Л.С. Лившиц

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
для сварщиков
Л. С. ЛИВШИЦ

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
ДЛЯ СВАРЩИКОВ

(СВАРКА СТАЛЕЙ)
ББК 34.64

Л55

УДК 621.79.669.017

Рецензент д-р техн, наук Б. А. Мовчан

Лившиц Л. С.

Л55 Металловедение для сварщиков (сварка сталей). — М.:
Машиностроение, 1979. — 253 с., ил.

В пер.: 1 р. 30 к.

В книге даны основные положения металловедения, их значеше для сварки
металлов и свойств получаемых соединений. При рассмотрении некоторых приклад-
ных вопросов металловедения сварки основное внимание уделено сталям, как
материалам, наиболее -широко применяемым в} различных отраслях народного

„ 31206-097
" 038(01)-79

Книга рассчитана на инженерно-техдических работников сварочного провз-

97-79.

2704060000

ББК 34.64
6П4.3
ОГЛАВЛЕНИЕ

Предисловие

Глава I Основы физического строения металлов и его значение для
сварки

Атомы и межатомные связи

Кристаллическое строение металлов

Несовершенства кристаллического строения

Глава П. Плавление и кристаллизация металлов и сплавов

Плавление металлов, сварочная ванна

Общие закономерности кристаллизации, строения слитка и свар-
ного шва

Аллотропические изменения, их роль при сварке

Диаграммы состояния сплавов и значение их при кристаллиза-
ции металла в сварных соединениях
Кристаллизационные горячие трещины

Глава III Диффузия в металлах, сплавах и сварных соединениях

Основные закономерности процесса
Диффузионные процессы при сварке

Глава IV Деформация, рекристаллизация, разрушение

Деформация и ее роль при сварке

Рекристаллизация и ее значение при сварке

Разрушение. Холодные трещины в сварных соединениях
Особенности свойств сварных соединений

Г л а в а V Сплавы железа с углеродом. Стали. Чугуны

Общая характеристика сплавов

Фазовое и структурное состояние сплавов, значение их при сварке

Гл а в а VI. Структурные и фазовые превращения в сталях и особенно-
сти их при сварке

Процессы, протекающие при иагреве сталей выше температур по-
лиморфных превращений

Процессы, протекающие при охлаждении стали, нагретой выше
температур А3 и At

Превращения при нагреве сталей ниже температуры Aj

Гл а в а VII Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие
в сталях при сварке

Влияние легирующих элементов на фазовые составляющие стали
Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при
нагреве

Влияние легирующих элементов на превращение аустенита при
охлаждении

Влияние легирующих элементов на свариваемость сталей

5

5

15

22

28

28

ПО

НО

117

128

133

133

138
Глава VIII Углеродистые низко- и среднелегированные стали в свар-
ных изделиях и конструкциях Чугуны	149

Углеродистые, низко- и среднелегированные стали, их свойства
и свариваемость	149

Хладостойкие стали	167

Теплоустойчивые стали	170

Глава IX. Высоколегированные хромистые стали и их свариваемость	177

Структура, фазовое состояние и свойства	177

Особенности сварки	185

Глава X Высоколегированные хромоникелевые стали и их сварка	191

Фазовое и структурное состояние	192

Хладостойкие, жаропрочные, кислостойкие и высокопрочные	стали	196

Свариваемость высоколегированных хромоникелевых сталей	205

Глава XI Сварные соединения сталей разнородных по составу и струк-
турному классу	214

Образование промежуточных сплавов в	зоне сплавления	217

Диффузионные процессы в твердом состоянии на границе сплавле.-
ния разнородных сталей	222

Глава XII Твердосплавный наплавленный металл	235

Особенности состава и строения износостойких наплавленных
слоев	235

Значение карбидной фазы	241

Значение основы (матрицы)	247

Список литературы	249
ПРЕДИСЛОВИЕ

Основные промышленные способы сварки связаны с нагревом
металлов в широком интервале температур и последующим охла-
ждением нагретых зон с разными скоростями. Такому тепловому
воздействию на металл при сварке часто сопутствует влияние внеш-
них усилий или сварочных напряжений. Эти факторы в зонах свар-
ных соединений металлов определяют протекание сложных струк-
турных и фазовых изменений, имеющих определяющее значение
для различных свойств: прочности, пластичности, вязкости, жаро-
прочности, коррозионной стойкости и др. Структурные и фазовые
превращения наряду с диффузионными процессами при сварке
часто являются более сложными, чем при термической обработке
металлов. В связи с этим металловедение, рассматривающее зако-
номерности изменения состояния и свойств металлических сплавов
разной природы и состава при различных условиях влияния внеш-
них факторов — температуры, усилий, среды и др., — является
одной из основ сварки.

Для способов сварки плавлением характерно получение свар-
ного соединения, состоящего из трех основных частей: 1) металла
шва, 2) металла зоны сплавления и 3) зоны теплового воздействия
сварочного источника теплоты.

Металл шва образуется при кристаллизаций из жидкого состоя-
ния расплавленного присадочного металла и оплавленного по
кромкам свариваемого металла.

Сварной шов имеет строение литого металла с соответствую-
щими кристаллизационными зонами. Кристаллическое строение
металла шва зависит от условий плавления и кристаллизации рас-
плавленного металла при сварочном цикле (гл. II), от химического
состава и типа диаграммы состояния сплава в металле шва (гл. II),
от диффузионых процессов в жидком и твердом состоянии (гл. III),
от структурных и фазовых превращений при охлаждении в твер-
дом состоянии (гл. VI), а также от напряжений и деформаций,
возникающих при сварке'(гл. IV).

Характер участка сплавления имеет большое значение для
свойств и работоспособности сварных соединений, особенно при
сварке разнородных металлов и различных по составу и структур-
ному классу сталей. На состав и структурное состояние металла
в участке сплавления влияют условия проплавления свариваемой
стали, фазовое и структурное состояние образующихся сплавов
промежуточного состава и диффузионные процессы на границе
раздела (гл. III, IV, VI, XI).

Строение и свойства зоны теплового влияния сталей зависят
от природы свариваемого металла, наличия и характера поли-
морфных, фазовых и структурных превращений при нагреве и ох-
лаждении (гл. V, VI, VII, VIII) и от термодеформациоиного цикла
сварки (гл. IV, VIII). В этих зонах помимо процессов фазовых и
структурных превращений могут протекать процессы рекристалли-
зации и полигонизации (гл. IV).

При сварке давлением соединение металлов происходит в твер-
дой фазе. В этом случае основными зонами сварного соединения
являются контактная зона соединения и зоны теплового влияния
на свариваемых сталях. При этом виде сварки увеличивается роль
и значение упругой и пластической деформации, создаваемой внеш-
ним усилием сдавливания свариваемых металлов (гл. IV). Кон-
тактная зона сварного соединения формируется в сложных усло-
виях, и для ее строения и свойств имеют значение установление
металлической связи (гл. I), рекристаллизация и диффузия (гл. III
и IV), характер образующихся при диффузии прослоек (гл. III,
XI).

Особое значение все приведенные факторы имеют для свар-
ных соединений легированных и высоколегированных сталей
(гл. VIII—XII).

Отдельные вопросы металловедения сварки излагались ранее
в работах С. В. Лашко и Н. Ф. Лашко, В. Н. Земзина, А. М. Ма-
кары, Б. А. Мовчана, Н. Н. Прохорова, М. X. Шоршорова и др.

В настоящей книге сделана попытка общего систематизирован-
ного рассмотрения основных закономерностей металловедения
в связи со значением их для технологии сварки, свариваемости,
строения и свойств сварных соединений.
Глава I

ОСНОВЫ ФИЗИЧЕСКОГО СТРОЕНИЯ
МЕТАЛЛОВ И ЕГО ЗНАЧЕНИЕ ДЛЯ
СВАРКИ

Многообразие свойств металлов, в и том числе различие пове-
дения их при сварке, обусловлено во многом разницей в строении
их атомов, тех элементарных комплексов, из которых построено
каждое вещество. Различия в строении, энергетическом состоянии
и свойствах атомов определяют разницу в характере образуемых
ими элементарных агрегатов — кристаллических решеток метал-
лов, в которых свойства оказываются уже более определенными.
Колонии таких агрегатов — элементарных кристаллических ячеек
образуют кристаллы и поликристаллы, являющиеся теми металла-
ми, с которыми мы имеем дело при практическом их использовании
и свойства которых нам знакомы. Эти поликристаллические ме-
таллы имеют различные массу, пластичность и прочность, по-раз-
ному ведут себя при нагревах и охлаждениях, при сварке. При
этом в последнее время приобрела значение сварка не только ча-
стей одного и того же металла, но сварка металлов с различными
по построению элементарными кристаллическими ячейками и ато-
мами, отличающимися по строению и энергетическому состоя-
нию. Для выяснения причин различия в свойствах металлов кратко
рассмотрим основы их физического строения, в основном по тем
характеристикам, которые могут иметь значение для сварки.

АТОМЫ И межатомные СВЯЗИ

Элементарной комплексной основой элементов, и в том числе
металлов, является атом, состоящий из электрически положитель-
но заряженного ядра и отрицательно заряженных электронов,
вращающихся на разном расстоянии от ядра. Сумма отрицатель-
ных зарядов всех электроиов данного атома равна положитель-
ному заряду ядра. Таким образом, в целом атом электрически
нейтрален, а числовая величина заряда ядра составляет Ze, где
е — элементарный заряд электрона, Z — число электронов. Вели-
чина Z, определяющая кратность заряда ядра элементарным заря-
сво' — ЭТ° аТ0МНЫЙ И0МеР элемента и одна из характеристик

Одна из главных отличительных особенностей элементов —
разница в заряде их ядра. Однако многообразие химических и
физических свойств элементов, и в том числе способность атомов
к соединению друг с другом с образованием связи той или иной
степени прочности, определяется разницей в электронном строе-
нии

Электроны в атомах находятся на разном расстоянии от ядра;
это определяет их энергетический уровень и прочность связи
с ядром. Естественно, что чем ближе находятся противоположно
заряженные ядро и электроны, тем сильнее они притягиваются
друг к другу. Кроме разного расстояния электронных оболочек
от ядра, состояние электронов определяется теми орбитами, по
которым они вращаются. Эти орбиты могут быть круговыми с яд-
ром в центре и эллиптическими с разной степенью эллиптичности.
Да и сама ориентировка орбит в пространстве может быть различ-
ной. Наряду с этим сам электрон вращается вокруг своей оси и
направление этого вращения может быть у разных электронов
противоположным.

На основе законов квантовой механики Н. Бор сформулировал
основные принципы, характеризующие состояние электронов

Состояние электронов в атоме характеризуется четырьмя кван-
товыми числами. Главное квантовое число п характеризует энер-
гетический уровень данной электронной оболочки по отношению
к ядру. Число п может принимать целые значения от 1 до 7, что
свидетельствует о возможности существования у разных элемен-
тов от одного до семи главных энергетических электронных уров-
ней. Каждому главному квантовому числу отвечает соответствую-
щий период в периодической системе элементов Менделеева, т. е.
элементы первого периода имеют только одну основную электрон-
ную оболочку, элементы второго периода — две, третьего пе-
риода — три и т. д. до седьмого периода.

Второе азимутальное квантовое число I определяет степень
эллиптичности орбиты — подуровня, ее эксцентричность по отно-
шению к ядру. Число I может принимать целые значения от 0 до
п — 1. Число электронов, находящихся на каждом из подуровней,
может быть различным

Третье квантовое число т1 характеризует пространственное
положение той или иной орбиты Это число часто называют^маг-
нитным, поскольку оно характеризует магнитный момент электрона
по отношению к ядру. Для орбит с различным значением-/ величина
третьего квантового числа может меняться от —/до +/, принимая
только значения целых чисел.

Четвертое — спиновое квантовое число характеризует соб-
ственное вращение электрона вокруг своей оси. Вращение может
происходить либо в одну, либо в другую сторону, и спиновое
число (или просто ст) может принимать только два значения:
+ */, и —V,.

Свойства атома, и в том числе энергетические показатели связи
между электронами и ядром, а также связь между собой атомов
одних и тех же элементов и атомов различных элементов (что важ-
но ДЛЯ соединения’их сваркой) зависят от общего числа’электронов
в атоме, расположения их по электронным уровням, от степени
заполнения (или, наоборот, от незаполненное™) того или иного
электронного уровня или подуровня, общего числа электронных
уровней, от состояния последнего внешнего электронного уровня,
от того, являются ли спины соседних электронов данного подуров-
ня и особенно электронов внешней оболочки, взаимно уравнове-
шивающими или нет.

Число внешних электронов атома, т. е. электронов, находя-
щихся на внешней оболочке (наивысшем энергетическом уровне)
может быть от 1 до 8. Внешние электроны наименее прочно свя-
заны с ядром, поэтому они легче всего отделяются или отдаляются
от атома. Именно эти электроны в основном ответственны за со-
здание межатомной связи, которая определяется стремлением атома
к получению завершенной электронной оболочки. Поэтому по
числу внешних электронов атома определяется его валентность
и по степени достроенное™ внешней оболочки — его активность
или способность вступать в соединение с другими атомами. Там,
где внешняя оболочка полностью достроена (у гелия — это два
электрона, у остальных элементов — ие менее восьми электронов),
атом вещества оказывается практически пассивным к образованию
связей. К таким элементам относятся инертные газы. Валентность
элемента (максимальная) в периодической системе определяется
группой, в которой находится элемент, что соответствует числу
электронов на внешнем уровне.

Соединение отдельных атомов между собой и образование атом-
ных комплексов обусловливает создание молекул химических сое-
динений, образование атомных агрегатов металлов и других ве-
ществ. Способность атомов одного и того же вещества или различ-
ных веществ соединяться друг с другом в прочный агрегат — об-
разовывать неразъемное соединение является важнейшим факто-
ром при сварке металлов, и в особенности при сварке давлением
в твердом состоянии. При сварке давлением свариваемые поверх-
ности сжимаются до сближения на расстояние, на котором могут
проявиться силы атомного взаимодействия между свариваемыми
поверхностями. Установление атомной связи между этими поверх-
ностями — необходимое условие получения сварного соединения.

В настоящее время между собой сваривают металлы одни и
те же (сталь—сталь, медь—медь и т. д.) и различные (сталь—
никель, медь—никель и др.). Сваривают и металлы с неметалла-
ми керамиками. Номенклатура материалов, свариваемых ме-
жду собой, непрерывно расширяется.

Рассмотрение природы связи между атомами имеет первосте-
енное значение как для понимания условий образования раз-
ичных соединений, и в том числе сварных, так и для разработки
<.°ВдХ процессов и новых видов сварных соединений.

апО,,МЫ различных элементов отличаются между собой числом
тронных оболочек—энергетических уровней, на которых
расположены электроны. При этом, если рассматривать какой-
либо данный атом, то чем выше'энергетический уровень (чем больше
главное квантовое число) электронной оболочки, тем дальше элек-
троны находятся от ядра, тем выше свободная энергия электронов,
тем менее прочно они связаны с ядром.

Имеет значение не только увеличение расстояния этих электро-
нов от ядра и уменьшение силы взаимодействия между электроном
и ядром, но и экранирующее влияние промежуточных электрон-
ных оболочек. Поэтому электроны внешних оболочек в атоме сла-
бее связаны с атомом, чем все остальные электроны. Они могут
при соответствующих условиях отдаляться от атома, могут вообще
его покидать, переходя, например, к другому атому, у которого
внешняя оболочка имеет более низкий энергетический уровень и
свободное место (недостроена). Таким образом, одним из факторов,
определяющих соединение атомов, является энергетическое со-
стояние электронов на внешней оболочке — валентных электро-
нов: чем слабее они связаны с атомом, тем легче они переходят к об-
разованию связи с другим атомом.

Прочность связи внешних электронов с атомом определяется
помимо перечисленных и другими факторами. Большое значение
имеет степень заполненности внешней оболочки. Максимальное
число электронов на внешней оболочке — восемь. Пример с инерт-
ными газами, имеющими полностью застроенные внешние оболочки
и не образующими соединений с атомами других веществ, свидетель-
ствует о том, что чем полнее застроена внешняя оболочка, тем проч-
нее закреплены на ней электроны. Поэтому атомы с одним электро-
ном на внешней оболочке легче всего его отдают.

На прочность закрепления внешнего электрона у своего атома
также влияет компенсация или вернее образование замкнутых
магнитных полей, создаваемых спинами электронов (вращением
электронов вокруг своей оси). Если у атома имеются два внешних
электрона с антипараллельными спинами (вращающимися в раз-
ные стороны), т. е. имеющих четвертое квантовое число у одно-
го — х/2, у другого -4-V8, то магнитные поля, создаваемые при вра-
щении заряда электрона, образуют более замкнутое магнитное
поле, способствующее удержанию каждого из электронов. Есте-
ственно, если на внешней орбите имеется только один^ электрон
и нет электрона с антипараллельным спином, то этот электрон
удерживается слабее, чем два электрона с противоположными спи-
нами. Однако бывают и случаи, когда имеются пары электронов
с параллельными спинами. Это обстоятельство не должно способ-
ствовать их удержанию.

Если рассматривать соединение двух различных атомов (сварку
различных металлов), то наличие на внешних оболочках атомов
с противоположными спинами должно обусловливать образова-
ние уравновешенных магнитных полей и улучшение свариваемости.

Сила, с которой удерживается электрон у своего атома (речь,
конечно, идет о внешних электронах), определяется ионизацион-
ным потенциалом — напряжением, которое необходимо приложить,
чтобы оторвать электрон и сделать атом положительно заряженным
лоном У атома может быть несколько ионизационных потенциа-
лов в соответствии с тем, сколько у него электронов на внешней
оболочке и какой по счету электрон отрывается.

