрушения. Для решения представленных выше технологических проблем сварки новых сталей была разработана опытная порошковая проволока с системой легирования Fe–Cr–Mn–N ПП–12Х18Г9АМ. Данная проволока позволяет повысить механические характеристики сварных швов. Предложена технология сварки корпусов спецтехники с использованием двух сварочных проволок: Св–09Х16Н25М6АФ (Св–10Х16Н25АМ6) для корневого шва и ПП–12Х18Г9АМ для заполняющих швов. Такая технология позволяет избежать дефектов в МШ и повысить прочностные характеристики сварных швов. На данный момент сложно оценить экономическую эффективность использования разработанной порошковой проволоки, так как исследования до конца не закончены. Однако уже сейчас можно с уверенностью сказать, что использование данной проволоки позволит повысить механические характеристики сварных швов, увеличив срок службы корпусов спецтехники. 115

ВЫВОДЫ Разработанная порошковая проволока при использовании ее по предложенной технологии сварки корпусов спецтехники из высокопрочных среднелегированных сталей позволяют повысить тактико–технические и эксплуатационные характеристики изделий. В настоящее время в полной мере оценить экономический эффект от использования разработанной порошковой проволоки не представляется возможным. Проведенные на данный момент исследования уже сейчас позволяют сделать вывод, что использование данной проволоки повысит механические характеристики сварных швов и увеличит срок службы корпусных изделий. 116

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ 1. В ходе проведения данной работы были проанализированы основные пути решения проблемы свариваемости высокопрочных сталей, используемые в настоящее время в серийном корпусном производстве, выяснены преимущества и недостатки используемых технологий сварки высокопрочных броневых сталей. 2. Выявлена возможность получения бездефектных сварных соединений при использовании разработанных сварочных материалов. 3. Установлено, что дефектов в виде трещин на линии сплавления и в ЗТВ при металлографическом исследовании микрошлифов не было обнаружено. 4. Разработана порошковая проволока с системой легирования Fe–Cr– Mn–N, содержащая до 0,3 мас. % азота, позволяющая получить аустенитную структуру в металле шва. 5. Разработанная порошковая проволока с системой легирования Fe–Cr– Mn–N позволяет повысить механические свойства сварных швов по сравнению с используемыми в настоящее время сварочными проволоками феррито– перлитного или аустенитного класса. 6. Предложена технология сварки высокопрочных сталей, позволяющая получать высокие механические характеристики сварных швов без использования предварительного и (или) сопутствующего подогрева и полной термообработки. 117

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1. Berezovskaya V.V Structure and mechanical and corrosion properties of new high-nitrogen Cr-Mn-steels containing molybdenum. Russian Metallurgy (Metally) / Berezovskaya V. V., Savrai R. A., Merkushkin E. A., Makarov A. V. // Vol. 2012, No. 5, pp. 380–388. 2. Bojarski Z., Bold T. Structure and properties of carbide–free-bainite // Аcta Metallurgika. 1974. V. 22. № 10. P. 1223 – 1234. 3. Capus J. M., Mayer G., J. Iron Steel Inst., 196, 149 (1960). 4. Gavriljuk. V., Berns H. High Nitrogen Steels. Berlin: Springer, 1999. 378 p. 5. Автоматическая сварка [Текст]: Ежемес. науч.−техн. и производств. журнал / АН УССР. Ин–т электросварки им. Е. О. Патона. − Киев: Наукова думка, 1948 – Выходит ежемесячно, 2003. – №10 – 11 (607). 6. Адаскин А. М. Материаловедение (металлообработка): учеб. пособие для нач. проф. Образования / А. М. Адаскин, В. М. Зуев. – 6–е изд., стер. – М.: Издательский центр «Академия», 2009. – 288 с. 7. Акулов А. И. Технология и оборудование сварки плавлением. Учебник для студентов вузов / А. И. Акулов, Г. А. Бельчук, В. П. Демянцевич. – М.: «Машиностроение», 1977. – 432 с. с ил. 8. Арзамасов Б. Н. Конструкционные материалы: Справочник / Б. Н. Арзамасов и [др.]; Под общ. ред. Б. Н. Арзамасова. – М.: Машиностроение, 1990. – 688 с.; ил. 9. Арзамасов Б. Н. Материаловедение: Учебник для вузов / Б. Н. Арзамасов, [и др.]; Под общ. ред. Б. Н. Арзамасова, Г. Г. Мухина. – 8–е изд., стереотип. – М.: Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2008. – 648 с.: ил. 10. Арнаутов Б. В. Сварка металлов и сплавов [Текст]: Учебное пособие / Б. В. Арнаутов [и др.]. – Екатеринбург: ГОУ УГТУ – УПИ, 2008. – 489 с. 11. Аснис А. Е. Сварка в смеси активных газов / А. Е. Аснис и [др.]. – Киев: Наук. думка, 1982. – 216 с. 118

