Марочник сталей. 20Н2М

Химический состав в % стали 20Н2М ( старое название 20НМ )
C	0,17 - 0,25
Si	0,17 - 0,37
Mn	0,4 - 0,7
Ni	1,5 - 1,9
S	до 0,035
P	до 0,035
Cr	до 0,3
Mo	0,2 - 0,3
Fe	~96

Особенности сварки стали марки 20Н2М и среднелегированных сталей: сварные соединения из среднелегированных сталей должны иметь достаточную прочность или равнопрочность с основным металлом, а также удовлетворять ряду специальных требований, зависящих от условий эксплуатации конструкций (жаропрочность, коррозионная стойкость, магнитная проницаемость и т. д.).

Высокие механические свойства среднелегированных сталей и восприимчивость их в закалке создают значительные, порой непреодолимые трудности при дуговой сварке. Это связано с низкой стойкостью против образования горячих трещин в шве и холодных трещин в шве и в зоне термического влияния, а также со сложностью получения равнопрочных соединений. При электрошлаковой сварке многие из указанных трудностей в значительной мере ослаблены. Замедленное охлаждение соединений при электрошлаковой сварке в интервале температур промежуточного и мартенситного превращений аустенита заметно снижает опасность образования холодных трещин. Большой коэффициент формы металлической ванны позволяет использовать сварочные проволоки или пластины с повышенным легированием и получать равнопрочность шва с основным металлом, сохраняя при этом достаточно высокую стойкость его против горячих трещин. По этим причинам электрошлаковая сварка трудносвариваемых высокопрочных сталей во многих случаях оказывается целесообразнее, чем дуговая.

Наибольшие трудности при электрошлаковой сварке ряда среднелегированных сталей связаны с получением требуемых свойств металла в зоне термического влияния. В отличие от соединений из низколегированных сталей, структура и свойства перегретого металла в которых легко исправляются нормализацией или термообработкой в интервале температур последствия перегрева во многих среднелегированных сталях устраняются только сложной термообработкой. Значительные затруднения возникают также в связи с образованием горячих трещин-надрывов в зоне термического влияния, особенно в случае сварки толстостенных жестких конструкций из сталей с повышенным содержанием углерода и элементов, способствующих сегрегации серы и увеличивающих количество или легкоплавкость сульфидных включений. Среднелегированные стали чувствительнее, чем низколегированные, и к образованию холодных трещин.

Рассмотрим особенности электрошлаковой сварки среднелегированных сталей, связанные с процессами, протекающими в околошовной зоне.

Увеличенное по сравнению с низколегированными сталями содержание углерода и элементов, повышающих поверхностную энергию границ зерен, может вызвать усиление роста зерна в околошовной зоне. Напротив, наличие легирующих элементов, образующих с углеродом сравнительно тугоплавкие карбиды (ванадия, молибдена или вольфрама), уменьшающих скорость самодиффузии железа (марганца или никеля) или уменьшающих поверхностную энергию границ зерен, может замедлить рост зерна. Повышение содержания в хромомолибденовой стали марганца или никеля, например, может уменьшить размер зерна в участке перегрева примерно в 1,5 раза. Однако под влиянием высоких температур нагрева вблизи границы сплавления большая часть карбидов растворяется, а скорость диффузионных процессов возрастает настолько, что сохранить пограничный слой, образованный горофильными (уменьшающими поверхностную энергию границ зерен) элементами уже не удается. В результате зерно вблизи границы сплавления вырастает до среднего условного диаметра d_усл=0,25 мм и более. Ширина участка с зернами №-l-l (ГОСТ 5639-65) может достигать при этом 2,5-4 мм.

С повышением содержания легирующих элементов температура превращения аустенита понижается. Следствием этого является частичное или полное подавление выделений доэвтектоидного феррита по границам зерен и образование гомо- или гетерогенных высокодисперсных внутризеренных структур сорбита, троостита или продуктов распада аустенита в промежуточной области - бейнита, мартенсита и остаточного аустенита. Характерная структура металла в участке перегрева представлена на рис. 9.16.

 Видна тонкая граница крупного аустенитного зерна и сорбитная структура внутри него. По мере удаления от границы сплавления структура измельчается, а в участках, нагревающихся до субкритических температур, образуется гетерогенная смесь сорбитообразного перлита и троостосорбита или легированного феррита и сорбитообразного перлита. Высокий отпуск сопровождается коагуляцией частиц второй фазы. В результате перекристаллизации после нормализации или закалки образуется однородная мелкозернистая структура троостита, троостосорбита или смесь легированного феррита с трооститом или сорбитообразным перлитом. В соединениях из высокопрочных сталей, подвергающихся после сварки закалке и низкому отпуску, зона термического влияния характеризуется мелкозернистой мартенситной структурой.

Твердость зоны термического влияния в соединениях из большинства среднелегированных сталей, максимальная на участке перегрева, в состоянии после сварки не превышает обычно HV 400, что свидетельствует о подавлении в значительной мере мартенситного превращения аустенита. Отпуск и в еще большей мере нормализация (закалка) с последующим отпуском понижают твердость в различных участках соединения.

Повышенное содержание марганца, хрома, молибдена и ряда других элементов сообщает сульфидным включениям в средне-легированных сталях большую тугоплавкость, чем в низколегированных сталях. Тем не менее вблизи границы сплавления они часто выделяются в виде пленок или строчек из мелких включений, ухудшая свойства металла.

В результате подобных структурных изменений понижается ударная вязкость металла вблизи границы сплавления. Для устранения последствий перегрева прибегают к различным мерам, зависящим от легирования стали и склонности ее к перегреву.