Значения первых ионизационных потенциалов различных эле-
ментов (отрыв первого электрона с внешней орбиты) — важный
показатель способности атомов к установлению межатомных
связей — приведены в табл. 1. Из таблицы видна периодичность
изменения данной характеристики. Наиболее высокие потенциалы
ионизации имеют элементы с полностью заостренной внешней обо-
лочкой (инертные газы). По мере уменьшения степени заполнения
внешнего уровня потенциал, как правило, падает. Наинизшие по-
тенциалы имеют элементы с наименее заостренными оболочками.
По мере увеличения атомного номера элемента сказывается экра-
нирующее влияние внутренних электронных уровней.

Вторые и последующие потенциалы ионизации (там, где они
имеются), как правило, сохраняют ту же периодичность в изме-
нении

Ионизационные потенциалы в определенной степени, по-види-
мому, могут служить энергетическим показателем способности
к соединению отдельных частей тех или иных металлов. При
условии, что произошло сближение соединяемых частей на рассто-
яния сил атомного взаимодействия и соединяемые поверхности
чисты, для установления соответствующей атомной связи нужна
какая-то энергия для активации атомов соединяемых частей. Чем
ниже потенциал ионизации атома, тем легче его сделать активным
для установления связи. С этой точки зрения среди интересующих
технику металлов легче всего должен свариваться в твердом
или пластичном состоянии между собой алюминий (ионизационный
потенциал 5,98 эВ), несколько труднее — титан (6,82 эВ), затем —
ниобий (6,88 эВ), молибден (7,1 эВ), свинец (7,42 эВ), серебро
(7,57 эВ), никель (7,63 эВ), магний (7,64 эВ), медь (7,72 эВ),
железо (7,8 эВ), вольфрам (7,98 эВ). Конечно, не только потен-
циал ионизации имеет значение для сварки давлением (в твердом
состоянии). Важны и некоторые другие характеристики (в част-
ности, возможность сближения при деформации), о чем речь будет
идти дальше. Это определяет возможность отклонения от приве-
денного порядка.

Для прочности межатомной связи большое значение имеет^ее
тип, т. е. способ и принцип соединения атомов между собой.

Основой межатомной связи и, следовательно, образования не-
разъемных соединений является взаимодействие электронов, а дви-
жущей силой этого взаимодействия — стремление атомов к полу-
чению завершенных электронных оболочек и достижению наиболее
устойчивого распределения электронов по уровням и подуровням.
° результате различных взаимодействий между атомами может об-
разовываться несколько типов наиболее устойчивых электронных
Потенциалы ионизации атомов

-				-		ЧИСЛО	
		электро-				электро-	Потенциал
	Элемент	нов на			Элемент	нов на	ионизации,
35		внешнем	эВ			внешнем	эВ
		уровне		«С x		уровне	
1	н	j	13,595	46	Pd	]	8,33
2	Не	2	24,581	47	Ag	1	7,574
				48	Cd	2	8,991
4  5  6 7  8	Li Be  В С N О	2 3  4  5 6	5,39 9,32 8,296 11,256 14,53 13,614	49  50  51  152  53  54	In Sn Sb Те  I Xe	3 4  5 6 7  8	5,785 7,342 8,639 9,01  10,454 12,127
9		7	17 418	55	Cs	I	3,893
10	Ne	8	21,559	56	Ba	2	5,210
				57	La	2	5,61
11  12  13  14  15	Na Mg Al Si P	2  3  4  5	5,138 7,644 5,984 8,149  10,484	58  59  60	Ce  Pr Nd	2  2  2	6,91 5,6=0,05  5,76  6,31 5,51=5=0.02
16  17  18	S Cl Ar	6  7  8	10,357  13,01  15.755	61  62  63  64	Pm Sm Eu Gd	2 2  2 2	5.6  5.67  6,16
				65	Tb	2	6,74
19	К	1	4,338				5,98=0,02
20	Ca	2	6,111	66	Dy	2	6,82
21	Sc	2	6,54	67	Ho	2	
22	Ti	2	6,82	68	Er	2	6,08=0,03
23	у	2	6,74	69	Tu	2	6.14=5=0,06
24	Cr	1	6,764	70	Yb	2	6,2
25	Mn	2	7,432	71	Lu	2	6,15
26	Fe	2	7,87	72	Hf	2	7
27	Co	2	7,86	73	Ta	2	7,88
28	Ni	2	7,633	74	W	2	7,98
29	Cu	1	7,724	75	Re	2	7,87
30	Zn	2	9,391	76	Os	2	8,7
31	Ga	з	6	77	Ir	2	9
32	Ge	4	7,88	78	Pt	]	9
33	As	5	9,81	79	Au	1	9,22
34	Se	6	9.75	80	Hg	2	10,43
35	Br	7	11,84	81	Tl	3	“ 6,106
36	Kr	8	13,996	82	Pb	4	7,415
				83	Bi	5	7,287
			4,176	84	Po	6	8,43
37	Rb	1		85	At	7	9,2=0,4
38	Sr	2	5,692	86	Rn	8	10,746
39	Y	2	6,38	87	Fr	1	3,98=0,1
40	Zr	2	6,84		Ra	2	л 5,277
41	Nb	1	6,88	89	Ac	2	6,86=0,6
42	Mo	1	7^28	90	Th	2	6,95=0,06
43	Tc	2		91	Pa	2	__
44	Ru	1	7,364	92	u	2	I
45	Rh		7,46 j				6,08=0,08
Рис.'1. Схема перехода наиболее устойчивые электронные конфигурации [<с]

структур. Ими оказываются структуры инертных газов и струк-
туры, имеющие во внешней оболочке 18 электронов Таким обра-
зом, при взаимодействии между собой атомов различных веществ
каждый из них путем отдачи или захвата электронов стремится
приобрести ближайшее ему устойчивое электронное строение
Схематическое изображе i е склонности атомов различных эле-
ментов к переходу в наиболее устойчивые электронные конфигура-
ции по Косселю—Некрасову представлено на рис 1. Атомы
металлов стремятся к достижению устойчивой электронной конфи-
гурации, как правило, путем отдачи электронов

Возможность отдачи электронов одними атомами и присоедине-
ние их другими создает положительно и отрицательно заряжен-
ные ионы, которые, притягиваясь друг к другу, обусловливают
наличие прочной атомной связи. По типу образования такая связь
между атомами называется ионной (рис. 2, а) и естественно воз-
можна только между атомами элементов, обладающих различной
способностью к отдаче и присоединению электронов. Ионную связь
часто называют еще гетерополярной в связи с тем, что она возни-
a — „ионная, б — ковалентная, « — полярная, г — металлическая

кает между различно заряженными атомами. Примером такого ион-
ного соединения может быть поваренная соль. В ней атом натрия
отдает электрон и становится положительным ионом, а атом хлора
приобретает электрон и становится отрицательным ионом.

Другим видом связи атомов в твердых телах является ковалент-
ная или гомеополярная, иногда ее называют атомной связью
(рис 2, б). Для этого типа связи характерно объединение электро-
нов двух соседних атомов (по-видимому, объединяться должны
электроны с антипараллельными — противоположными спинами).
Такое объединение электронов создает для них общую орбиту
с двумя ядрами внутри и может носить непрерывный характер за
счет того, что разные электроны внешней оболочки спариваются
с соответствующими электронами разных атомов. В результате
образуется твердая частица размером, зависящим от количества
данного вещества. Такую связь могут образовывать не только раз-
личные по своей природе атомы, как это было в случае ионной свя-
зи, но и атомы одного и того же элемента. Характерным примером
вещества с такими связями может быть алмаз, в котором каждый
атом углерода ковалентно связан с четырьмя другими. Этот тип
связи весьма прочен. Вещества с такой связью имеют поэтому
высокую температуру плавления и твердость.

Молекулярная связь (связь Ван-дер-Ваальса) характерна для
атомов с относительно легко деформируемыми электронными обо-
лочками и для объединившихся в молекулы атомов, также способ-
ных к деформации внешних объединенных оболочек.

Взаимовлияние магнитных полей большого числа атомов или
молекул приводит к тому, что в некоторых^ из них воэ«икает за-
метно выраженная поляризация — облако отрицательно заря-
женных электронов смещается в одну сторону, а положительно
заряженные ядра — в другую. Образующиеся таким образом
диполи способствуют поляризации соседних атомов 'или
молекул, в результате чего вся дипольная система ориенти-
руется таким образом, что друг с другом контактируют противо-
положные заряды, между которыми действуют силы притяжения,
определяющие связь (рис. 2, в) Эта связь менее прочна, чем рас-
смотренные выше, и вещества с молекулярной связью имеют бо-
лее низкие температуры плавления и сублимации.
РИС. 3. Схема сил притяже-
ния и отталкивания (Л) и
энергии свяэн (6)-

I — отталкивание; 2 — при
тяжение; 3 — результирую-
щее взаимодействие

Прочность молекулярной связи определяется действием двух
сил. С одной стороны, между двумя частицами действуют силы
притяжения, обусловленные поляризацией зарядов, с другой —
при сильном приближении друг к другу частиц начинают действо-
вать силы отталкивания, обусловленные взаимодействием внеш-
них электронных слоев (рис. 3). С увеличением расстояния между
частицами силы отталкивания уменьшаются гораздо резче, чем
силы притяжения. Это обусловливает при определенном расстоя-
нии установление равновесия (рис. 3). Расстояние d0 между ча-
стицами (центрами частиц), отвечающее такому равновесию сил,
определяет устойчивое состояние, характерное для строения^дан-
ного вещества, при этом d0 энергия связи Есо максимальна?

Металлы имеют особый тип связи между атомами, названный
поэтому металлической связью. Особенность металлической связи
обусловлена некоторыми характерными признаками строения
внешних оболочек металлических атомов. Как правило, у атомов
этих элементов на внешней оболочке имеется только один или два
электрона. Это определяет то, что связь электронов с атомом ока
зывается не сильной и электроны сравнительно легко могут от
делиться от атома. Об этом свидетельствуют невысокие потенци
алы ионизации атомов металлов (табл. 1). В связи с особенностями
строения металлических атомов — слабой связью внешнего элек
трона, металлические свойства оказываются ярче всего выражен
ными у элементов, находящихся в левой (первые группы с малыл
числом валентных электронов) нижней (большее число экрани
рующих электронных оболочек) части периодической таблицы

Слабая связь внешнего электрона приводит к тому, что в атом
ном агрегате эти электроны отрываются и беспорядочно блуждают
между образовавшимися (оставшимися) положительными ионамь
(рис. 2, г). Конечно, отрыв электронов происходит не одновремен
но у всех атомов, некоторые из них, по-видимому, могут оставаться
неионизированными. Со временем могут оторваться внешни»
электроны и от них. В то же время, к какому-нибудь из ионизиро
данных атомов может присоединиться электрон из блуждающих
в электронном газе. Таким^образом, в каждый данный момент атом-
ный агрегат металла имеет положительно заряженные ионы, ка-
кое-то число нейтральных атомов и отрицательно заряженный элек-
тронный газ с беспорядочным движением электронов При наложе-
нии внешней разности потенциалов к такому металлу создается
упорядоченное, направленное движение оторвавшихся от атомов
электронов от минуса к плюсу. В металле возникает ток. Поэтому
оторванные от атомов электроны в металле называют электронами
проводимости.

Связь между отдельными атомами в таком атомном металли-
ческом агрегате обусловлена взаимодействием каркаса из положи-
тельных ионов и отрицательно заряженным электронным^газом.
Определенное значение для связи имеют и те обмены, которые про-
исходят между электронным газом и нейтральными атомами.
Металлическая связь в целом достаточно прочна и эластична
в связи с наличием первичного электронного газа как несущего
элемента этой связи.

Природа металлической связи слишком сложна, чтобы’можно
было четко перечислить все факторы и характер их влияния на
прочность связи между атомами в металлах и на значение их при
сварке Об относительной прочности этих связей у разных метал-
лов можно судить по косвенным признакам — теплоте плавления
и теплоте испарения, поскольку и в том и в другом случае тепловая
энергия затрачивается на преодоление, разрушение атомных свя-
зей. При плавлении, по-видимому, происходит первая стадия разру-
шения кристаллического комплекса металлов Однако отдельные
агрегаты кристаллитов могут сохраняться у металлов и в распла-
вленном состоянии. Полное разрушение кристаллов и нарушение
связей происходит при испарении. Поэтому по скрытой теплоте
испарения, а еще лучше по сумме теплоты испарения и теплоты пла-
вления, можно приближенно судить о сравнительной прочности
атомной связи у различных металлов и соответственно о прочности
соединения, в том числе и сварного.

Табл. 2 позволяет считать, что при достаточном сближении
и активации чистых металлических поверхностей прочность связи
в образующемся сварном соединении должна возрастать^ от маг-
ния к вольфраму.

Если сопоставить данные табл. 2 с величинами потенциалов
ионизации (см. табл. 1), то можно полагать, что на основании учета
только этих двух факторов лучше всего в твердом состоянии должны
свариваться титан и ниобий (при достаточной деформации и сбли-
жении), так как у них при низких потенциалах ионизации и соот-
ветственной низкой энергии активации атомов оказывается наибо-
лее прочной связь в образующемся соединении. Хуже всего, по
тем же признакам, должен свариваться магний (высокий потен-
циал ионизации и невысокая прочность связи). Неплохо должен
свариваться алюминий. Медь и железо по рассматриваемым прин-
14
Таблица 2

Теплота плавления (?пл и теплота испарения QIK„
некоторых металлов, кал/г ат

Металл	Mg	РЬ		Al		Си		Fe
Опл	2 160	1 225		2 570		3 120		3 700
Снсп	31 500	42 880		67 950		72 800		84 620
Спл + Qncri	33 660	44 105		70 520		75 920		88 320
Металл	Nl		Tl		Nb		w	
Опл	4 200		4 500		6 500		8 420	
Qaen	91 000		101 000		155 000		184 580	
Спл 4* Qaen	95 210		105 500		161 500		193 000	

ципам, должны свариваться приблизительно одинаково. Рассмо-
тренные два фактора не являются единственными, имеющими зна-
чение для сварки. В дальнейшем будут рассмотрены также и
другие.

КРИСТАЛЛИЧЕСКОЕ СТРОЕНИЕ
МЕТАЛЛОВ

Природа металлической связи обусловливает отсутствие в ней
направленных сил, поскольку связующей средой для ионов слу-
жит равномерно распределенный электронный газ, состоящий из
отделившихся внешних электронов. Остающиеся у ионов заполнен-
ные или незаполненные подоболочки, взаимодействуя, определяют
строгую закономерность расположения атомов — ионов в виде
так называемой пространственной кристаллической решетки.
Закономерность такого построения определяется тем, какие под-
уровни взаимодействуют и какова их энергия. Характер законо-
мерного расположения атомов определяет вид пространствен-
ной кристаллической решетки. Для металлов характерны три
типа кристаллических решеток: кубическая гранецентрированная,
кубическая объемно-центрированная и гексагональная плотноупа-
кованная.

Построение той или иной кристаллической решетки следует
рассматривать как закономерное расположение атомов — ионов.
Так, для кубических решеток атомы, располагаясь в вершинах
на равном расстоянии, образуют как бы фигуру куба (атомы по
углам) с дополнительным атомом в центре или на грани (рис. 4).
Рис. 4. Кристаллические решетки металлов (А — схема расположения
атомов, Б — условное обозначение):

1,4 — гексагональная плотноупаковаииая, 3, б — кубическая объемно-
центрированная, 2, 5 — кубическая гранецентрвроваивая [49]

Для гексагональной характерно расположение в виде шестигран-
ника (рис. 4). Многократное повторение такого элемента постро-
ения (элементарной ячейки) создает кристалл того или иного ме-
талла (элемента или вещества). Атомы в таких решетках распо-
ложены не на произвольно больших расстояниях, как изображают
схему элементарной ячейки или решетки, а на расстояниях, опре-
деляемых равнодействующими сил взаимодействия между поло-
жительными зарядами ионов (избыточные заряды ядер), отрица-
тельными зарядами оставшихся оболочек и взаимодействия поло-
жительных зарядов ионов с отрицательно заряженным электрон-
ным газом. Таким образом это прилегающие друг к другу упру-
гие шары. Расстояние между центрами атомов, естественно, будет
зависеть от закономерности их расположения, т. е с изменением
типа решетки одного и того же вещества расстояние между цен-
трами атомов будет меняться (в силу упругости шаров).

У многих металлов наблюдается так называемый полиморфизм
т. е изменение типа кристаллической решетки с изменением тем-
пературы. Так, например, у железа имеются две основные поли-
морфные формы: кубическая объемно-центрированная и кубиче-
ская гранецентрированная. Изменение кристаллического строения
одного и того же металла с изменением температуры объясняется
изменением энергетического состояния атомов и, соответственно,
взаимодействия оболочек.

Таким образом, кристаллическую решетку помимо ее типа
характеризуют атомный диаметр и параметр (постоянная) решетки
Атомный диаметр — это расстояние (соответственно атомный
16
радиус — половина расстояния) между
центрами двух ближайших (контактирую-
щих) атомов В соответствии с изложенным
атомный диаметр — в определенной мере
условная величина, зависящая для одного
и того же элемента от типа решетки
Параметр решетки характеризуется раз-
мерами ребер элементарной кристалличе-
ской ячейки. Для кубической решетки
имеется один параметр а — ребро куба,
для гексагональной решетки — два пара-
метра а и с (рис 4) При плотной упаковке
атомов отношение da должно составлять

Рис. 5 Тетрагональная ре-

1,633.

Однако при некоторых обстоятельствах, о чем речь будет идти
дальше, кубическая решетка может искажаться, и одна из ее гра-
ней при этом становится больше другой Такая тетрагональность
решетки характеризуется двумя параметрами: а и с (рис. 5).
Степень тетрагональности определяется величиной отношения da.

Помимо указанных характеристик кристаллическая решетка
характеризуется также координационным числом, плотностью упа-
ковки или степенью заполнения, индексами атомных плоскостей.