12. Багрянский К. В. Теория сварочных процессов / К. В. Багрянский, З. А. Добротина, К. К. Хренов. – Киев, Издательское объединение «Вища школа», 1976. – 424 с. 13. Березовская В. В. Система легирования высокоазотистых аустенитных сталей, структура, механические и коррозионные свойства / В. В. Березовская // Инновации в материаловедении и металлургии: материалы I междунар. интерактив. науч.–практ. Конф. [13–19 дек. 2011 г., г. Екатеринбург]. – Екатеринбург: Изд–во Урал. ун-та, 2012. – Ч. 1. – С. 257266. 14. Болховитинов Н. Ф. Металловедение и термическая обработка. Учебник для вузов / Н. Ф. Болховитинов. – 6–е изд., перераб. и доп. – М.: Машиностроение, 1965. – 505 с. 15. Боровицкий А. А. Современная промышленная вентиляция: учеб. пособие / А. А. Боровицкий, С. В. Угорова, В. И. Тарасенко: Владим. гос. ун–т. – Владимир: Изд–во Владим. гос. ун–та, 2011. – 59 с. 16. Венец Ю. С. Экономно–легированная никелем азотсодержащая коррозионно–стойкая аустенитная сталь / Ю.С. Венец [и др.] // Вопросы атомной науки и техники. – 2000. – № 4. – С. 149-152. – Бібліогр.: 3 назв. – рос. 17. Виноградов В. С. Оборудование и технология дуговой автоматической и механизированной сварки [Текст]: учебник для проф. учеб. заведений / В. С. Виноградов. – М.: Высшая школа: Академия, 1997. – 319 с. 18. Гаврилюк В. Г. Физические основы азотистых сталей // Перспективные материалы. Т. 2. Конструкционные материалы и методы управления их качеством. Учеб. пос. / Под ред. Меерсона. – М.: ТГУ, МИСиС, 2007. – 468 с. 19. Гладышев С. А., Григорян В. А., Егоров А. И., Заря Н. В. Сверхвысокопрочная Международная броневая сталь научно-практическая 119 марки 44С конференция // Девятая «Новейшие

тенденции в области конструирования и применения баллистических материалов и средств защиты». М.: ОАО НИИ стали, 2007. 20. Глизманенко Д. Л. Сварка и резка металлов. Издание пятое, перераб. / Д. Л. Глизманенко. – М.: Высшая школа, 1968. – 448 с. 21. Гольдштейн М. И. Дисперсионное упрочнение стали / М. И. Гольдштейн, В. М. Фарбер. – М.: «Металлургия», 1979. – 208 с. 22. Гольдштейн М. И. Специальные стали: Учебник для вузов / М. И. Гольдштейн, С. В. Грачев, Ю. Г. Векслер. – 2–е изд., перераб. и доп. – М.: «МИСИС», 1999. – 408 с. 23. Гончаров С. Н. Технологические характеристики процесса двухдуговой сварки в защитных газах. Статья в сборнике Теория и практика сварочного производства. Вып. 5: Межвузовский сборник / С. Н. Гончаров, В. В. Фоминых. – Свердловск: изд. УПИ им. С. М. Кирова, 1986. – С. 75–79. 24. Гончаров С. Н. Холодные трещины при сварке высокопрочных среднелегированных сталей / С. Н. Гончаров, М. П. Шалимов. – Екатеринбург: УрФУ, 2012. – 96 с. 25. Горбань Л. Н. Условия труда и здоровье сварщиков: современные проблемы и пути их решения / Л. Н. Горбань, В. А. Метлицкий, А. А. Эннан // Сварочное производство. – 1995. – № 6. – С. 31–32. 26. Горынин И. В. Коррозионностойкие высокопрочные азотистые стали / И. В. Горынин [и др.] // Вопросы материаловедения. – СПб.: Центральный НИИ конструкционных материалов «Прометей», 2009. – № 3 (59) – С. 7– 16. 27. ГОСТ 13585–68. Сталь. Метод валиковой пробы для определения допускаемых режимов дуговой сварки и наплавки. 28. ГОСТ 2246–70 Проволока стальная сварочная. Технические условия. 29. ГОСТ 6996–66 Сварные соединения. Методы определения механических свойств. 120