Координационное число характеризует условия взаимодей-
ствия атомов и принцип построения решетки. Оно определяется
числом атомов, находящихся на наименьшем равном расстоянии
отданного атома. Так, например, у простой кубической решетки,
имеющей только по атому в вершине куба, координационное число
равно шести (К = 6), т. е любой атом, находящийся в вершине
куба, имеет шесть соседей на расстоянии ребра куба. Для куби-
ческой объемно-центрированной решетки К = 8, кубической гра-
нецентрированной К = 12, гексагональной обычной К = 6 и
гексагональной плотноупакованной К = 12. Для удобства куби-
ческие решетки обозначают буквой К и соответствующей циф-
рой координационного числа К-6 — обычная, К-8 — объемно-
центрированная и К-12 — гранецентрированная; гексагональ-
ные решетки: буквой Г и цифрой: Г-6 — обычная и Г-12 —
плотноупакованная. С увеличением координационного числа есте-
ственно увеличиваются межатомные расстояния. Поскольку атом-
ный диаметр или радиус одного и того же элемента зависят от
типа кристаллической решетки, они естественно различны при
разном координационном числе. В связи с этим для сравнения атом-
ных диаметров при одинаковых условиях их следует приводить
к одному координационному числу, в частности к 12,

Координационное число....................... 12	8	6	4

Атомный диаметр . .	...	.1	1,03 1,04 1,14

С типом решетки и координационным числом связана ее ком-
пактность Мерой компактности решетки служит степень запол-
нения атомами объема элементарной ячейки, определяемая числом
атомов, приходящихся на одну элементарную ячейку решетки
того или иного типа В простой кубической решетке каждый из
восьми атомов, находящихся в вершине куба, принадлежит од-
новременно восьми ячейкам. Таким образом, одна ячейка содер-
жит только один атом. В объемно-центрированной кубической
решетке к этому одному атому добавляется один атом в центре
куба, т. е. элементарная ячейка объемно-центрированной решетки
состоит из двух атомов.

Аналогичным образом определяется, что ячейка гранецентри-
рованной решетки состоит из четырех атомов Зная число атомов,
приходящихся на одну ячейку, можно определить степень запол-
нения решетки Для объемно-центрированной кубической решетки
с параметром а объем ячейки равен а3. Атомный диаметр равен
расстоянию между центрами соседних атомов, один из которых на-
ходится в вершине куба, а второй — в центре куба. Таким обра-
зом, атомный диаметр равен половине диагонали куба /3/2а.
При объеме одного атома 4/3 лг3 (г — атомный радиус, половина
атомного диаметра) с учетом того, что на ячейку объемно-центри-
рованного куба приходятся дйа атома, объем атомов, относящихся

4	/ V я

к одной ячейке, v = 2--$- л -al =—|—, т. е. степень за-
полнения я/3/8 = 0,68а3, иначе говоря, степень заполнения
кубической объемно-центрированной ячейки составляет 68%. Ана-
логичный подсчет степени заполнения ячейки кубической гране-
центрированной решетки дает значение 73%, т. е. гранецентри-
рованная кубическая решетка является более плотно упакованной.

Хотя природа металлической связи обусловливает отсутствие
направленных связей в кристаллической решетке, свойства эле-
ментарной ячейки и комплекса таких ячеек, образующих моно-
кристалл, оказываются различными по разным направлениям.
Объясняется это тем, что плотность заполнения атомами у кри-
сталлической решетки в различных направлениях различна. Для
того чтобы определить и четко обозначить это различие в плотности
заполнения атомами кристаллической решетки по разным напра-
влениям, введено понятие об атомных или кристаллографических
плоскостях кристаллических решеток. Кристаллографической
плоскостью называют прямую плоскость, проходящую через группу
атомов кристаллической решетки. Естественно, в зависимости
от положения в пространстве таких плоскостей у кристалличе-
ской решетки может быть несколько. На рис. 6 приведены примеры
некоторых возможных кристаллографических плоскостей объемно-
пентрированной и гранецентрированной кубических решеток.

Для обозначения кристаллографических плоскостей принята
система индексов. Если координатные оси х, у, г выбрать так,
чтобы они были параллельны ребрам элементарной ячейки, а мас-
штаб по каждой оси был равен параметру решетки, то такие оси
18
Рнс. 6 Примеры кристаллографических плоскостей к/Сических решеток [62]

А — объеыиоцентрированиая; Б — гранецентрироваиная

будут кристаллографическими координатными осями, а масштаб
выразится в осевых единицах. Индексами той или иной плоскости
будут три целых числа, обратно пропорциональные числу осевых
единиц, отсекаемых плоскостью на соответствующих координатных
осях. Например, для кубической решетки (рис. 6, а) плоскость
грани куба отсекает на осях отрезки 1; оо; оо, Обратные величины
этим значениям: 1; 0; 0. Соответственно диагональная плоскость
будет иметь индексы (ПО — рис б, б). Положение плоскостей
(111) и (112) для кубических решеток видно на рис. 6, в и 6, г.
Кристаллографические плоскости гранецентрированной решетки
представлены на рис. 6, д, е, ж.

Важная характеристика различных атомных плоскостей, гу-
стота заполнения ее атомами, по существу, определяет прочность
связи на этой плоскости. В кубической объемно-центрированной
решетке на плоскости (100) имеются четыре атома (в элементарной
ячейке). Однако каждый из этих атомов одновременно принадле-
жит четырем ячейкам. Поэтому каждая плоскость (100) площадью
а2 имеет 1 атом. Диагональная плоскость объемно-центрированной
решетки имеет 2 атома при площади а2 1^2, т. е. на один атом при-
ходится - У? площади, т. е. плоскость (ПО) гуще заполнена ато-
мами, чем плоскость (100). В гранецентрированной кубической
решетке, наоборот, плоскость (100) более густо заполнена атомами,
чем плоскость (ПО). Еще больше атомов имеется на плоскости
(111) этой решетки.

Различная плотность атомов на разных плоскостях определяет
различие по разным направлениям свойств ячейки и комплекса
ячеек, образующих монокристалл. Такое различие свойств по
разным направлениям называют анизотропией

Рассматривая данные табл. 3, можно отметить некоторые об-
стоятельства, которые должны иметь значение для сварки различ-
Таблица 3

Характеристики кристаллического строения некоторых металлов

		Распределение		Коорди- нацией*	Межатомные расстояния Кх		Параметры решетки Кх		ЯТапол'-Ь	Диаметр атома Хх
номер				число	ч,	4=	о	с	решетки атомами.	для Х=- 12
12	Mg	2 8 2	ГПУ	6-|-6	3,1906	3,203	3,203	5,2002	74	3,2
13	Al	2-8 3	гцк	12	2,8577	—	4,0414	—	74	2,857
22	Ti	2-8 10-2	а-ГПУ до 882° Р-ОЦК (900°) выше 882°	6-|-6 8	2,8898  2,8578	2,9445	2,9504  3,3065	4,6838	74  68	2,93  2,87
26	Fe	2 8 14 2	a-ОЦК до 911° ?-ГЦК 911-1335°	8  12	2,4773 2,5734 (916°) 2,5342		2,8606  3,6394 (916°)  2,9263	-	68  74  68	2,54  2,52
28	Ni	2-8-16 2	ГЦК	12	2,4865	—	3,5165	—	74	2,487
29	Cu	2-8 18 1	ГЦК	12	2,5508	—	3,6074	—	74	2,551
41	Nb	2-8 18 12 1	оцк	8	2,8526	—	3,294			68	2,94
47	Ag	2-8 18 18-1	ГЦК	12	2,5508	—	3,6074	—	74	2,551
74	W	2 8-18 32-12 2	оцк	8	2,7353	—	3,1586	—	68	2,82
82	Pb	2-8 18 32-18 4	ГЦК	12	3,4932		4,9401	-	74	3,49
ных металлов и ориентировочно определить пары, которые должны
свариваться между собой легче или труднее.

Для соединения двух металлов, помимо прочего, должно иметь
значение соответствие их кристаллического строения и размеров
атомов Лучшие условия для совмещения атомов и установления
общности кристаллического строения соединяемых металлов,
т е. для их сварки, будут в том случае, если у них будут одинако-
выми кристаллические решетки, близкими параметры однотипных
решеток и размеры атомов.

Высказанное соображение позволяет из приведенных в табл 3
металлов выделить три группы с одинаковыми по типу кристалли-
ческими решетками (табл. 4) Из табл. 4 видно, что очень близки
друг к другу по типу решетки, ее параметру и межатомному рас-
стоянию никель, медь и серебро, а при температуре выше поли-
морфного превращения и железо. Никель, медь и серебро должны
поэтому хорошо соединяться между собой методами сварки давле-
нием в твердом состоянии. При температуре выше а — у-превра-
щения к указанным элементам добавляется и железо. При том же
типе кубической гранецентрированной решетки алюминий не-
сколько отличается от перечисленных элементов параметром и
диаметром атома. Это отличие составляет ~ 12%, и, по-видимому,
алюминий соединить с никелем, медью и серебром труднее. Еще
труднее по этому признаку должен привариваться к перечислен-
ным элементам свинец.

Таблица 4

Некоторые элементы, близкие по кристаллическому строению

Тип решетки	гцк					
Элемент	Ni	Си	Ag	Fe выше 911°С	Al	Pb
Параметр решет- ки Кх	3,5	3,6	3,6	3,6	4	4,9
Межатомное рас- стояние Кх	2,5	2,6	2,6	2,6	2,9	3,5
Тип решетки	оцк				ГПУ	
Элемент	Ti выше 900° С	Fe до 911° С	Nb	W	Mg	Ti до 882° С
Параметр решет- ки Кх	3,3	2,9	3,3	3,2	3,2/5,2	3/4,7
Межатомное рас- стояние Кх	2,9	2,5	2,9	2,7	3,273,2	2,9/2,9
Из объемно-центрированных металлов неплохо должны соеди-
няться между собой титан и ниобий, выше температуры 900° С
также и вольфрам Соединение с железом должно происходить
труднее из-за большей разницы в характеристиках кристалличе-
ской решетки.

Однако еще раз необходимо подчеркнуть, что имеются и дру-
гие факторы, определяющие свариваемость различных металлов.

НЕСОВЕРШЕНСТВА КРИСТАЛЛИЧЕСКОГО
СТРОЕНИЯ

Рассмотренное выше идеальное строение кристаллической ре-

шетки металлов в реальных кристаллах практически не имеет
места. Только при идеальных условиях кристаллизации и роста
в так называемых нитевидных кристаллах толщиной всего в не-

сколько микрометров удается получить кристаллическое строение,
близкое к тому, о котором шла речь.

В реальных кристаллах четкая закономерность построения
кристаллической решетки нарушается наличием несовершенств.
Роль несовершенств кристаллического строения огромна. Они
определяют основные механические свойства металлов, их способ-
ность сопротивляться воздействию внешних сил, способность к де-
формации при нагружении, склонность к хрупкости, а также пове-
дение при сварке, особенно давлением в твердом состоянии и при
сварке плавлением. Имеются три основных вида несовершенств:
точечные, линейные и плоские. Точечные (нульмерные) несовершен-
ства (рис. 7) — это пропуски отдельных атомов в решетке (незапол-
ненные узлы); лишние, внедренные атомы в междуузлии; замещен-

ные в узле атомы данного элемента атомами другого элемента.

Любое из перечисленных несовершенств приводит не только к

нарушению геометрически правильного атомного строения, но
и к энергетическим изменениям в области дефекта. В этом месте
могут уменьшиться или увеличиться, а также исказиться пара-
метры решетки и, следовательно, появиться тетрагональность
кубической решетки. Такая местная геомет-

Рис. 7. Точечные дефекты
кристаллической решет-

а — незаполненный узел,
6 — внедренный в меж-
дуузлне атом; в — за-
мещенный атом

рическая н энергетическая неравномерность
в решетке приводит к тому, что при нали-
чии каких-либо внешних энергетических
воздействий (теплота, колебания, облучение
и т. д ) дефектные места первыми выходят из
занимаемого положения и начинают пере-
мещаться. Если речь идет о пропусках
в узлах или замещенных в узлах атомах, то
при их перемещении место в узле занимает
атом основного элемента, свободная энергия
в этом узле понижается до величины свобод-
ной энергии бездефектных узлов решетки.
Может быть и так, что при перемещении
атома из междуузлия освободившееся
место остается незанятым.

Линейные (одномерные) дефекты
образуются вследствие появления
в какой-то части кристалла дополни-
тельной атомной плоскости (экстра-
плоскости) вследствие частичного
сдвига в кристалле одной части пло-
скостей по отношению к другой.

При появлении в кристалле
экстраплоскости образуется линей-
ный дефект, называемый краевой
или линейной дислокацией (рис. 8).
Линия дислокации представляет со-
бой проекцию внедренного атомного
ряда и обозначается значком J_, если
дислокация положительная (экстра-
плоскость «вставлена» сверху), и зна-

Рнс. 8. Схема краевой (линейной)
дислокации:

PQ — экстраплоскость; ЕД-в —
вектор Бюргерса; L — обозначе-
ние дислокации

чком т, если дислокация отрица-

тельная (экстраплоскость вставлена снизу). Дислокация вносит
определенные энергетические искажения в ^кристаллическую ре-

шетку н является, естественно, неравновесным — наименее ста-
бильным участком кристалла. Внешние энергетические вмеша-

тельства в первую очередь активизируют t дислокацию, и она
может начать передвижение.

Степень искажения кристаллической решетки — показатель
энергии нестабильности дислокации. Этот показатель определя-
ется вектором Бюргерса— отрезком, на который одна из сторон
замкнутого четырехугольника вокруг^дислокации (A BCD) отли-
чается от противоположной стороны (рис. 8).

(Помимо краевой дислокации следует кратко остановиться и
на другом типе дислокации— винтовой (рис. 9). Образование этой
Рис. 10. Дислокационные ямкн травления в кремнистом железе Х900 [64]

дислокации можно представить себе как смещение в кристалле
одной части атомных рядов по отношению к другой (рис. 9, а)
под влиянием сдвиговых напряжений — т. При этом в месте кри-
сталла у вершины смещения образуется винтовая дислокация
(рнс. 9, б).

В связи с меньшей энергетической устойчивостью места выхода
дислокаций на поверхность легче травятся и обнаруживаются,
таким образом, на полированной поверхности в виде ямок травле-
ния (рис. 10).

Причины образования дислокаций до сих пор достаточно точно
не установлены Однако чаще всего появление их связывают с ус-
ловиями кристаллизации При этом значение могут иметь различ-
ные факторы, нарушающие последовательное бездефектное по-
строение кристаллической решетки металла. Этими факторами
могут быть возникновение напряжений в растущем кристалле,
его деформация, сегрегация примесей с изменением состава смеж-
ных атомных слоев, ускоренное охлаждение, осложняющее нор-
мальные условия роста зерен.

Особенно большое скопление дислокаций имеет место на гра-
ницах зерен. В этих участках высокая плотность дислокаций
связана с сильной (большеугловой) разориентировкой атомных
плоскостей на поверхностях различных зерен, выросших из раз-
ных центров Однако повышенная плотность дислокаций имеет
место и на границах субзерен с небольшой разориентировкой
(малоугловые границы), образовавшихся вследствие полигони-
зации.

Размножение дислокаций происходит при пластической де-
формации В этом случае протекают также процессы движения и
торможения дислокаций.
Таблица 5

Реальные и теоретические значения критического
сопротивления сдвигу [39], кгс'мм-

Металл	Реальная величина критического сопротивления сдвигу	Модуль сдвига G	Теоретическая величина критического сопротивления	
			ткр= G/2.1	Ткр = б/зо
А1	0,12-0,24	2700	430	90
Си	0,1	4620	735	154
Ag	0,06	2910	455	97
Ni	0,58	7800	1240	260
Fe	2.9	6900	1100	230
Mg	0,08	1770	280	59

Представление о дислокациях и впоследствии их эксперимен-
тальное обнаружение и изучение сыграло огромную роль в разви-
тии науки о металлах. Прежде всего только благодаря дислока-
циям удалось объяснить разницу между теоретическими и реаль-
ными механическими свойствами металлов. И А. Одинг предложил
следующую таблицу реальных и теоретических значений крити-
ческого сопротивления сдвигу различных металлов, вычислен-
ных разными методами (табл. 5).

Теоретический подсчет сопротивления сдвигу исходит из
жесткого (синхронного) сдвига одновременно всего атомного
ряда по отношению к другому — соседнему атомному ряду. Есте-
ственно, что в этом случае необходимо преодолеть очень большую
суммарную силу межатомного взаимодействия. При сдвиге за
счет перемещения дислокаций происходит не одновременное пере-
мещение всего атомного ряда, а смещение отдельных атомов, и уси-
лие, необходимое для этого, оказывается во много раз меньше.
Такое движение дислокации под влиянием внешних сил связано
с тем, что она является энергетически неуравновешенным атомным
комплексом, в котором в связи с отсутствием уравновешенных
атомных связей будет повышенная свободная энергия, характери-
зуемая вектором Бюргерса Под влиянием внешнего силового (энер-
гетического) воздействия этот энергетически неуравновешенный
участок начинает стремиться (двигаться) к положению с наимень-
шей свободной энергией (стабильному состоянию), которым явля-
ется завершающая стадия движения дислокации — выход ее на
поверхность или сдвиг (рис 11).

В этой связи важно отметить три обстоятельства. 1) энергети-
чески неустойчивое состояние в отдельных участках атомной ре-
шетки кристаллического вещества — дислокация может возник-
нуть под влиянием внешних сил, вызывающих остаточную (пла-
стическую) деформацию металла — сдвиг; 2) при пластической
деформации возрастает количество дислокаций — плотность дисло-
а)	б)	6)	г)

Рис. II. Образование и

»ых дислокаций под действием внешней

каций, общая их протяженность в 1 см3 металла (размерность
см/см3 или см-2); 3) в процессе возникновения и движения дислока-
ций, в процессе пластической деформации оии перемещаются к по-

верхности, в результате чего на поверхности увеличивается плот-



Г Т Т Т

ность участков с повышенной сво-
бодной энергией, повышенной актив-
ностью.

Большое значение имеют дисло-
кации для строения и свойств свар-
ных соединений. При методах сварки
плавлением условия кристаллизации
сварочной ванны в связи с термиче-

[Г	-7

l}' 7Г 7Г 4

скнм циклом сварки во многом от-
личны от условий кристаллизации
слитков и отливок. Это оказывает
характерное влияние на кристалли-
ческое строение сварного шва и
несовершенства кристаллического
строения, плотность которых в швах
часто превышает плотность их в круп-
ных литых изделиях. Большое зна-

< X X X >

Рис. 12. Схема образования соедине-
ния при сварке давлением в твердом
состоянии: векторы — направле-
ние связей атомов.

а — связи поверхностных атомов
соединяемых металлов (различных)
до сближения, б — то же. после
сближения на расстояние, близкое
к параметру кристаллической ре-
шетки одного из металлов, до акти-
вации отдельных атомов, в — то же,
после активации отдельных атомов:
а — то же, после завершения сварки

чение при этом имеют процессы по-
лигонизации, происходящие часто
в металле шва после завершения его
кристаллизации.

На дислокационное строение
в участках зоны теплового влияния
оказывают воздействие процессы,
связанные с термодеформационным
циклом сварки. Значение всех этих
процессов при сварке плавлением
подробнее рассмотрено в гл. II, IV,
VI и др., в настоящем разделе даио
лишь краткое описание природы
и значения дефектов кристалличе-
ского строения металлов Особенно большое значение дефекты
кристаллического строения имеют при сварке металлов давле-
нием в твердом состоянии. Согласно последним представле-
ниям, сварка давлением в твердом состоянии предусматривает
два необходимых условия Первое — это сближение сварива-
емых соединяемых поверхностей на оптимальное расстояние,
при котором могут реализоваться силы атомного взаимодействия
Однако такого сближения еще недостаточно, чтобы произошло
соединение сближенных поверхностей в неразъемное соедине-
ние. Поскольку поверхностные атомы на сближенных независи-
мых поверхностях не активны, их силовые поля уравновешены
полями соседних и внутренних атомов в каждой из свари-
ваемых частей (рис 12, а, б) Правда, поскольку поверхностные
атомы находятся в условиях, отличных от внутренних атомов в
связи с тем, что их внутренние связи оказываются пересыщенными,
они имеют бесспорную тенденцию к переходу в равновесное со-
стояние за счет установления нормальных связей с атомами при-
ближенной поверхности с переходом в этом случае в состояние
нормального внутреннего атома.

Однако для установления таких связей с атомами приближен-
ной поверхности следует разорвать пересыщенные связи поверх-
ностных атомов. Для этого необходимо второе условие — затрата
определенной энергии для их активации. Такая активация уча-
стков на соединяемых поверхностях достигается при пластиче-
ской деформации их в процессе сдавливания за счет выхода на по-
верхность дислокаций с повышенной свободной энергией При
этом условии может совершиться электронный обмен между ато-
мами соединяемых поверхностей и установление прочной ковалент-
ной или металлической связи с образованием за счет этого неразъем-
ного сварного соединения (рис. 12, в, г)

Без активации поверхностных атомов и электронного обмена
связь между поверхностями может быть в лучшем случае только
гомеополярной (Ван-дер-Ваальса), непрочной, и такое соединение
не будет надежным сварным.

Можно предполагать, что активация атомов на поверхности
и электронный обмен между атомами соединяемых поверхностей
могут быть достигнуты и другими средствами, например нагре-
вом, а может быть даже за счет создания между ними определенной
разности потенциалов. Однако и то и другое не исключают надле-
жащего влияния выхода на поверхность дефектных участков кри-
сталлической решетки с повышенной свободной энергией.
Глава II

ПЛАВЛЕНИЕ И КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ

При различных методах сварки плавлением кристаллическое
строение металла шва, связанное с условиями перехода свароч-
ной ванны из жидкого состояния в твердое, является одним нз
факторов, определяющих качество и свойства этого участка свар-
ного соединения. Во многом образование сварочной ванны и ее
кристаллизация зависят от технологии сварки, что убедительно
показано в работах А. А Ерохина, Г. Л. Петрова, И. К. Походни,
Н. Н. Прохорова и др., однако существуют и общие закономер-
ности плавления н кристаллизации, имеющие важное значение
для образования металла шва при дуговой сварке плавлением.

ПЛАВЛЕНИЕ МЕТАЛЛОВ,
СВАРОЧНАЯ ВАННА

Металлы — кристаллические вещества характеризуются при
данных условиях строго определенным пространственным распо-
ложением атомов. Такое закономерное взаимное расположение
атомов у каждого металла обусловлено их энергетическим состоя-
нием (взаимодействие системы электронов с ядром) и в соответ-
ствии с этим минимумом свободной энергии F системы атомов
Таким образом, металл в твердом состоянии при данной темпера-
туре имеет определенное, энергетически наиболее устойчивое кри-
сталлическое (атомное) строение с минимумом свободной энер-
гии F.

Нагрев или охлаждение вносят в состояние атомов энергети-
ческие изменения — изменяются амплитуда колебаний атомов —
величины отклонений от узловых положений, условия энергети-
ческих взаимодействий внутри самого атома. Все это может при-
вести к перестройке в их взаимном расположении, а новое взаимное
расположение для данной температуры будет отвечать минимуму
свободной энергии системы атомов при изменившемся их энергети-
ческом состоянии.

Таким образом, изменение температуры меняет свободую энер-
гию системы атомов. Свободная энергия каждой из систем атомов
с повышением температуры уменьшается, однако для какой-то
из систем она может снижаться быстрее. Поэтому, если F? (сво-
28
бодная энергия системы атомов
с условным обозначением у) до
температуры 7\ (рис 13) выше,
чем Fa (свободная энергия системы
атомов с условным обозначением
а), а выше этой температуры,
наоборот, Fv < Fa, т е если

Fy = f(>Ti)<Fa = f(> Л),
то ниже температуры Тj будет ус-
тойчивой модификация атомного
построения а, а выше этой темпе-
ратуры у (см. рис. 13).

Однако до определенных тем-
ператур нагрева металл остается
кристаллическим телом с тем
или иным построением атомов
в кристаллической решетке. По-
вышение температуры будет спо-

собствовать дальнейшему изменению энергетического состояния
атомов, возрастет вероятность их отрыва от узлов и вероятность
разрушения кристаллического комплекса на отдельные колонии.
В этот период металл по своему энергетическому состоянию начнет
приближаться к энергетическому состоянию жидкости в связи
£ тем, что при достижении определенной температуры Т2 свободная
энергия жидкости FM станет ниже свободной энергии даже высоко-
температурной модификации кристаллического тела (см. рис. 13).
При температуре Т2 могут сосуществовать твердое кристалличе-
ское вещество и его расплав.

Чтобы достигнуть полностью жидкого состояния, нужен не-
который перегрев на величину ДТП. Однако жидкое состояние
кристаллического вещества — металла, особенно при температуре,
не намного превышающей равновесную температуру плавления,
нельзя представлять как полное разрушение атомной кристалли-
ческой решетки. Существует даже мнение, что в жидком состоянии
металл сохраняет кристаллическую решетку, но с сильно возрос-
шим количеством вакансий В качестве доказательства приводится
то обстоятельство, что при переходе из твердого состояния в жид-
кое плотность у большинства металлов меняется всего на 3%.
Этой величиной и оценивается доля вакансий у жидкого металла
в то время, как у твердого она составляет около 0,1% (молярная
доля). '

Такое представление о строении жидкого металла, по-видимому
может быть справедливо для небольших степеней перегрева. При
увеличении перегрева цельность металлической решетки должна
нарушаться, в отдельных участках могут сохраняться отдельные
группировки относительно закономерно построенных атомов.
Эти группировки в силу энергетических условий не могут быть
устойчивыми, и поэтому систематически происходит их разрушение
в одном месте и образование — в другом. Размер этих группиро-
вок и их устойчивость должны зависеть от степени отклонения
от равновесных энергетических условий — от равновесной темпе-
ратуры плавления Чем больше это отклонение и чем больше тем-
пература перегрева АТ,,, тем меньше по размеру атомные группи-
ровки и тем меньше их устойчивость.

Эти группировки атомов имеют большое значение для процесса
кристаллизации, поскольку при охлаждении ниже равновесной
температуры Т2 они станут элементами для надстройки новых атом-
ных слоев и образования кристаллов, т. е. естественными центрами
самопроизвольной кристаллизации. Чем меньше этих центров,
тем более крупнокристаллическим оказывается металл при пере-
ходе из жидкого состояния в твердое.

Таким образом, условия плавления металла оказывают влия-
ние на процесс последующей кристаллизации и соответственно
на свойства металла сварного шва.

Рассматривая влияние условий плавления на последующую
кристаллизацию и свойства, необходимо остановиться на роли
неметаллических включений и карбидов, неизбежно присутству-
ющих в сталях и металле сварочной ванны. И те, и другие, сохра-
няясь после расплавления в жидком металле, также могут служить
затравками для кристаллизации, т. е. центрами несамопроизволь-
ной кристаллизации. Этим явлением несамопроизвольной кристал-
лизации пользуются на практике для модификации — измельче-
ния кристаллитов при затвердевании.

Модифицирующее действие таких включений, естественно, со-
храняется только в том случае, если они не растворяются в ванне
расплавленного металла В связи с этим представляют интерес тем-
пературы плавления и растворения твердых и тугоплавких вклю-
чений, которые могут находиться в стали при ее нагреве и плавле-
нии Особенно большое значение поведение этих включений при
плавлении должно иметь для сварки, так как продолжительность
пребывания металла при высоких температурах в твердом и жид-
ком состояниях очень невелика.

Ниже, по данным Ю А. Геллера и др., приведены приближен-
ные значения температур растворения труднорастворимых кар-
бидов различных элементов при нагреве стали в твердом состоя-
нии. Поскольку растворение карбидов — процесс диффузионный
(см. гл. III), оно протекает во времени. Приведенные сведения
относятся к продолжительности нагрева ~3 мин. При меньшей
продолжительности нагрева полного растворения карбидов та-
ких элементов, как W, V , TI, при нагреве стали в твердом состоя-
нии может не произойти, и карбиды частично перейдут в жидкую
ванну:

Элемент, образующий карбид...................... Fe	Ст	W	V

Температура растворения карбида, °C............ 720	1100 1330 1200
В принципе, в ванне жидкой расплавленной стали даже при
небольших степенях перегрева, карбиды всех основных легирую-
щих элементов должны растворяться в соответствии с данными
тройных диаграмм состояния железо—углерод—ле1ирующий эле-
мент Однако процесс их растворения и в этом случае носит диф-
фузионный характер и протекает во времени Поэтому при быстро-
протекающем нагреве, малых степенях перегрева и малой продол-
жительности существования ванны наиболее тугоплавкие карбиды
могут сохраниться. Об относительной скорости растворения в жид-
кой стали различных карбидов можно судить по их температуре
плавления [11].

Тип соединения
Температура плавле-
ния, °C.

Fe3C

1500

Мп3С	Сг7С3	\\С	Мо2С	VC

1480	1940	2900	2900	3100

Тип соединения	. . ZrC	VN	NbN	TiN

Температура плавле-

ния, °C .. .	. 3800 2320	2370	3200

ZrN	TiC	В4С

3250	3100	2620

В сталях и сварных швах могут находиться также и нитриды,
особенно при сварке сталей, легированных азотом. Большое влия-
ние иа кристаллизацию могут оказывать тугоплавкие неметалли-
ческие включения. Эти включения в ванну могут попадать из флю-
сов и электродных покрытий (СаО, MgO, SiO2) или могут быть про-
дуктами раскисления ванны (SiO2, МпО, А12О3, ТЮ2), частичками
шлака (2FeO SiO2, 2MnO-SiO2, 3Al2Os-SiO2, MnS, FeS) и др.
Об их способности плавиться и всплывать или оставаться в каче-
стве твердой затравки при кристаллизации можно судить по их
температурам плавления [611:

Соединение .	.	FeO	МпО	CraOs	SiO2	А12О3	Т1Оа

Температура пла-

вления, °C. . .	1360	1700	1960	1670	2050	2123

Соединение . . . ZrOa 2FeO-SiOa 2MnO-SiOa 3Al2Oa«SiOa FeS MnS
Температура пла-

вления, °C. .	2900	1205	1300	1800	1193	1620

Исходя из этих данных и сведений по температуре и продол-
жительности существования расплавленного металла в сварочной
ванне при различных видах сварки, по данным работ А. А. Еро-
хина, ИЭС им. Е. О. Патона и др., можно ориентироваться в по-
ведении различных включений стали в процессе плавления и фор-
мирования сварочной ванны и в их влиянии на последующую
кристаллизацию.

Средняя температура сварочной ванны при дуговых методах
сварки стали (ручная дуговая, автоматическая под флюсом, газо-
электрическая) составляет 1600—1900° С: наиболее низкая для
газоэлектрической сварки, наиболее высокая для автоматической
сварки под флюсом. Наиболее высокая температура в ванне под
дугой доходит примерно до 2300° С, однако продолжительность
пребывания ванны при этой температуре крайне мала, поэтому рас-
считывать на полное растворение тугоплавких примссси при этой
температуре не приходится Продолжительность существования
сварочной ванны для разных видов и режимов сварки существенно
различается, однако для трех указанных случаев она, как правило,
не превышает 1—2 мин (если исходить из соотношения t0 = L0/vCB,
где t0 — средняя продолжительность существования сварочной
ванны, Lo — длина сварочной ванны, осв — скорость сварки).

Исходя из всего рассмотренного, можно считать, что к началу
периода кристаллизации в сварочной ванне из-за большого пере-
грева либо нет совсем либо остается очень мало естественных цен-
тров кристаллизации, какими могли стать сохранившиеся группи-
ровки атомов, и неизбежны искусственные зародыши кристаллиза-
ции, природа и количество которых зависят от состава сваривае-
мого и присадочного материалов, условий сварки и используемых
сварочных материалов. Попадание в ванну из металла, электрод-
ного покрытия или флюса соединений таких металлов, как W,
Mo, V, Ti, Zr, Nb, В, в частности, использование в качестве раскис-
лителей Al, Ti, Zr может способствовать сохранению в ванне к на-
чалу кристаллизации тугоплавких частиц.

Возникающие в сварочной ванне конвекционные потоки в свя-
зи с воздействием газодинамической и электромагнитной сил долж-
ны приводить к рассредоточению нерастворившихся тугоплавких
частиц.

ОБЩИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ
КРИСТАЛЛИЗАЦИИ, СТРОЕНИЯ СЛИТКА
И СВАРНОГО ШВА

Процесс кристаллизации расплавленного металла так же, как
и процесс плавления, связан с переходом к состоянию с мень-
шей свободной энергией. Если считать, что при переходе металла
из жидкого состояния в твердое объем его мало меняется (а это
практически правильно, так как для большинства металлов сред-
нее изменение плотности составляет 3%), то справедливо выраже-
ние U = F + TS или F = U — TS, где U — полная внутренняя
энергия системы, F и TS — ее составляющие: F — свободная энер-
гия системы, TS — связанная, Т — абсолютная температура,
S — энтропия (функция вероятности состояния, имеет максимум
при равновесии).

С понижением температуры величина F для жидкого и твердого
металла изменяется по-разному (см. рис. 13), что обусловливает
в определенном интервале температур существование того или
иного состояния металла с наименьшей свободной энергией. Та-
кой равновесной температурой для системы твердый металл—
жидкость на схеме рис. 13 является температура Т2. Однако при
этой температуре свободная энергия жидкого Fx и твердого FT
32
металла равна, и активного
перехода одного состояния
в другое не может быть

Для того чтобы начался
процесс кристаллизации, не-
обходимо отклонение от рав-
новесной температуры — пе-
реохлаждение жидкого ме-
талла на величину ДТК. При
этом свободная энергия ме-
талла изменится на вели-
чину Д/к Практически влиять
на степень переохлаждения
можно, изменяя скорость ох-
лаждения металла, увеличе-
ние которой увеличивает
величину ДТК (рис 14). Од-

Рис. 14. Влияние скорости охлаждения
степень переохлаждения металла (схема)



Размер
зародыша

Рис. 15. Влияние размеров кристал-
ла (зародыша) при переходе из
жидкого состояния в твердое иа из-
менение свободной энергии металла
! — влияние увеличения объема ме-
талла, не переходящего из жидкого
состояния в твердое; 2 — влияние
Увеличения поверхностной энергии;
3 _ суммарное влияние

нако не следует считать, что
увеличение степени переохлаждения может быть беспредельным.
Практически предельная ее величина зависит от природы ме-
талла. Например, по данным Ю М Лахтина, при охлаждении
расплавленного олова достигнута величина Д7’К=118°С,
а сурьмы — 135° С Чаще всего ДТК не превышает 30° С

Роль степени переохлаждения при кристаллизации сводится
к тому, что в жидком металле увеличивается устойчивость группо-
вых образований (построений) атомов, создающих центры дальней-
шей кристаллизации при самопроизвольном процессе. Естественно,
чем меньше величина &ТК, чем ближе к равновесной температуре
Т2 протекает процесс, тем меньше по
размеру и менее устойчивы образу-
ющиеся центры кристаллизации Это
обстоятельство определяется связью-
размера образующегося зародыша
кристаллизации R с изменением сво-
бодной энергии Д/к. С одной стороны,
с увеличением размера зародыша сво-
бодная энергия должна уменьшаться
в связи с увеличением объема
жидкого металла, переходящего
в более равновесное при данном пе-
реохлаждении твердое состояние
(кривая ;/ на рис 15), с другой —
увеличение размера зародыша при-
водит к увеличению его поверхности,
а следовательно, увеличению поверх-
ностной энергии (кривая 2 на рис. 15).