30. ГОСТ Р 50963–96 Защита броневая специальных автомобилей. Общие технические требования. 31. Готальский Ю. Н. Сварка разнородных сталей / Ю. Н. Готальский. – К.: Технiка, 1981. – 184 с., ил. – Библиогр.: с. 180–183. 32. Грабин В. Ф. Металловедение сварки низко– и среднелегированных сталей / В. Ф. Грабин, А. В. Денисенко. – К.: «Наук. думка», 1978. – 276 с. 33. Гривняк И. Свариваемость сталей: Пер. со словац. Л. С. Гончаренко; Под ред. Э. Л. Макарова. – М.: Машиностроение, 1984. – 216 с., ил. 34. Григорян В. А. Материалы и защитные структуры для локального и индивидуального бронирования / В. А. Григорян [и др.]. Под ред. В. А. Григоряна. – М.: Изд. РадиоСофт, 2008. – 406 с.: ил. 123. 35. Гримитлин М. И. Пути дальнейшего повышения эффективности вентиляции и экологической безопасности сварочного производства / М. И. Гримитлин // Актуальн. пробл. вентиляции и экологич. безопасности в свароч. пр–ве: Материалы науч.–техн. семинара. (Ленинград, 5–6 июля 1990 г.). – Л.: ЛДНТП, 1990. – С. 3–10. 36. Гудремон Э. Специальные стали. В 2-х т. Т. II. Пер. с нем. под редакцией чл.–корр. АН СССР А. С. Займовского. – М.: «Металлургия», 1966. – 531 с. 37. Гуляев А. П. Металловедение. Учебник для вузов. 6–е изд., перераб. и доп. / А. П. Гуляев. – М.: Металлургия, 1986. – 544 с. 38. Гуляев А. П. Новые низколегированные нержавеющие стали / А. П. Гуляев, Т. А. Жадан. – М.: «Машиностроение», 1972. – 104 с. 39. Думов С. И. Технология электрической сварки плавлением: Учебник для машиностроительных техникумов / С. И. Думов. – 3–е изд., перераб. и допол. – Л.: Машиностроение. Ленингр. отд-ние, 1987. – 461 с.: ил. 40. Закс И. А. Сварка разнородных сталей / И. А. Закс. – Л.: «Машиностроение», 1973. – 208 с. 41. Земзин В. А. Термическая обработка и свойства сварных соединений / В. А. Земзин, Р. З. Шрон. – Л.: Машиностроение, 1978. – 367 с. 121

42. Зубченко А. С. Исследование склонности сварных соединений перлитных сталей к растрескиванию при термической обработке для снятия напряжений / А. С. Зубченко [и др.] // – С. 52–61. 43. Зубченко А. соединений С. Исследование толстостенных причин сосудов растрескивания давления при сварных последующей термической обработке / А. С. Зубченко, А. В. Федоров, Ю. В. Нечаев // Сварка и диагностика. – 2009 – №2. – С. 21–25. 44. Йокс Г. Н. Производство стали (основы теории и технология) / Г. Н. Йокс. – М.: «Металлургия», 1974. – 440 с. 45. Иоффе И. С. Сварка порошковой проволокой: Учебное пособие / И. С. Иоффе, М. В. Ханапетов. – М.: Высш. шк., 1986. – 95 с.: ил. 46. Катаев Р. Ф. Расчет основных параметров режима механизированной дуговой сварки плавящимся электродом: методические указания к курсовому и дипломному проектированию / Сост.: Р.Ф. Катаев. – Екатеринбург: УГТУ–УПИ, 2009. – 37 с. 47. Каховский Н. И. Электродуговая сварка сталей: справочник / Н. И. Каховский, В. Г. Фартушный, К. А. Ющенко. – Киев: Наукова думка, 1975. – 479 с. 48. Качанов Н. Н. Прокаливаемость стали. 2–е изд. / Н. Н. Качанов. – М.: «Металлургия», 1978. – 192 с. 49. Келли А. Высокопрочные материалы. Пер. с англ. С. Т. Милейко. – М.: «МИР», 1976. – 261. 50. Кирьяков В. М. Влияние легирования церием на сопротивляемость аустенитных швов образованию холодных трещин в зоне сплавления / В. М. Кирьяков [и др.] // Автоматическая сварка. – 1979. – №1. – С. 5–7. 51. Кирьяков В. М. Влияние сульфидных включений в зоне сплавления аустенитных швов с перлитной сталью на склонность соединения к образованию трещин-отрывов / В. М. Кирьяков [и др.] // Автоматическая сварка. – 1990. – №10. – С. 7–10. 122