В результате взаимодействия
этих двух факторов изменение

-ДР

2 Л. С. Лившиц

33
^xpurr,

свободной энергии характеризуется кривой с максимумом (кри-
вая 3 на рис. 15). Представленная закономерность свидетельствует
о том, что на первых стадиях рост зародыша приводит к увеличе-
нию свободной энергии, в связи с чем его существование будет
неустойчивым (группы атомов будут с такой же активностью и
вероятностью рассредоточиваться, как и собираться), и только
после достижения зародышем определенного критического размера
(/?крит на Рис- ’5) зародыш станет устойчивым, начнет расти, по-
скольку увеличение его размера вызовет снижение свободной энер-
гии металла

Критический размер зародыша уменьшается с увеличением
степени переохлаждения (рис 16), это приводит к тому, что с уве-
личением степени переохлаждения создаются условия для обра-
зования большего числа зародышей.

Одновременно с появлением зародышей начинается их рост —
подстройка атомов с образованием соответствующей кристалличе-
ской решетки Естественно, что и процесс роста кристалла в рас-
плаве (переход из жидкого состояния в твердое) связан с откло-
нением от равновесной температуры — от степени переохлажде-
ния. И скорость зарождения кристаллов (с з.), и скорость их роста
(с. р.) повышаются с увеличением степени переохлаждения (рис. 17).
Однако повышение скорости образования зародышей происходит
при переохлаждении быстрее, чем повышение скорости их роста.
Чем больше переохлаждение, тем большей оказывается разница
между скоростями этих процессов. Поэтому при малых степенях
переохлаждения (при малых скоростях охлаждения) закристал-
лизовавшийся металл оказывается более крупнозернистым, чем
при больших степенях переохлаждения (больших скоростях охла-
ждения). Это имеет важное практическое значение.

Приведенная закономерность увеличения скоростей зарожде-
ния и роста кристаллов справедлива только до определенных зна-
чений степени переохлаждения, после чего, достигнув максимума,
эти скорости начинают снижаться Это связано с тем, что и заро-
ждение, и особенно рост кристаллов, требуют непрерывного по-
34
ступления атомов к местам их образования и роста, а подвижность
атомов с понижением температуры уменьшается Таким образом,
с увеличением степени переохлаждения скорости зарождения и
роста кристаллов повышаются, пока определяющим фактором
является уменьшение свободной энергии металла, и начинают
снижаться после того, как решающее значение приобретает умень-
шение подвижности атомов

Помимо таких естественных очагов кристаллизации, какими
становятся образовавшиеся из расплава зародыши, кристалли-
зация может развиваться на частицах включений, не растворив-
шихся при плавлении или выделившихся из расплава выше тем-
пературы начала кристаллизации металла Наилучшими затрав-
ками такого рода служат вещества, кристаллическая решетка ко-
торых по типу и параметру близка к решетке кристаллизующегося
металла Поэтому наилучшими очагами для такой кристаллиза-
ции являются частицы или поверхности того же металла, что и
расплав Однако примеси, не имеющие указанного структурного
соответствия с расплавленным металлом, также могут стать искус-
ственными центрами для кристаллизации, если они находились
в расплаве и поверхностные силы привели к адсорбции на них
атомов расплавленного металла Поскольку рассмотренные центры
кристаллизации существуют и в жидком металле, для кристалли-
зации на них требуется меньшая степень переохлаждения, чем
для образования естественного зародыша — кристаллизация на
них начинается раньше

Рассмотренные общие закономерности кристаллизации опре-
деляют характер строения металлургических слитков металлов,
фасонного литья и металлов сварных швов Основными элемен-
тами литого строения являются дендрит и кристаллит Эти эле-
менты присущи как крупным отливкам и слиткам, так и сварным
швам, однако характер кристаллизации крупных отливок и свар-
ных швов, выполненных сваркой плавлением, существенно от-
личается.

Образование при кристаллизации дендритов—древовидных кри-
сталлов со стволом и ветвями — определяется двумя положениями.
Во-первых, рост первичного образования зародыша кристалла
наиболее активно идет в направлении, перпендикулярном плоско-
стям с наибольшей плотностью упаковки атомов. Во-вторых, там,
где отвод теплоты от атома неравномерен, наиболее активно рост
идет в направлении, перпендикулярном плоскости отвода
теплоты.

В реальных условиях кристаллизация расплавленного ме-
талла идет в пространстве, ограниченном твердыми, более холод-
ными поверхностями — стенки и дно изложницы, стенки литей-
ной формы, границы твердого металла в сварочной ванне В этом
случае рост основной оси (ось первого порядка — стволы дендри-
тов), образующейся близко от поверхности кристаллизации,
Должен идти перпендикулярно к этой поверхности. В этом же
2*	35
направлении в стволе выстраиваются одинаковые кристаллографи-
ческие плоскости элементарных ячеек, перпендикулярные плотно-
упакованным Подрастающий ствол сам становится элементом от-
вода теплоты, в"связи с чем от него в разных местах в сторону
начинают расти ветви — оси второго порядка также с указанной
определенной ориентацией кристаллографических плоскостей За-
тем от этих осей второго порядка растут оси третьего порядка
и т. д

При столкновении твердых поверхностей растущих осей раз-
ных порядков завершается постройка кристаллита Оси кристалли-
тов имеют ориентированное кристаллическое строение и анизо-
тропны по свойствам. Если дендрит растет не на холодной плоско-
сти, а от центра кристаллизации в центре расплава, условия его
роста определяются только преимущественным наслоением атомов
по определенным плоскостям, и он принимает более сферическую
форму, в то время как дендрит, растущий на плоскости, вытяги-
вается перпендикулярно плоскости отвода теплоты

Наличие многих очагов кристаллизации приводит к тому, что
при кристаллизации зарождается и растет много дендритов или
равновесных кристаллов. Поверхности растущих кристаллов стал-
киваются и мешают взаимному развитию. Поэтому форма их ста-
новится неправильной, размеры разными, а благодаря различной
ориентировке конгломерат — поликристаллический металл те-
ряет анизотропность отдельных осей и становится изотропным
Образовавшиеся при таком росте, потерявшие правильную форму
разориентированные дендриты и кристаллы называют кристал-
литами.

При рассмотрении дендритного строения литого металла сле-
дует иметь в виду еще одну особенность — неоднородность хи-
мического состава по сечению дендрита. В связи с тем, что первые
порции кристаллизующегося металла наиболее чистые, содержат
меньше примесей, оси дендритов значительно меньше загрязнены
примесями, чем металл в межосных пространствах. Эту разницу
по содержанию примесей в металле осей дендритов и-чиежосных
участков называют дендритной ликвацией Поскольку процесс
перемещения атомов примеси диффузионный и связан современен,
степень дендритной ликвации зависит от скорости кристаллиза-
ции и скорости охлаждения Наиболее склонны к ликвации угле-
род, сера, фосфор В меньшей степени к ликвации склонны крем-
ний, марганец, хром, молибден, вольфрам. Степень дендритной
ликвации может быть очень большой. По данным А М Якушева,
дендритная ликвация в трехтонном слитке стали составляет:
по сере —200%, фосфору — 120%, углероду —60%, кремнию
—20%, марганцу —15%.

С учетом изложенных общих закономерностей кристаллиза-
ции, можно рассмотреть металлургические особенности кристал-
лизации и кристаллического строения слитков и сварных швов,
полученных методами дуговой сварки плавлением.
/ — изложница;

внешний

Строение стального

слой быстрозакрнсталлизовавшнхся
мелких кристаллов; 3 — зона вы-
тянутых ориентированных дендри-
тов; 4 — зона крупных неориен-
тированных кристаллов



Кристаллизация слитка после
заливки жидкого металла в излож-
ницы (рис 18) начинается с образо-
вания слоя мелких разориентирован-
ных кристаллов 2 в связи с боль-
шой скоростью охлаждения жидко-
сти, примыкающей к стенкам
изложницы После того, как между
стенкой изложницы и жидким метал-
лом образовался слой закристалли-
зовавшегося металла с высокой тем-
пературой, дальнейшая кристаллиза-
ция идет путем образования
столбчатых дендритов 3, медленно
растущих на кристаллической под-
ложке первого слоя и вытягива-
ющихся осями перпендикулярно

поверхности отвода теплоты — стенкам изложницы Остаю-
щийся жидкий металл в центральной части слитка окружен
толстым слоем только что закристаллизовавшегося металла, име-
ющего высокую температуру, близкую к температуре кристалли-
зации В связи с отсутствием источника активного, направленного
отвода теплоты переход в твердое состояние металла практически
подвергается либо законам естественной кристаллизации с заро-
ждением и ростом центров кристаллизации, либо кристаллизации
на готовых зародышах в виде различного рода включений. По-
видимому, чаще всего имеют место оба эти фактора. Поэтому,
в центре образуется зона разориентированных, близких к равно-
осным, кристаллов 4. Размеры зон и величина кристаллитов в ка-
ждой из них зависят от размеров изложницы и слитка, природы
и температуры залитого в изложницу металла.

В слитке, естественно, имеются ликвационные зоны, связанные
с неодновременностью кристаллизации по участкам. В соответствии
с этим растворимые примеси оттесняются к центру и к верхней
части слитка.

Кристаллизация сварочной ванны происходит гораздо сложнее
в связи с многообразием условий ее образования и охлаждения.

На рис 19 представлена схема мгновенного состояния свароч-
ной ванны жидкого металла при дуговой сварке плавлением и рас-
пределение в ней температур по различным сечениям. В очаге
юрения дуги металл сварочной ванны имеет самую высокую тем-
пературу ~ 2300° С, значительно выше температуры кристаллиза-
ции С удалением от очага дуги по разным направлениям темпе-
ратура жидкого металла снижается и вблизи кромок, а также
вблизи ранее закристаллизовавшегося металла шва становится
близкой к температуре кристаллизации. Однако в связи с тем, что
в сечении Г—Г, проходящем'через очаг'дуги и свариваемые кромки,
температура жидкости на границе жидкого и твердого металла
I — свариваемые пластины, 2 — место электро
да, 3 — направление сварки. 4 — сварочная
ванна, 5 — сварной шов, 6—8 — распределе-
ние температур в продольных сечениях ванны,
9—И — распределение температур в попе
речных сечениях ваннь|

выше, чем в сечениях, лежа-
щих ближе к хвостовой ча-
сти ванны (сечения Д—Д и
Е—Е), рост кристаллитов
в хвостовой части ванны зна-
чительно опережает рост кри-
сталлитов с кромок в зоне
максимальных температур

Если мгновенно прекра-
тить сварку и создать усло-
вия для удержания головной
части ванны, то характер
кристаллизации можно пред-
ставить так, как это изобра-
жено на рис 20 Рост кри-
сталлов идет с закристалли-
зовавшейся поверхности ме-
талла шва. Кристаллы из
хвостовой части вытягива-
ются вдоль оси шва и имеют
большую протяженность, кри-
сталлы с боковых поверхно-
стей, прорастающие с кро-
мок в задней части ванны,
составляют с осью шва опре-
деленный угол Размеры и
угол наклона к оси шва кри-
сталлов, растущих с боковых
поверхностей, зависят от
многих факторов — толщины

и массы свариваемого металла, его температуры и теплофизических
свойств, от скорости сварки, силы сварочного тока, технологии
сварки (например, числа сварочных дуг) и др В соответствии

е рассмотренным характером кристаллизации ванны кристалличе-
ское строение сварного шва имеет вид, показанный на рис 21

Характер кристаллического строения сварного шва в сечении,
перпендикулярном его оси, может несколько отличаться при раз-
личных условиях сварки (рис 22, а—г) При сварке в разделку
перегрев и оплавление свариваемого металла, находящегося на

Рис 20. Характер кристаллизации сва-
рочной ванны прн мгновенном прекра-
щеинн сварки

Рис 21. Характер кристаллического
строения сварного шва в (плане)
6)	г)

кромках, приводит к тому, что с жидким металлом ванны сопри-
касаются оплавленные, выросшие зерна основного металла. Эти
выросшие зерна на границе сплавления служат зародышевой ос-
новой для кристаллизации металла сварочной ванны. На оплавлен-
ной поверхности зародышами кристаллизации могут стать также
не успевшие раствориться и расплавиться карбиды тугоплавких
элементов и неметаллические включения. Поэтому рост столбча-
тых кристаллов в жидкой сварочной ванне представляет собой
пример кристаллизации на искусственных зародышах. Эти кри-
сталлы сварочной ванны растут от кромок и имеют вид дендритов
разной величины.

При сравнительно малой продолжительности существования
сварочной ванны (малый объем ванны, повышенная скорость сварки
др.) столбчатые кристаллы могут прорасти до встречи в области
центральной линии шва (рис. 22, а). При большой ванне и медлен-
ной ее кристаллизации в центральной части шва образуется не-
большая зона равноосных кристаллов, возникших в условиях есте-
ственной кристаллизации (рис. 22, б). При сварке на охлаждаемой
металлической подкладке (рис. 22, в) на этой подкладке кристал-
лизуется тонкий слой мелких разориентированных кристаллов,
становящихся зародышами для растущих от них столбчатых кри-
сталлов. При многослойной сварке (рис 22, г) кристаллы каждого
предыдущего слоя становятся основой для кристаллизации после-
Рис. 23. Характер химической неодно
родиости металла сварного шва по слоям
кристаллизации

дующих слоев Однако при мно-
гослойной сварке скорости охла-
ждения каждого из слоев обычно
больше скорости охлаждения
ванны при однослойной сварке
металла такой же толщины,
поэтому^кристаллическое строе-
ние отдельных слоев и шва в це-
лом оказывается более мелким и
плотным, с менее выраженной

ликвацией примесей по зонам. Говоря о ликвации примесей, необ-
ходимо упомянуть еще об одном явлении — прерывности кристал-
лизации и ликвации примесей по слоям кристаллизации. Было заме-
чено, что рост кристаллов идет не непрерывно, а с периодическими
остановками. Явление это связывается с остановками кристаллиза-
ции, вызванными тепловым эффектом (выделение теплоты) при пере-
ходе из жидкого состояния в твердое и другими обстоятельствами.
При таком прерывистом росте слоев кристаллизации сначала засты-
вает наиболее чистый металл, а к концу слоя—металл с повышенным
содержанием примесей. В целом неоднородность состава металла
шва по слоям кристаллизации подобна показанной на рис. 23.
Ранее приведены не все вероятные виды кристаллизации свар-
ных швов, а лишь характерные. По этим характерным видам и об-
щим законам кристаллизации можно судить о кристаллизации
швов и в других случаях.

АЛЛОТРОПИЧЕСКИЕ ИЗМЕНЕНИЯ,
ИХ РОЛЬ ПРИ СВАРКЕ

Нагрев или охлаждение металла в твердом состоянии может
вызвать переход одного вида кристаллической решетки в другую
в соответствии с минимумом свободной энергии, отвечающем тому
или иному расположению атомов (см. рис. 13). Такой переход од-
ного вида кристаллической решетки в другую при нагреве или
охлаждении металла называют аллотропическим или полиморф-
ным превращением. Процессы аллотропических изменений подчи-
няются законам кристаллизации — для протекания они требуют
перенагрева или переохлаждения; рост зерен новой фазы — кри-
сталлов с другой атомной решеткой подчиняется законам зарожде-
ния и роста зародышей.

После кристаллизации из жидкого состояния вторичная кри-
сталлизация (перекристаллизация) в твердом состоянии изменяет
картину кристаллического строения — возникают и растут новые
зерна, появляются новые границы зерен. Характерной особен-
ностью для перекристаллизации в твердом состоянии при охлажде-
нии является то, что она может происходить при различных, вплоть
до очень больших, степенях переохлаждения. Поэтому вторичная
кристаллизация может быть диффузионной — связанной с пере-
40
мешением атомов (малые степени переохлаждения) и бездиффузи-
онной (большие степени переохлаждения).

Изменение аллотропических форм в твердом состоянии при-
суще различным металлам- железу — Fea, Fey, марганцу —
Mna, Mnp, Mny, Мпб, титану — Tia, Tip, кобальту — Coa,
CoP и др. Обычно форму, соответствующую более низкой темпе-
ратуре, обозначают а, а более высокой р, у и т. д.

Полиморфные превращения как при нагреве, так и при охла-
ждении имеют большое значение и оказываются очень важным
фактором влияния на кристаллическую структуру, зернистость
и свойства металлов и сплавов.

При перекристаллизации зародыши новых зерен возникают,
как правило, на границах старых; число зародышей и скорость
их роста зависят от скорости нагрева и величины перенагрева,
скорости охлаждения и переохлаждения. Это позволяет влиять
на размеры зерен в металлах и сплавах.

Особое значение процессов вторичной кристаллизации для
сварных швов имеет несколько аспектов. Во-первых, при охла-
ждении после сварки, если металл сварного шва (закристаллизо-
вавшейся сварочной ванны) подвергается вторичной кристалли-
зации, нарушается неблагоприятное строение в виде вытянутых
столбчатых кристаллов и возникает новая, более мелкозернистая
структура, часто из мелких равноосных зерен. Во-вторых, перегре-
тые при сварке плавлением или сварке давлением зоны основного
металла можно вновь сделать мелкозернистыми за счет дополни-
тельного нагрева с малым перенагревом выше температуры поли-
морфного превращения с последующим охлаждением с той или
иной скоростью.

И, в-третьих, при сварке металлов давлением в твердом состоя-
нии после обеспечения надлежащего контакта и создания актив-
ных центров при перекристаллизации в твердом состоянии, со-
провождающейся образованием и ростом новых зерен, происходит
прорастание их через бывшую границу раздела и повышение ка-
чества и свойств сварного соединения. Немаловажную роль играют
и процессы диффузии, которые существенно ускоряются, особенно
при некоторых видах полиморфных превращений. Такой эффект
улучшения свойств сварного соединения при полиморфном пре-
вращении иногда используют, подвергая сварное соединение при
сварке давлением многократным циклическим нагревам и охла-
ждениям с переходом через температуру превращения.

ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ СПЛАВОВ
И ЗНАЧЕНИЕ ИХ ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
МЕТАЛЛА В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ

В промышленности чаще всего применяют не чистые металлы,
а сплавы двух или нескольких элементов на основе (т е преи-
мущественном содержании) какого-либо одного металла. Так,
стали — сплавы на основе железа содержат углерод, марганец, крем-
ний, а в специальных случаях никель, хром, молибден и другие
элементы. Атомы железа составляют обычно более 90% и только
у отдельных сталей со специальными свойствами — более 60%.

Большое значение имеют сплавы на основе алюминия, содер-
жащие магний, медь, цинк и другие элементы, сплавы на основе
меди с добавлением цинка, олова, алюминия и др , сплавы на ос-
нове титана, содержащие железо и др.

Путем термообработки можно в широких пределах изменять
физические и механические свойства большинства промышлен-
ных сплавов Возможность изменения свойств сплавов путем тер-
мообработки, их свариваемость, структура и свойства сварных
соединений и, что очень важно, возможность получения надеж-
ного соединения при сварке сплавов на основе разных металлов
определяются природой сплавов, их строением, фазовым состоя-
нием и составом, изменениями, происходящими при нагреве и
охлаждении как в процессе термообработки, так и сварки.

Как правило, элементы, образующие металлический сплав,
в жидком состоянии полностью взаиморастворимы, т. е образуют
однородный материал со статистически равномерно распределен-
ными в объеме атомами элементов. Однако имеется ряд металлов,
не смешивающихся друг с другом даже в жидком состоянии
(табл. 6). Такие элементы, естественно не могут образовывать спла-
вов, свариваемых методами сварки плавлением, а их сварка давле-
нием в твердом состоянии — сложная задача. При переходе
жидкого однородного сплава в твердое состояние в нем могут проис-
ходить различные изменения, связанные с полиморфными превра-
щениями металла, представляющего основу сплава, ас взаимодей-
ствием между элементами, составляющими сплав.

Это взаимодействие может быть связано с тем, что элементы
добавки и в твердом состоянии полностью или частично растворя-
ются в металле-основе, предел насыщения раствора может быть
ограниченным и меняться с изменением температуры В ряде слу-
чаев составляющие сплава образуют механические -емеси либо
самих компонентов сплава, либо ограниченных по концентрации
твердых растворов. Составляющие сплава могут образовывать
химические соединения, которые, в свою очередь, могут оставаться
свободными, а могут взаимодействовать с основой, в частности
растворяться в ней. Могут быть и другие формы взаимодействия со-
ставляющих сплавов в твердом состоянии. Важно то, что каждая
из них по-своему влияет на свойства сплава, и особенно на поведе-
ние сплавов при соединении сваркой, и впоследствии после обра-
зования сварного соединения — на его свойства

Сплавы двух или нескольких элементов после перехода из
жидкого состояния в твердое могут находиться: 1) в виде твердых
растворов, 2) в виде механической смеси отдельных составляю-
щих и 3) в виде химических соединений Кроме того, могут быть
и промежуточные состояния, а также сочетания в одном сплаве
42
«hr				;»	£	£  i	£
ЙИ					£	1	
ij				ao<3;- H’rfs	s<S£.  8Й	>is^ «OS;  -нХзд  ЙЙ0	>iaa *6*4, ='нЖ4
				w  a^as	> О “Й  c'S’?; JMO'		ifei  Ni|EO н'ааг'й
				sfss  >sa$a:  SdSz’S	a	Sad	i
		1-		fe	Bill	в	1
lb				5	!-	5	5 _*
и				II	s!	I	s
		ilii		§		1	1
		hi		!	!	!	§
Я				£	a	z	<
Эле мент	Температура. СС		шетки	Атомный радиус.	Параметры решетки.	Твердые растворы		Химические соединения	ЭткТчееК-’	Эле-  дей-
	плав- ле- ния	морфных превра- щений				непрерывные	ограниченные			
Mg	650	-	Гекс	1,598	а = 3,203 с = 5,2002	-	Ti, Zr, Nb, Mn, Cu, Ni, Pd, Ag, Au, Al, Si, V	Cu, Ni, Pd, Pt, Ag, Au, Al, C, Si, Pb, Ge	-	Mo. W, Fe
Си	1083	-	ГНК	1,278	а = 3,6077	Мп, Ni, Pd. Pt	Mg, Ti, Zr, V, Nb. Cr, Fe, Co, Ag, Al, Si, Mn, Ge	Mg, Ti, Zr, Mn, Ni, Pd, Pt, Au, Al, Si, Ge	-	1 a, Mo, V. , Pb
Сг	1875	-	ОЦК	1,249	2,885	Ti p, V, Mo, W, Fea	Tia, Zr, Nb, Ta, Mn, Fey, Co, Ni, Pd, Pt, Cu, Ag, Au, Al, Si	Ti, Zr, Ta, Nb, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Au, Al, C. Si	Th	Fb, Sn
Мо	2620	-	ОЦК	1,36  1	3,1466	Ti p, V, Nb, la.Cr, W	Ti a, Zr, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Au, Al, C, Si	Zr, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Al, C, Si, Ge	-	Mg, Cu,- Ag
W	3380	-	ОЦК	1,367	3,1648	V, Nb, Ta, Cr, Mo	Ti, Zr, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, C, Si	Zr, Fe, Ni, Pt, Al, C, Si	Th	Mg, Mn, Cj, Ag, Zn, Pb-
м?ит	Температура,		шеткн	Атомный радиус,	Параметры решетки,	Taepj
	ления	морфных превра- щений				непрерывные
Ag	961		гик	1,444	а = 4,0778	Pd, Au
Au	1063	-	гцк	1,441	а = 4,0704	Ni, Pd, Cu, Ag
Pt	1760	-	гик	1,3875	3,9158	Fey, Co, Ni, Pd, Cu
Pd	1554	-	гцк	1,375	3,8824	Fe у, Cu, Ni, Pt, Co, Ag, Au
Si	1412	—	Алмаза	1,175	5,4198	Ge
Кые растворы	Химические соединения	Эвтек- тиче-	Эле- менты  В 18ИМ0-
ограниченные			
Mg, Ti, Zr, Мп, Pt, Cu, Zn, Al, Pb, Ge	Mo, Ti, Zr, Pd, Al	Co, Si	Та, Mo, W Ie, C
Mg, Ti, Zr, V, Cr, Mo, Mn, Fe, Co, Pt, Al, C	Mg, Ti, Zr, V, Nb, Cr, Mn, Al, Pb. Cu. Ag	Si	। Fe, Ir
Ti, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Fea, Ag, Au, Al, C, Si	Ti.Zr, \, \b. Ta. Cr, Mo, \\, Mn, Co. Ni, Pd. Pt, Al, C, Si, Ge	-	1	
Mg, Ti, Zr. V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Fea, Al, C, Pb	Mg, Ti, Zr, V, Nb, Ta, Cr, Mo, Mn, Fe, Al, Si, Ge, Cu, Ag, Pb	-	-
Ti, Zr, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Fe, Co, Ni, Pt, Cu, Al	Mg, Ti, Zr, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Fe, Co, Pt, Cu, Ni, Pd,	Mg. Ag. C, Au	Zn
мен';	Температура,		шетки	Атомный радиус,	Параметры решетки.	Taepj
	ления	морфных превра щен ий				непрерывные
Mn	1245	<*—0 742 0~Т 1095	а, 0-куб  У-ГЦК  6-ОЦК	1.12	6,3 3.774; 3,533; 3,72	(У) Fe,  (V) Со, (у) Ni, Си
v	1919	-	ОЦК	1,316	3,0338	Т. 0, Nb, Та, Cr, Мо, W, Fea
Ti	1668	882	а-гекс	1,444	а = 2,9446 с =- 4,6694	(a) Zr, <₽)V. (0)  Nb, (0) Та, (0). Cr, (0)  Mo
			0-ОЦК		а -- 3,3132	
Nb	2468	-	ОЦК	1,426	3,2941	Ti 0, Zr 0, V, Mo, W, Ta
хые растворы	Химические соединения	Эмек	взанмо- де ft- ствуют
ограниченные			
Mg, Ti, Zr, V, Nb, Ta, Cr, Mo, (a, 6) Fe, (a, P) Co, (a, P) Ni, Pd, Pt, Ag, Au, Al, C, Si	Mg, Ti, Zr, V, Nb, Ta, Cr, Mo, \V, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Cu, Ag, Au, C	-	\\ Pb
Zr, Mn, Fe y, Cu, Ni, Pd, Pt, Cr, Al, Au, C, Si, Ge	Cu, Ni, Pd, Pt, Ag, Au, Al, C, Si, Ge, Pb	-	At. Hg
Mg. (“) V. (a) Nb, (a) Ta, (a) Cr, (a) Mo, W, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Cu, Ag, Au, Al, Ge, Si, C, Pb	Mg, Ti, Zr, Mn, Ni. Pd, Pt, Au, Al, Si, Ge	—	—
Mg, Ti a, Zr a, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Cu, Al, C, Si	Ti, Zr, Ta, Nb, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Au, A), C, Si	-	-
м?ит	Температура.		Тип ре- шетки	Атомный радиус.	Параметры решетки,
	левия	морфных превра щеки Л			
Та	2996	-	оцк	1,43	3,2959
Zr	1852	865	Р-оцк	1,585	а = 3,223 с-= 5,123 а - 3,61
Ge	937	-	Алмаза		
Pb	327	—	ГЦК	1.75	4,9495

Примечание. Модификации в скобках (а), (6), (v). I
Твердые растворы		Химические соединения	Эвтск-	Эле менты  взаимо дей- ствуют
непрерывные	ограниченные			
Ti Р, Zr Р, V, Nb, Мо, W	Ti a, Zr а, Сг, Мп, Fe, Со, Ni, Pd, Pt, Al, C, Si	Zr, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Al, C, Si, Ge	-	Cu, .Ag, Hg
(а, Р) Т1,  (Р) Nb,  (Р) та	Mg, V, (a) Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Cu, Ag, Au, Al, Si, C	V, Cr, Mo, W, Mn, Fe, Cr, Ni, Pd, Pt, Au, Al, Si, Pb, Ge	-	-
Si	Mg, Ti, Zr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ag, Au, Al	Mg, Ti, Zr, V, Nb, T, Cr, Mo, Mn, Fe, Co, Ni, Pd, Pt, Cu	Zn. C, Pb	Hg. в
—	Mg, Ti, Pd, Ag, Si	Mg, Ti, Zr, Pd, Pt, Au	। Ge, S	Cr, Mo, \\, Mn, Fe. Co. Ni, Cu. \l

(₽) относятся к элементу первой графы
Твердый раствор а. переменного состава

Рис 24 Диаграмма состояния сплавов металла А с металлом Б с иеогра-
иичеииой растворимостью их в жидком и твердом состояниях:

1 — диаграмма состояния, II — кривые охлаждения; III — изменения в
элементарной ячейке твердого раствора при переходе от сплавов на основе А
к сплавам на основе Б; IV — кристаллическое строение сварного соедине-
ния при сварке плавлением без присадочного материала, V — то же, при
сварке давлением, VI — то же, при сварке плавлением с присадочным ме-
таллом А

указанных состояний. Характер взаимодействия элементов, обра-
зующих сплав (табл. 6), имеет большое значение для сварки. Луч-
ше всею должны свариваться элементы, дающие непрерывный ряд
твердых растворов, хуже — с ограниченными твердыми раствора-
ми, затем с химическими соединениями и не взаимодействующие

То или иное состояние затвердевающего сплава зависит от
взаимодействия между атомами составляющих его компонентов
Стремление к энергетически более устойчивому состоянию си-
стемы обусловливает форму взаимодействия В некоторых слу-
чаях атомам растворенного вещества энергетически выгодно за-
нять какие-то неопределенные места в атомной решетке металла
растворителя — тогда компоненты образуют одну новую фазу —
твердый раствор, имеющую определенные отличия от металла
растворителя и растворенного элемента.

Пример неограниченной взаимной растворимости в жидком и
твердом состояниях двух металлов Л и Б с объемно-центрирован-
ной кубической решеткой представлен на рис 24 Выше линии
плавления (ликвидуса) существует однородная жидкость (одна
48
фаза) Между линиями ликвидуса и солидуса — две фазы — жид-
кость и кристаллы твердого раствора, ниже линии солидуса оста-
ется одна фаза — твердый раствор. Кристаллизация чистого ме-
талла происходит при постоянной температуре, а кристаллизация
сплава — в интервале температур между ликвидусом и солидусом
(рис. 24, II) Между линиями ликвидуса и солидуса наряду с жид-
ким расплавом существуют кристаллы твердого сплава. На диа-
грамме состояния линии, ограничивающие области существования
различных фазовых систем, характеризуют условия (температуру,
концентрацию) равновесия между фазами.

С учетом того, что давление при фазовых изменениях можно
принять постоянным, условия этих изменений подчиняются за-
кону (правилу фаз): С = К — Ф + 1, где С — число степеней
свободы (которых может быть две — температура и концентра-
ция), позволяющих сохранить устойчивое фазовое состояние по
числу фаз Ф в системе, состоящей из К компонентов.

Для точки А (чистый металл) на диаграмме рис. 24, /, при
К = 1, Ф = 2 (жидкость и кристаллы Л) С = 1 — 2 4-1=0,
т е. система не имеет ни одной степени свободы — чистый металл
кристаллизуется при постоянной температуре. Для сплава 80%
А + 20% Б в точке а (начало кристаллизации) С = 2 — 2 +
+ 1 = 1 имеется одна степень свободы, т. е. кристаллизация
сплава может происходить для неизменной концентрации при
переменной температуре. На рис. 24, III показано, что в рассма-
триваемом твердом растворе переход от раствора Б в А к раствору
А в Б происходит путем постепенной замены в решетке А атомов
А атомами Б без определенного порядка мест замещения.

Такого рода взаимодействие возможно для металлов с анало-
гичными типами кристаллических решеток и близкими размерами
атомов (см табл. 6). Металлы, дающие такого типа сплавы с не-
ограниченной растворимостью, должны хорошо соединяться ме-
жду собой различными видами сварки. При сварке плавлением,
будь то сварка без присадочного материала (рис. 24, 4V) или ду-
говая сварка плавящимся электродом (рис. 24, VI) зоны распла-
вления и смешения свариваемых металлов А и Б в жидком состоя-
нии представляют собой достаточно однородный раствор, может
быть, с несколько большей концентрацией оплавляемого металла
у кромки После кристаллизации сварной шов представляет собой
непрерывный ряд твердых растворов переменного состава. Раз-
ница в составе первых, выпадающих кристаллов и последних
кристаллизующихся порций металла, т е возможность микрохи-
мической неоднородности, увеличивается с уменьшением разницы
между температурами плавления свариваемых металлов и увели-
чением температурного интервала кристаллизации — расстояния
между линиями ликвидуса и солидуса.

Указанное иллюстрируется рис 25 При кристаллизации
сплава состава х— х (см рис. 24) состав первых кристаллов, вы-
падающих из расплава при охлаждении его до температуры ta соот-
ветствует проекции точки б на горизонтальную ось концентраций
Состав кристаллов, образующихся в конце кристаллизации при
температуре t6 из последних порций жидкого расплава соответ-
ствует проекции точки г на ось концентраций. Таким образом, раз-
ница в составе первых и последних порций затвердевшего сплава
(химическая неоднородность сплава) определяется отрезком между
проекцией точек б и г на ось концентраций На рис 25, / видно,
что чем больше разница между температурами плавления компо-
нентов (tr — tB > tr—> tr — tf), тем меньше разница по
составу первых и последних порций кристаллизующегося сплава
данного состава (отрезки 3; 2; /). Точно так же неоднородность по
составу уменьшается с сужением интервала кристаллизации спла-
вов (рис 25, II, —отрезки 4, 5)

В сварных швах влияние рассмотренных факторов на химиче-
скую неоднородность тем больше, чем больше размер сварочной
ванны и чем меньше скорость кристаллизации При сварке давле-
нием в твердом состоянии (см рис 24, V) металлы, имеющие не-
ограниченную взаимную растворимость, при наличии даже самых
небольших элементов взаимодиффузии (см гл III) должны обеспе-
чивать получение однородных твердых растворов в участках, при-
мыкающих к сварному стыку В таких соединениях металл должен
быть однофазным, что благоприятно для свойств, хотя в соответ-
ствии с правилом Н С. Курнакова при непрерывном ряде твердых
растворов свойства сплавов должны отличаться от свойств их об-
разующих металлов (рис. 26) В частности, для непрерывного ряда
твердых растворов изменение свойств должно происходить плавно
(рис 26, /) по выпуклой или вогнутой кривой, без скачков При
образовании эвтектик — плавно по прямой (рис. 26, II). Это важно
для сварных соединений, так как постепенное, не скачкообразное
изменение свойств более благоприятно для работоспособности,
чем скачкообразное, имеющее место в случае образования в спла-
вах химического соединения (рис 26, III).
Неблагоприятно для сварных соединений металлов с рассматри-
ваемым типом диаграммы состояния отсутствие аллотропических
превращений в твердом состоянии. Отсутствие вторичной перекри-
сталлизации в твердом состоянии приводит к сохранению крупных
кристаллитов, образующихся при первичной кристаллизации,
в то время, как перекристаллизация в связи с полиморфным пре-
вращением в твердом состоянии могла бы привести к измельчению
зерна и улучшению свойств

Большое значение имеют сплавы элементов, образующих рав-
новесные механические смеси — эвтектики (табл. 6) при кристал-
лизации из жидкого состояния, и эвтектоиды — при вторичной кри-
сталлизации При образовании таких смесей для формирования
сварных соединений важно, имеют ли элементы (компоненты) огра-
ниченную взаимную растворимость в твердом состоянии (рис 28)
или образуют смеси без ограниченных твердых растворов (рис 27).
При отсутствии у компонентов ограниченной растворимости свар-
ное соединение, полученное сваркой плавлением (рис 27, III—V),
имеет вполне равномерное микростроение с постепенным перехо-
дом от одного фазового состояния (кристаллы металла А) к другому
фазовому состоянию (кристаллы металла Б)

В жидкой сварочной ванне находится равномерный твердый
раствор компонентов (металлов) А и Б, однако непрерывное кон-
тактирование жидкого раствора на одной кромке с компонентом А
вблизи этой кромки делает расплав обогащенным компонентом А
и, соответственно, у другой кромки — компонентом Б Поэтому
кристаллизация металла у кромок соответствует сечениям х—х
У кромки А и z—z у кромки Б (см рис. 27, /). При охлаждении
Рис. 27. Диаграмм! состояния сплавов метал юз А и Б, дающих в твердом
состоянии эвтектические смеси:

f — диаграмма состояния. If — кривые охлаждения; /// — кристаллическое
строение сварного соединения при сварке плавлением без присадочного мате-
риала; IV — то же. с присадкой металла А, V — то же, с присадкой металла Б;
VI — сварное соединение, полученное сваркой давлением

Рис. 28. Диаграмма состояния сплавов металлов А и Б, дающих в твердом состоя-
нии эвтектические смеси и ограниченные твердые растворы.