52. Кнорозов Б. В. Технология металлов и материаловедение / Б. В. Кнорозов, Л. Ф. Усова, А. В. Третьяков [и др.]. – М.: Металлургия, 1987. – 800 с. 53. Кобылкин И. Ф. Материалы и структуры легкой бронезащиты: учебник / И. Ф. Кобылкин, В. В. Селиванов. – Москва: Издательство МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2014. – 191 с.: ил. 54. Колесов С. Н. Материаловедение и технология конструкционных материалов: Учебник для вузов / С. Н. Колесов, И. С. Колесов. – 2–е изд., перераб. и доп. – М.: Высш. шк., 2007. – 535 с.: ил. 55. Коновалов А. В. Теория сварочных процессов: учеб. для вузов / А. В. Коновалов [и др.]; под ред. В. М. Неровного. – М.: Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2007. – 752 с.: ил. 56. Кононенко В. Я. Сварка в среде защитных газов плавящимся и неплавящимся электродом / В. Я. Кононенко. – Киев, ТОВ «Ника– Принт», 2007. – 266 с. 57. Костина В. С. Исследование структуры и свойств сварных соединений новой коррозионностойкой высокопрочной аустенитной стали 04Х20Н6Г11М2АФБ / Костина [и др.] // V международная конференцияшкола по химической технологии. Сборник тезисов докладов сателлитной конференции ХХ Менделеевского съезда по общей и прикладной химии: в 3–х томах. – Волгоград: Волгоградский государственный технический университет, 2016. – С. 251–254. 58. Костина М. В. Новые азотсодержащие стали и сплавы с равновесной и сверхравновесной концентрацией азота: структурно–фазовые состояния, комплексы свойств, вопросы свариваемости / М. В. Костина // V международная конференция–школа по химической технологии. Сборник тезисов докладов сателлитной конференции ХХ Менделеевского съезда по общей и прикладной химии: в 3–х томах. – Волгоград: Волгоградский государственный технический университет, 2016. – С. 248–250. 123

59. Крамаров А. Д. Производство стали в электропечах: учебник для вузов по спец. «Металлургия черных металлов» / А. Д. Крамаров. – М.: «Металлургиздат», 1964. – 440 с. 60. Куликов В. П. Технология сварки плавлением и термической резки: учебник / В. П. Куликов. – Минск: Новое знание; М.: ИНФРА–М, 2016. – 463 с. 61. Куркин С. А. Компьютерное проектирование и подготовка производства сварных конструкций [Текст]: учеб. пособие / С. А. Куркин [и др.]; ред.: С. А. Куркин, В. М. Ховов. − М.: Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2009. − 460 с. 62. Лазарсон Э. В. Математическое моделирование структуры высоколегированных сталей по диаграмме Потака–Сагалевич / Э. В. Лазарсон // Металловедение и термическая обработка металлов. – 2016 – №8. – С. 51–55. 63. Лахтин Ю. М. Основы металловедения: Учебник для техникумов / Ю. М. Лахтин. – М.: Металлургия, 1988. – 320 с. 64. Лахтин Ю. М., Леонтьева В. П. Материаловедение: Учебник для высших технических учебных заведений / Ю. М. Лахтин, В. П. Леонтьева. – 3– изд., перераб. и доп. – М.: Машиностроение, 1990. – 528 с.: ил. 65. Лебедев Б. Д. Расчетные методы в сварке плавлением: Учебное пособие / Б. Д. Лебедев, В. В. Перемитько. – Днепродзержинск: Изд-во ДГТУ, 1998. – 285 с. 66. Левченко О. Г. Современные средства защиты сварщиков / О. Г. Левченко, В. А. Метлицкий. – К.: Екотехнологiя, 2001. – 84 с. 67. Ленивкин В. А., Дюргеров Н. Г., Сагиров Х. Н. Технологические свойства сварочной дуги в защитных газах / В. А. Ленивкин, Н. Г. Дюргеров, Х. Н. Сагиров. – М.: «Машиностроение», 1989. – 264 с. 68. Лившиц Б. Г. Металлография. Учебник для вузов / Б. Г. Лившиц. – М.: Металлургия, 1990. – 336 с. 124

69. Лившиц Л. С. Металловедение для сварщиков (сварка сталей) / Л. С. Лившиц. – М.: Машиностроение, 1979. – 253 с., ил. 70. Лившиц Л. С. Металловедение сварки и термическая обработка сварных соединений. – 2–е изд., перераб. и доп. / Л. С. Лившиц, А. Н. Хакимов. – М.: Машиностроение, 1989. – 336 с.: ил. 71. Макара А. М. Сварка высокопрочных сталей / А. М. Макара, Н. А. Мосендз. – Киев: Техника, 1971. – 140 с. 72. Макара А. М. Химическая неоднородность зоны сплавления соединений среднелегированных сталей с аустенитным металлом шва / А. М. Макара [и др.] // Автоматическая сварка. – 1976 – №4 – С. 1–4. 73. Макаров Э. Л. Холодные трещины при сварке легированных сталей / Э. Л. Макаров. – М.: Машиностроение, 1974. – 248 с. 74. Малахов А. И. Основы металловедения и теории коррозии: Учебник для машиностроительных техникумов / А. И. Малахов, А. П. Жуков. – М.: Высш. школа, 1978. – 192 с., ил. 75. Машиностроение. Энциклопедия / Ред. Совет: К. В. Фролов (пред.) и др. – М.: Машиностроение. Стали. Чугуны. Т. II–2 / Г. Г. Мухин, А. И. Беляков, Н. Н. Александров и др.; Под общ. ред. О. А. Банных и Н. Н. Александрова, 2001. – 784 с., ил. 76. Мозберг Р. К. Материаловедение: Учеб. пособие. – 2–е изд., перераб. / Р. К. Мозберг. – М.: Высш. шк., 1991. – 448 с.: ил. 77. Мусияченко В. Ф. Дуговая сварка высокопрочных легированных сталей / В. Ф. Мусияченко, Л. И. Миходуй. – М.: Машиностроение, 1987. – 80 с.: ил. – (Б-ка электросварщика / Редкол.: А. Е. Аснис (пред.) и др.). 78. Новиков И. И. Металловедение, термообработка и рентгенография / И. И. Новиков, Г. Б. Строганов, А. И. Новиков. – М.: «МИСИС», 1994. – 480 с. 79. Новиков И. И. Металловедение. Учебник. В 2–х томах. Т. I. Колл. авторов. Под общей редакцией В. С. Золоторевского / И. И. Новиков [и др.] – М.: Издательский Дом МИСиС, 2009. – 496 с. 125