1 — диаграмма состояния; // — элементарные ячейки раствора а (Б в Д) и раство-
ра р (Д в Б), III — кристаллическое строение сварного соединения при сварке
плавлением без присадки, IV — сварное соединение, полученное сваркой давле-
нием, V — присадка металла Д
ёплава z до температуры ликвидуса (точка а йа рис. 27, /) начнется
выпадение кристаллов металла Б, продолжающееся до темпера-
туры солидуса, которой будет температура эвтектического превра-
щения. При этой температуре (точка б) остаток жидкого расплава
закристаллизуется в равномерную механическую смесь кристал-
лов Б и А (эвтектику), имеющую состав, соответствующий проек-
ции точки О на ось концентраций. Аналогично произойдет кристал-
лизация сплавов у кромки металла А с той разницей, что первыми
начнут выпадать кристаллы чистого металла А

Таким образом, при сварке плавлением микроструктура и
фазовое состояние металла будут постепенно переходить от кри-
сталлов одного металла с малым количеством эвтектики к кристал-
лам другого металла также с малым количеством эвтектики. Между
этими зонами количество эвтектики постепенно увеличивается,
и где-то в промежуточных участках должна быть чисто эвтекти-
ческая зона Поскольку в участках сварного шва, примыкающих
к кромкам каждого из свариваемых металлов, кристаллизуется
металл с подавляющим количеством кристаллов данного сваривае-
мого металла, обеспечиваются хорошие условия для сплавления
основного металла и металла шва, а постепенное (не скачкообраз-
ное) изменение структуры и фазового состояния в пределах ме-
талла шва обеспечивает плавный переход свойств одного металла
к свойствам другого (см. рис. 26, //).

При данном типе диаграммы состояния свариваемых металлов
хорошее сплавление металла шва с основными свариваемыми ме-
таллами обусловливается тем, что на кромках каждого из метал-
лов надстраиваются из расплава зерна того же металла, т. е. имеет
место полное соответствие атомно-кристаллического строения,
а в связи с этим и создание надлежащей связи. Для работоспособ-
ности сварного соединения имеет положительное значение и плав-
ное изменение свойств в пределах сварного соединения.

Образование химической неоднородности в таком сварном
соединении неизбежно в связи с разной химической природой ме-
таллов А и Б. Градиент химической неоднородности — разница
в составе соседних участков тем больше, чем больше величина кон-
центрационного интервала между эвтектической точкой О и чи-
стыми металлами (отрезки Од и Ог)

При сварке давлением в твердом состоянии образование соеди-
нения связано с определенными ограничениями. Отсутствие жид-
кого раствора и кристаллизации с выделением на кромках одно-
типных кристаллов, а также отсутствие взаимной, хотя бы частич-
ной (ограниченной) растворимости свариваемых металлов в твер-
дом состоянии исключают протекание диффузионных процессов на
границе раздела. Возможность получения сварного соединения
в этом случае целиком зависит от получения надлежащего контакта
чистых свариваемых поверхностей, создания максимального коли-
чества активных центров и соответствия атомно-кристаллического
строения (см гл I).
Для металлов, образующих эвтектические смеси, но имеющих
взаимную ограниченную растворимость (табл 6), механизм обра-
зования сварного соединения заметно изменяется (см рис. 28).
При сварке плавлением в сварочной ванне из жидкого расплава
на кромках свариваемых металлов кристаллизуются не чистые
металлы, а твердые растворы на основе соответствующих ме-
таллов

На кромке свариваемого металла А будут кристаллизоваться
кристаллы твердого раствора а (раствор металла Б в металле 4),
а на кромках металла Б — кристаллы раствора £ (раствор металла
А в металле Б)

Для примера, представленного на рис 28, растворимость ме-
талла Б в А ограничена и меняется с изменением температуры по
линии а—в Для эвтектической температуры растворимость макси-
мальна и определяется проекцией точки а на ось концентраций,
а для комнатной температуры определяется концентрацией, соот-
ветствующей точке в Растворимость А в Б также ограничена (ли-
ния б—г), но от температуры в рассматриваемом случае не зависит.
Предельная концентрация твердого раствора А в Б определяется
точкой г.

Эвтектическая смесь в такой системе состоит не из чистых ме-
таллов А и Б, а из граничных фаз аир Для растворов типа а, где
предельная растворимость элемента Б в элементе А меняется с тем-
пературой, характерно появление в кристаллах а частиц р-фазы,
которая выделяется при охлаждении в интервале температур от
максимальной растворимости Б в А до минимальной (интервал
между проекциями точек а и в на вертикальную ось температур).
Эти избыточные кристаллы P-фазы образуются не из жидкого рас-
плава, а выделяются в твердом состоянии в результате уменьшения
растворимости при понижении температуры и в отличие от кристал-
лов р, выделяющихся из жидкого расплава, называются вторич-
ными — рвт

Кристаллы имеют и ту особенность, что, образуясь^при более
низкой температуре, чем первичные p-кристаллы, они гораздо
более мелкие Поскольку укрупнение их может происходить
только при длительном пребывании при повышенной температуре,
когда они могут расти за счет диффузионного поступления к ним
атомов образующих компонентов (см гл III), их размер тем
меньше, чем меньше время пребывания при повышенной темпера-
туре, т е. чем больше скорость охлаждения. Правда, при очень
большой скорости охлаждения можно переохладить до комнатной
температуры твердый раствор а с максимальной концентрацией
растворимых атомов Б. Но такой пересыщенный твердый раствор
неустойчив и может разлагаться со временем с выделением очень
мелких дисперсных частиц рвт-фазы При таком старении сплава
выделяющиеся дисперсные частички вторичной фазы препятствуют
движению дислокаций, что может способствовать его упрочнению,
а также повышению хрупкости (см. гл IV).
Таким образом, при сварке плавлением на кромках сваривае-
мых металлов А и Б кристаллизуются твердые растворы аир
Атомное и кристаллическое соответствие твердых растворов сва-
риваемым металлам создает хорошие условия для связи металла
шва со свариваемым металлом

По мере удаления от кромок появляется и увеличивается коли-
чество эвтектики (а 4- р) вплоть до чисто эвтектической зоны где-то
в промежуточной области. Однако на стороне кристаллов а могут
встречаться отдельные зерна а-раствора с выделениями вторичной
фазы рвт.

Такие кристаллы в определенных условиях обладают по-
вышенными хрупкостью и твердостью Эти условия — быстрое
охлаждение и старение или быстрое охлаждение и небольшой на-
грев, облегчающий выделение вторичной фазы

Для металлов с рассматриваемым типом диаграммы состояния
характерно также появление диффузионных зон на границе соеди-
нения. Образование таких диффузионных зон связано с тем, что
в металл А в соответствии с наличием определенной растворимости
проникает (диффундирует) некоторое количество атомов Б либо из
раствора а при сварке плавлением, либо непосредственно из ме-
талла Б при сварке давлением в твердом состоянии Точно так же
в металл Б будет ди<}х|)ундировать некоторое количество атомов А
(рис. 28, ///, V) Одновременно может происходить и перемещение
других атомов в обратном направлении — атомов А в раствор а
или Б — в раствор £ при сварке плавлением и А в Б и Б в А при
сварке в твердом состоянии. Наличие таких зон взаимодиффузии
бесспорно улучшает связь в сварном соединении, так как измене-
ние свойств при этом более плавное

Возможность даже ограниченной взаимодиффузии особенно
важна при сварке давлением в твердом состоянии, когда она может
стать дополнительным фактором улучшения свойств сварных соеди-
нений Неблагоприятно в сварных соединениях рассмотренного
типа проявление эффекта старения в отдельных участках как свар-
ного шва, так и примыкающей к шву зоне, где могли образоваться
кристаллы пересыщенного твердого раствора.

Элементы А и Б, которые при кристаллизации образуют хими-
ческое соединение Ат Бп, условно обозначенное как новое веще-
ство С, дают диаграммы состояния типа представленных на
рис. 29—31. Разница между указанными системами заключается
в том, что в случае, представленном на рис. 29, новое химическое
вещество С образует с элементами (металлами) А и Б эвтектические
смеси без какой-либо растворимости одного из веществ в другом.
На рис. 30 представлен случай, когда новое вещество С образует
ограниченные твердые растворы с исходными компонентами
a-твердый раствор С в А и ^-твердый раствор С в Б Могут быть
и случаи, когда образуются ограниченные твердые растворы А в С
и Б в С (штриховая линия на рис 30) и когда химическое соедине-
ние С неустойчиво и при нагреве выше температуры, соответствую-
щей линии а—б, распадается (рис 31) Однако ниже этой темпера-
туры вещество вполне устойчиво.

Химическое соединение, состоящее всегда из т атомов металла
А и п атомов металла Б с вполне определенными местами этих
атомов в кристаллической решетке, имеет свой тип кристаллической
решетки в отличие от упорядоченного твердого раствора, с типом
решетки одного из элементов А или Б. Поэтому свойства нового
вещества С радикально отличаются от свойств его составляющих
А и Б (рис. 26, ///) Очень часто химические соединения двух
мягких, пластичных и вязких металлов оказываются твердыми и
хрупкими (например, соединения железа с алюминием) В связи
с этим особенно важно учитывать возможность образования хими-
ческих соединений в сварных соединениях.

Среди систем, дающих химические соединения, для сварки наи-
более благоприятны подобные изображенной на рис 30 с ограни-
ченными твердыми растворами

Для всех типов диаграмм состояния с химическим соединением
характер строения металла шва очень близкий, с той лишь разни-
цей, что у кромок в случае отсутствия взаимной растворимости
будут кристаллы металлов А и Б (см рис 27), а в случае ограни-
ченных растворов — соответственно кристаллы а (раствор С в Д)
и р (раствор Св Б) В отдалении от кромок, вблизи химического
соединения могут также появиться кристаллы растворов А в С
и Б в С.

Основное значение для свойств сварного шва, особенно при
сварке в твердом состоянии (рис 29, IV), приобретает образование
зоны кристаллов химического соединения, подчас с резко отлича-
56
ющимися свойствами от свойств близлежащих кристаллов компо-
нентов А и Б или растворов аир. Такая неоднородность свойств
может оказаться вредной для работоспособности тем более, что
граница между зоной химического соединения и свариваемыми
металлами при отсутствии признаков хотя бы небольшой ограни-
ченной растворимости должна быть резкой. Если же при образова-
нии химического соединения имеется какая-то ограниченная
растворимость, то на границе шва появляется соответствующая
зона взаимодиффузии, приводящая к образованию ограниченных
твердых растворов между швом и кромками основного металла
Это обстоятельство особенно важно при сварке в твердом состоя-
нии, так как при этом улучшается переход от зоны химического
соединения к свариваемым металлам.

Существенно может измениться характер строения металла
шва, если образующиеся в сварочной ванне сплавы двух металлов
А и Б претерпевают полиморфные превращения. Такие диаграммы
с полиморфными превращениями сплавов в твердом состоянии
могут быть различных видов В принципе — это сочетания из не-
которых диаграмм перехода из жидкого состояния в твердое с по-
следующей перекристаллизацией по диаграммам различного типа.
На рис. 32, I и II представлены два примера кристаллизации спла-
вов, дающих неограниченный ряд твердых растворов £ или у при
переходе из жидкого в твердое состояние. На рис. 32, I показана
дальнейшая перекристаллизация в твердом состоянии в связи с на-
личием полиморфного превращения 0 — у только у одного компо-
нента А. Это обусловило получение в определенном интервале кон-
центраций и температур двухфазной твердой области а + 0 и
области ограниченных твердых растворов Б в А — а.

На рис. 32, II компоненты при переходе из жидкого состояния
в твердое дают неограниченные твердые растворы у, а при дальней-
57
ш

шем охлаждении компонент А претерпевает полиморфное превра-
щение у —»а, а компонент Б у — 0. Новые аллотропические формы
элементов дают эвтектоид Эт — механическую смесь, образую-
щуюся при вторичной кристаллизации, и ограниченные твердые
растворы а (Б в Д) и £ (Я в Б). В соединении таких двух металлов
(рис. 32, ///) при сварке плавлением у кромок как со стороны шва,
так и со стороны металлов А и Б будут соответственно кристаллы
твердых растворов а и 0, дальше от кромки металла А — зона кри-
сталлов а с третичными выделениями 0-фазы, а со стороны кромки
металла Б — кристаллы 0 с третичными выделениями а-фазы,
с постепенным переходом к кристаллам эвтектоида.

Отличительная особенность такого сварного соединения ме-
таллов с полиморфным превращением в твердом состоянии — по-
лучение вторичных мелких зерен в пределах крупных первичных
кристаллитов, образовавшихся при переходе из жидкого состояния
в твердое. Свойства (прочность и вязкость) благодаря этому улуч-
шаются, а изменение свойств по металлу шва — плавное (см.
рис. 26, /, II) в соответствии с характером образовавшихся фаз.

На практике часто приходится иметь дело со сваркой не только
чистых металлов, но и сплавов. Для сплавления трех и более ком-
понентов рассмотрение диаграмм состояния становится более
сложным в связи с необходимостью использования многомерного
принципа их построения. Однако в сварных соединениях сплавов
также могут быть твердые растворы нескольких компонентов,
эвтектические или эвтектоидные смеси и химические соединения.
Характер кристаллизации и изменения свойств при сварке спла-
вов в основном будут близкими к тому, что было рассмотрено для
чистых металлов.
КРИСТАЛЛИЗАЦИОННЫЕ ГОРЯЧИЕ
ТРЕЩИНЫ

Переход сплавов из жидкого состояния в твердое связан с воз-
можностью образования кристаллизационных трещин

Кристаллизационные трещины обнаруживаются как на отлив-
ках из различных металлов, так и на сварных швах Поскольку
трещины в изделиях являются одним из наиболее опасных видов
дефектов, их природе и методам борьбы с ними на протяжении ряда
лет уделялось большое внимание Однако металлургическая при-
рода таких трещин не вполне ясна. Несомненно, что образование
трещин вызвано двумя группами причин. Одна группа причин
связана с предрасположенностью металла к образованию этого
дефекта и характером кристаллизации, а другая — с возникнове-
нием в процессе кристаллизации и остывания напряжений и де-
формаций, способных разрушить металл на определенных стадиях
кристаллизации Эта группа причин носит конструктивно-техноло-
гический характер и рассмотрена в специальной сварочной и ли-
тейной литературе.