80. Новиков И. И. Теория термической обработки стали: Учебник. 2–е изд. / И. И. Новиков. – М.: «Металлургия», 1974. – 400 с. 81. Петров Г. Л. Теория сварочных процессов (с основами физической химии). Учебник для вузов. Изд. 2–е, перераб. / Г. Л. Петров, А. С. Тумарев. – М.: «Высш. школа», 1977. – 392 с., ил. 82. Пикунов М. В. Металловедение / М. В. Пикунов, А. И. Десипри. – М.: «Металлургия», 1980. – 256 с. 83. Пиралишвили Ш.А. Кондиционирование и вентиляция: учебное пособие для магистрантов РГАТА / Ш.А. Пиралишвили. – Рыбинск, 2002 г. – 82 с. 84. Писаренко В. Л. Вентиляция рабочих мест в сварочном производстве / В. Л. Писаренко, М. Л. Рогинский. – М.: Машиностроение, 1981 – 120 c., ил. 85. Попов А. А. Фазовые превращения в металлических сплавах / А. А. Попов. – М.: Металлургиздат, 1963. – 311 с. 86. Потак Я. М. Высокопрочные стали. Серия «Успехи современного металловедения» / Я. М. Потак. – М.: «Металлургия», 1972. – 208 с. 87. Походня И. К. Металлургия дуговой сварки. Взаимодействие металлов с газами / И. К. Походня, И. Р. Явдошин [и др.]. – Киев: Наукова думка, 1994. – 444 с. 88. Походня И. К. Сварка порошковой проволокой / И. К. Походня. − Киев: Наукова думка, 1972. – 221 с. 89. Рахматуллин Т. А. Проблемы внедрения зауженных разделок при сварке корпусных конструкций специальной техники / Т. А. Рахматуллин, М. А. Шолохов, Д. С. Бузорина // Известия высших учебных заведений. – 2012 – №4. – С. 64–66. 90. Рыкалин Н. Н. Расчет тепловых процессов при сварке: учебное пособие / Н. Н. Рыкалин. – М.: Машгиз, 1951. – 296 с. 91. Рябов В. Р. Сварка разнородных металлов и сплавов / В. Р. Рябов [и др.]. – М.: Машиностроение, 1984. – 239 с., ил. 92. Сагарадзе В. В. Упрочнение и свойства аустенитных сталей / В. В. Сагарадзе, А. И. Уваров. – Екатеринбург: РИО УрО РАН, 2013. – 720 с. 126

93. Сварка в машиностроении: Справочник в 4–х т. / Редкол.: Г. А. Николаев (пред.) и др. – М.: Машиностроение, 1978 – Т. 1 / Под ред. Н. А. Ольшанского. – 1978. – 504 с., ил. 94. Сварка в машиностроении: Справочник. В 4–х т. / Ред. – кол.: Г. А. Николаев (пред.) и др. – М.: Машиностроение, 1978 – т. 2 / Под ред. А. И. Акулова. – 1978. – 462 с., ил. 95. Сварка в машиностроении: Справочник. В 4–х т. / Редкол.: Г. А. Николаев (пред.) и др. – М.: Машиностроение, 1979. – т. 3 / Под ред. В. А. Винокурова. 1979 – 567 с., ил. 96. Сварка и Диагностика [Текст]: Ежемес. науч.− техн. и произв. журнал по сварке, контролю и диагностике / АНО «Национальное Агентство Контроля и Сварки». − М.: ООО «Мастер − класс», 2014. – №4 − Выходит 6 раз в год. 97. Сварка и свариваемые материалы: В 3–х т. Т. 1. Свариваемость материалов. Справ. изд. / Под ред. Э. Л. Макарова. – М.: Металлургия, 1991. – 528 с. 98. Сварка и свариваемые материалы: В 3–х т. Т. II. Технология и оборудование. Справ. изд. / Под ред. В. М. Ямпольского. – М.: Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана, 1996. – 574 с. 99. Сварка. Резка. Контроль: Справочник. В 2-х томах Т. 2 / Под общ. ред. Н. П. Алешина [и др.] – М.: Машиностроение, 2004. – 480 с.: ил. 100. Смирнов М. А. Основы термической обработки стали: Учебное пособие / М. А. Смирнов, В. М. Счастливцев, Л. Г. Журавлев. – Екатеринбург: УрО РАН, 1999. – 496 с. 101. Солнцев Ю. П. Материаловедение: Учебник для вузов. Изд. 4–е, перераб. и доп. / Ю. П. Солнцев, Е. И. Пряхин. – Спб.: ХИМИЗДАТ, 2007. – 784 c.: ил. 102. Счастливцев В. М. Перекристаллизация сталей при сварочном нагреве / В. М. Счастливцев, Т. И. Табатчикова, И. Л. Яковлева // Сварка и диагностика. – 2011 – №3. – С. 8–13. 127

103. Табатчикова Т. И. Структура и вязкость зоны термического влияния сварных соединений высокопрочной стали / Т. И. Табатчикова [и др.] // Физика металлов и металловедение. – 2014. – том 115, №12. – С. 13091317. 104. Технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением. Под ред. акад. Б. Е. Патона. – М.: «Машиностроение», 1974. – 768 с. 105. Тонышева О. А. Исследование новой высокопрочной экономнолегированной азотосодержащей стали повышенной надежности / О. А. Тонышева [и др.] // Вестник МГТУ им. Н. Э. Баумана. Сер. «Машиностроение». – 2011. – № SP2 – С. 131–136. 106. Травин О. В. Материаловедение. Учебник для вузов / О. В. Травин, Н. Т. Травина. – М.: Металлургия, 1989. – 384 с. 107. Тушинский Л. И. Методы исследований материалов: Структура, свойства и процессы нанесения неорганических покрытий / Л. И. Тушинский, А. В. Плохов, А. О. Токарев, В. И. Синдеев. – М.: Мир, 2004. – 384 с.: ил. 108. Фетисов Г. П. Материаловедение и технология металлов: учеб. для студентов машиностроит. спец. вузов / Г. П. Фетисов, М. Г. Карпман, В. М. Матюнин и др.; Под ред. Г. П. Фетисова. – 3-е изд., испр. и доп. – М.: Высш. шк., 2005. – 862 с.; ил. 109. Фивейский А. М. Исследование и разработка наплавочных сплавов, стойких в условиях абразивного воздействия, на основе структурно– энергетического подхода: автореф. дис. … канд. тех. наук: 05.03.06 / Фивейский Андрей Михайлович. – Екатеринбург, 2004. – 24 с. 110. Фролов В. А. Технология сварки плавлением и термической резки металлов [Текст]: учебное пособие / В. А. Фролов, В. Р. Петренко, А. В. Пешков; под ред. проф. В. А. Фролова. – М.: Альфа–М: ИНФРА–М, 2016. – 448 с.: ил. 111. Фролов В. В. Теория сварочных процессов: Учеб. для вузов / В. Н. Волченко, В. М. Ямпольский, В. А. Винокуров и др.; Под ред. Фролова. – М.: Высш. шк., 1988. – 559 с. 128

112. Фрумин И. И. Автоматическая электродуговая наплавка / И. И. Фрумин. – Харьков: Металлургиздат, 1961. – 421 с. 113. Хасуи А., Моригаки О. Наплавка и напыление / Пер. с яп. В. Н. Попова; Под ред. В. С. Степина, Н. Г. Шестеркина. – М.: Машиностроение, 1985. – 240 с., ил. 114. Циммерман Р. Металлургия и материаловедение. Справ. изд. Пер. с нем. / Р. Циммерман, К. Гюнтер. – М.: Металлургия, 1982. – 480 с. 115. Шоршоров М. Х. Горячие трещины при сварке жаропрочных сплавов / М. Х. Шоршоров, А. А. Ерохин, Т. А. Чернышова. – М.: «Машиностроение», 1973. – 224 с. 116. Шоршоров М. Х. Испытание металлов на свариваемость / М. Х. Шоршоров, Т. А. Чернышова, А. И. Красовский. – М.: «Металлургия», 1972. – 240 с. 117. Шоршоров М. Х. Металловедение сварки стали и сплавов титана / М. Х. Шоршоров. – М.: Наука, 1965. – 336 с. 118. Юм–Розери В. Введение в физическое металловедение. Пер. с англ. В. М. Глазова и С. Н. Горина. – М.: Металлургия, 1965. – 204 с. 129

ПРИЛОЖЕНИЕ А 130

ПРИЛОЖЕНИЕ Б 131

ПРИЛОЖЕНИЕ В 132

ПРИЛОЖЕНИЕ Г 133

ПРИЛОЖЕНИЕ Д 134

ПРИЛОЖЕНИЕ Е 135

ПРИЛОЖЕНИЕ Ж 136

ПРИЛОЖЕНИЕ И 137

ПРИЛОЖЕНИЕ К 138

Рецензии:

Авторизуйтесь, чтобы добавить рецензию

- у работы пока нет рецензий -

Отзывы:

Авторизуйтесь, чтобы оставить отзыв