Причины предрасположенности металла к горячим трещинам
могут быть рассмотрены вне связи с уровнем возникающих при
остывании напряжений, если исходить из того, что при данном
определенном уровне напряжений эта предрасположенность раз-
ных сплавов к образованию трещин при кристаллизации различна

Наличие склонности к образованию кристаллизационных тре-
щин в значительной степени связано с характером диаграммы со-
стояния рассматриваемых сплавов и со свойствами кристаллизу-
ющихся фаз

Механизм образования трещин при кристаллизации сводится
к следующему При охлаждении жидкого сплава по достижении
температуры ликвидуса с определенным переохлаждением из него
начинают выпадать кристаллы твердой фазы По мере дальнейшего
охлаждения объем, занимаемый кристаллитами, увеличивается,
кристаллиты соединяются в каркас, заполненный оставшейся
жидкостью. Как только образовался сплошной каркас, появилась
опасность его разрушения возникающими при охлаждении уси-
лиями усадки Эта опасность разрушения усугубляется тем, что
каркас твердого металла при условиях кристаллизации оказы-
вается малопластичным, неспособным деформироваться под дей-
ствием усадочных сил, и разрушается

Таким образом, температура возможного появления первых
надрывов — трещин при кристаллизации лежит несколько ниже
температуры ликвидуса (штриховая линия на рис 33, /). Ее часто
называют верхним интервалом эффективной температуры кристал-
лизации или верхней температурой температурного интервала
хрупкости Нижний интервал эффективной температуры кристал-
лизации ограничен линией солидуса, поскольку кристаллизация
вообще заканчивается при этой температуре. Однако нижняя гра-
Рис 33. Положения интервала эффективной
кристаллизации [/] и температурного интерва-
ла хрупкости [//]

ница интервала хрупкости
находится несколько ниже
солидуса (нижняя пунктир-
ная линия на рис 33, II),
поскольку горячие трещины
могут образовываться в пол-
ностью закристаллизовав-
шемся металле, который,
однако, при высоких темпе-
ратурах остается еще мало-
пластичным Считают также,
что появлению трещин при
температурах несколько ниже
солидуса способствуют раз-

вивающиеся процессы поли-
гонизации в зернах, местное сосредоточение дефектов кристалличе-
ского строения и появление в этих местах зародышей разрушения

Горячие трещины являются межкристаллитными, разрушение
проходит по границам первичных зерен Разрушению способствует
скопление в участках, затвердевающих последними, большого
количества примесей Степень такой межзеренной ликвационной
неоднородности тем больше, чем медленнее охлаждается сплав.
Однако даже в условиях кристаллизации сварочной ванны ликва-
ционная межзеренная неоднородность может развиваться Степень
такой неоднородности для различных случаев сварки может ме-
няться, поскольку она зависит от ряда технологических факторов
(продолжительности пребывания металла шва при температурах

в интервале кристаллизации, расстояния, на которые могут пере-
меститься атомы разных элементов в твердой и жидкой фазах при
соответствующих температурах и продолжительностях с учетом их
взаимовлияния на скорости диффузии и пр )

В то же время есть все основания считать, что эта неоднород-
ность для большинства случаев сварки в жидкой"состоянии ре-
альна. В сварочной ванне при мало отличающихся температурах
на границе металл—шлак идут процессы удаления серы и фос-
фора, окисления углерода, восстановления и перехода в металл
кремния и марганца Все эти процессы определяются теми же усло-
виями перемещения атомов элементов в ванне жидкого металла, что
и образование ликвационной неоднородности при кристаллизации.
Поэтому можно считать реальным образование ликвационных меж-
зеренных зон для тех же условий сварки плавлением, при которых
за счет шлака, образуемого при помощи флюса или электродного
покрытия, можно воздействовать на состав металла шва, а это
имеет место в большинстве способов сварки плавлением

Таким образом, наличие ликвационных зон по границам зерен
может'быть одной из металлургических причин склонности к кри-
сталлизационным трещинам в связи с заметным ухудшением сопро-
тивления разрушению и пластичности этих участков Отрицатель-
ная роль ликвационных зон на границах
кристаллитов усугубляется тем, что они
совпадают с местами наибольшей плот-
ности несовершенств кристаллического
строения металла

На основании рассмотренного сле-
дует, что чем шире интервал температур
кристаллизации сплавов (см рис. 25)
и чем шире интервал концентраций,
в котором происходит переход сплава из
жидкого состояния в твердое, тем боль-
ше должна быть склонность сплава к об-
разованию кристаллизационных трещин

Согласно этому у сплавов, дающих
эвтектические смеси, склонность к обра-
зованию кристаллизационных трещин
должна возрастать с увеличением раз-
ницы в температуре плавления чистого
компонента, составляющего основу
сплава и температуры плавления эвтек-
тики (см. рис 27—29 и др ), а также
с увеличением содержания растворенного
элемента в растворителе при эвтектиче-

ской концентрации (чем дальше точка «О» на диаграммах 27, /, 28,
/ от компонента, являющегося основой сплава) Таким образом,
диаграммы состояния сравниваемых сплавов и положение на них
конкретных рассматриваемых составов позволяют с определенным
приближением судить об их сравнительной склонности к образова-
нию кристаллизационных трещин Для сплавов двух компонентов
А и Б на основе компонента А, дающих эвтектические смеси, интер-
вал температур кристаллизации, или, что то же, интервал темпера-
тур, в котором может происходить ликвация Atn в зависимости от
содержания компонента Б н А (рис 34, /) меняется по кривой /
(рис. 34,//),а интервал концентраций, в котором может происхо-
дить ликвация АСЛ, по кривой 2 Показатель стойкости против обра-
зования кристаллизационных трещин, каким часто принимают мак-
симальную (критическую) скорость деформации кристаллизующе-
гося металла, не вызывающую появления в ней трещин vKp. д- изме-
няется по кривой 3, отражающей сочетание влияния Dan и АСЛ.

Горячие трещины могут быть не только кристаллизационными,
они могут возникать межкристаллитно и несколько ниже темпе-
ратуры кристаллизации (низкое сопротивление разрушению при-
граничных участков, обогащенных примесями и имеющих повы-
шенную концентрацию несовершенств), поэтому целесообразно
рассмотреть явления, способные повлиять на склонность или со-
противляемость образованию таких трещин Прежде всего, по-
скольку эти трещины, так же как и кристаллизационные, свя-
заны со степенью ликвационной неоднородности, на склонность
к их образованию должны также влиять обогащение границ зерен
примесями и повышенная концентрация несовершенств кристал-
лического строения Однако роль плотности несовершенств в при-
граничных участках зерен зависит от процессов, происходящих
при температурах ниже солидуса

Если на заметное перераспределение примесей при остывании
после кристаллизации рассчитывать нельзя, то может произойти
изменение в распределении дислокаций и образование вследствии
этого новых границ субзерен, такая полигонизация оказывает и
неблагоприятное влияние на склонность к горячим трещинам
Благоприятное влияние оказывает аллотропическое превраще-
ние — образование новых зерен При аллотропическом превраще-
нии появление новой фазы ведет к изменению как природы, так и
размеров зерен в сплавах чаще всего двух и более фаз а и 0 или а
и у (см рис 32) Образование различных по кристаллическому
строению вторичных фаз с разными свойствами и удельным объемом
связано с протеканием диффузионных и сдвиговых процессов,
а следовательно, с перемещением и перераспределением дислока-
ций в объеме металла, претерпевающего вторичную кристаллиза-
цию При этом границы первичных кристаллитов, хотя и остаются
обогащенными примесями, но сосредоточения несовершенств на
них уже не должно быть

В связи с этим можно считать, что вторичная кристаллизация,
связанная с полиморфным превращением, — фактор благоприят-
ный для повышения стойкости против горячих трещин Поэтому
компоненты, имеющие полиморфное превращение и дающие диа-
грамму состояния с перекристаллизацией в твердом состоянии,
должны способствовать повышению стойкости против образования
горячих трещин Положительное влияние таких компонентов
должно быть тем большим, чем ближе температура начала поли-
морфного превращения к температуре солидуса.

Можно полагать, что двухфазные сплавы (две твердые фазы)
должны быть менее склонны к образованию трещин в процессе
кристаллизации и несколько ниже температуры затвердевания, чем
сплавы, у которых в этих условиях имеется одна твердая фаза Это-
му должно способствовать различие в теплофизических свойствах,
и в том числе в коэффициенте теплового расширения, определяю-
щего величину усадки и внутренних напряжений, в кристаллографи-
ческой ориентировке зерен с уменьшением возможности за счет этого
скопления дислокаций и других несовершенств и в сопротивлении
пластической деформации, когда одна из фаз становится буфером

Образование химических соединений при кристаллизации (см
рис. 29—31) должно отрицательно влиять на склонность к образо-
ванию кристаллизационных и горячих трещин Такое влияние хи-
мических соединений главным образом связано с тем, что они чаще
всего хрупки и малопластичны Только в том случае, если хими-
ческое соединение не является свободной фазой, а находится в виде
твердого раствора (см рис. 30), оно может не влиять отрицательно
Глава III

ДИФФУЗИЯ В МЕТАЛЛАХ, СПЛАВАХ
И^СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ

Диффузия в металлах и сплавах — это элементарные процессы
перемещения атомов кристаллического вещества на расстояние
больше параметра кристаллической решетки

Наиболее вероятный механизм диффузии связан с перемещением
атомов по незанятым узловым положениям — вакансиям
(рис. 35, а) или по междуузлиям (рис 35, б). Суммирование таких
элементарных процессов перемещения определяет массоперенос.
Если массоперенос направленный и приводит к местным измене-
ниям концентрации перемещающихся атомов элемента, растворен-
ного в растворителе, процесс называют гетеродиффузией, если
имеет место перемещение атомов металла основного компонента без
изменения концентрации — процесс называют самодиффузией

Как самодиффузия, так и гетеродиффузия имеют большое
значение для большинства процессов изменения состояния метал-
лов, оказывающих влияние на свойства. Фазовые и структурные
превращения при нагреве и охлаждении, получение того или иного
структурного состояния металла и соответственно его свойства,
связаны с протеканием диффузионных процессов Даже образова-
ние при закалке мартенсита, считающееся бездиффузионным пре-
вращением, зависит от однородности твердого раствора перед за-
калкой, определяемого диффузией растворенных элементов.

Очень большое значение процессы диффузии имеют при раз-
личных видах сварки. При сварке давлением в твердой фазе диффу-
зия является основным процессом, определяющим рекристаллиза-
цию и улучшение свойств сварного соединения после установле-
ния связи между свариваемыми активированными поверхностями
При сварке плавлением процессы диффузии влияют на степень
химической и механической неоднородности металла шва и свар-
ного соединения. Особенно большое значение процессы гетеродиф-
фузии имеют для формирования сварных соединений разнородных
сталей и разнородных металлов, так как обычные закономерности
Диффузионного процесса осложняются специфическими условиями
Диффузии — реакционной диффузией и диффузией, вызванной
влиянием состава на изменение термодинамической активности
растворенного и диффундирующего вещества
ОСНОВНЫЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОЦЕССА

Основной параметр диффузии — скорость переноса массы перс
.мешающегося элемента, металла через единицу площади сечения
за единицу времени В общем виде основным стимулом перемеще-
ния растворенного вещества служит разность его концентраций
в соседних объемах и стремление к равномерному, равновесному
распределению В этом случае масса перемещающегося вещества
М пропорциональна разности концентраций de и обратно пропор-
циональна интервалу расстояния, на котором имеет место градиент
концентрации

(I)

Коэффициент пропорциональности D — коэффициент диффу-
зии характеризует количество вещества в граммах или молях,
перемещающееся через единицу площади (см2) в 1 с при градиенте
концентрации dc/dx, равном единице. Знак минус показывает, что
диффузия идет в направлении уменьшения dc/dx.

Выражение (1) характеризует первый закон диффузии (1-й за-
кон Фика), связывающий массоперенос с перепадом концентрации
диффундирующего элемента. Коэффициент диффузии D (см2/^ —
очень важный показатель процесса диффузии. Для данной темпера-
туры он зависит восновномотприродырастворителяидиффундиру-
ющего вещества. Зная, например, коэффициенты диффузии различ-
ных элементов в а- и у-железе, можно судить о способности соответ-
ствующих растворов к гомогенизации или, наоборот, к гетерогени-
зации во время пребывания при той или иной температуре, что име-
ет значение для регулирования термообработки и свойств, а также
химической и механической неоднородности сварных соединений.

Особенно сильно коэффициент диффузии зависит от температуры

или

D = Doe~Q/RT

(2)

lnD=lnD0-Q//?7’,

(3)

где R — газовая постоянная, равная 1,987 кал/моль, °C, Т — тем-
пература, К; Q — энергия активации диффузии, кал/моль; зави-

ОО О О О

ОО ООО
ОО/ О ХГ
~O/Cf ООО
оАо о„о„
ло о оло о
о о о о о

4

о о о о о„
ооо°Хоо°
о°о°оЖ
о о о о о
о о о о о

у

Рис. 35. Схемы механизма перемещения
атомов при диффузии

а — по вакансиям; б — по междуузлиям
64

сит от энергии связи диффун-
дирующего атома в решетке
растворителя, чем выше Q, тем
сильнее удерживается атом
в первоначальной позиции и
тем ниже D и меньше ско-
рость диффузии. Do — пред-
экспоненциальный множи-
тель, зависящий от типа кри-
сталлической решетки:

D --$<
и0 - KI Ь I

(4)
где а — межатомное расстояние, см, /V— число Аво1адро,
1/1-аг, /( — постоянная Пчанка

По мерс протекания процесса диффузии разность концентрации
растворенного, диффундирующего вещества уменьшается и ме-
няется градиент концентрации dcldx. Это изменение градиента
концентрации со временем t учитывается вторым законом диффу-
зии (2-й закон Фика), который для одноосного потока имеет выра-
жение

т. е. концентрация компонента через время i на расстоянии х
равна исходной концентрации, умноженной на выражение, стоя-
щее в квадратных скобках. Функцию Крампа Ф j в зави-

симости от аргумента - находят по таблицам для соответству-

ющих значений х, D и t.

Выражение (6) служит для определения коэффициентов диффу-
зии при разных температурах на основе экспериментально уста-
новленных величин Со, С и х за время t. При этом все рассмотрен-
ные закономерности, и в том числе (6), справедливы для протека-
ния процессов диффузии при концентрациях, не достигающих

предела насыщения растворенного элемента.

Зная коэффициент диффузии D и продолжительность процесса i,
по выражению х~ У DI (7) можно приближенно оценить размер
диффузионной зоны для данного элемента и растворителя. Это
выражение показывает, что графически зависимость х = f (0 яв-
ляется параболической, что позволяет судить о характере изучае-
мых и рассматриваемых процессов и оценить роль диффузии в их
протекании.

Для состояния и свойств сварных соединений, прежде всего
сталей, значение имеет диффузионное перемещение углерода,
водорода, серы, фосфора, железа, марганца, хрома, молибдена,
ванадия, алюминия и некоторых других элементов. Диффузия
этих элементов определяет степень химической и механической
неоднородности сварных соединений, протекание процессов ре-
кристаллизации, изменение свойств при термообработке и т. п.

В процессе диффузии перемещение атомов внедрения и атомов
замещения происходит по-разному, характеризуется различными
энергетическими параметрами и протекает с разной скоростью.

Малые по размеру атомы внедрения, значительно отличаю-
щиеся от параметров решетки и размеров атомов растворителя,
удерживаются в своих положениях менее устойчиво, чем находя-
з Л С Лившиц	65
Таблица 7

Энергия акшвации диффузии
различных элементов, дающих
растворы внедрения
в а-железе [241

Эле	Атомный диаметр.  А	Отличие от атом  диаметра железа  Л	Энергия  вацнн диффу ЭНН Q,
Н	0,56	2	3 750
N	1.42	1.14	18 200
(2	1,54	1,02	20 100
в	1,78	0,76	21 160

Таблица 8

Энергия активации диффузии
углерода и легирующих элементов
в а—Fe и у—Fe, ккал/г-ат [24J

Элемент	Диффузия в V—Fe	Диффузия
с	36	18,1
Fe	68	59
Мо	77	65
W	78	70
Сг	97	82

щиеся в узлах атомы замещения Кроме того, чем меньше размер
внедренного атома, чем больше он отличается от атома раствори-
теля, тем с меньшей энергией он удерживается в кристаллической
решетке и тем меньше энергия активации диффузии такого эле-
мента и больше скорость диффузии (табл. 7).

Для элементов, образующих растворы замещения, зависимость
энергии активации от физических характеристик элемента оказы-
вается более сложной Помимо соотношения размеров диффунди-
рующего атома и атома растворителя приобретают значение и дру-
гие факторы, такие как способность к всестороннему сжатию рас-
творенного атома и возможность в связи с этим уменьшения его
размеров и пр.

Значения энергии активации для некоторых элементов в у—Fe,
дающих растворы замещения, приведены ниже [24]:

Элемент	S	А1	Мо	Си	Мп

Q, кал/г-ат	28 800	44 000	59 000	61 000	66 400

Элемент	Ni	Fe	Со	W	Сг

Q, кал/г-ат	67 500	68 000	87 000	90 000	97 000

Наибольшей подвижностью обладают атомы серы, что создает
предпосылки для устранения при нагреве ликвации по сере. Наи-
более трудно устраняется химическая неоднородность по хрому и
вольфраму. Диффузия углерода и легирующих элементов в а и
у—Fe идет с различной скоростью. В a—Fe энергия активации
диффузии меньше, а скорость диффузии больше (табл. 8).

Повышенная скорость диффузии в a—Fe создает предпосылки
для активного протекания процессов при температурах нагрева
ниже А г, что может иметь место при эксплуатации сварных соеди-
нений теплоэнергетического оборудования и оборудования хими-
ческой и нефтеперерабатывающей промышленности, работающего
часто в интервале температур 500—650° С, а также при термообра-
ботке сварных соединений в режиме высокого отпуска,
ев
Для сварных соединений важно, что по границам зерен диф-
фузионные процессы идут активнее, чем по телу зерна. Связано это
с большей плотностью несовершенств кристаллического строения
по границам зерен. Сосредоточение за счет этого по границам зерен
различного рода примесей и, прежде всего, углерода, водорода и
серы определяет возможность значительного изменения свойств
этих зон, поведения их при деформации и разрушении. Состояние
границ зерен для сварных соединений имеет большее значение, чем
для свариваемого металла в связи с наличием крупных литых кри-
сталлитов в металле шва и выросшего зерна в околошовной зоне.

Поскольку процесс диффузии связан с энергетическими харак-
теристиками взаимодействия диффундирующего атома с решеткой
растворителя, большое влияние на процесс оказывает температура
и состояние решетки растворителя — наличие в ней инородных
атомов — атомов легирующих элементов Таким образом, скорость
диффузии какого-либо элемента в легированной стали зависит от
характера и степени ее легирования. Несомненно имеет значение
и концентрация атомов диффундирующего элемента.

Зависимость скорости диффузии от температуры — степенная
и для перемещения атомов углерода в а—Fe может быть проиллю-
стрирована графиком на рис 36. Влияние легирования a—Fe на
коэффициент диффузии углерода при температуре 700° С показано
на рис. 37.

ДИФФУЗИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ ПРИ
СВАРКЕ

Рассмотренные закономерности диффузии относились к случаю
перемещения растворенных атомов в однородном твердом растворе
при наличии градиента их концентрации, когда два элемента
(растворитель и растворенный) характеризовались диаграммой
з*	67
Рис. 38. Распределение концентрации диффундирующего
элемента в сварных соединениях металлов с неограниченной
растворимостью в твердом состоянии — / и со сложными
превращениями в твердом состоянии — //

состояния типа, представленного на рис. 38, /, а, т е в твердом
состоянии оба металла А и Б неограниченно растворимы друг
в друге. При контактировании — сварке таких двух металлов
в твердом состоянии при температуре t распределение концентра-
ций после нагрева в течение какого-то времени будет описываться
графиком на рис. 38, /, б. Изменение концентрации элемента А в Б
и Б в А будет зависеть от температуры и продолжительности на-
грева и характеризоваться параболическим законом.

В какой-то начальный период времени т пребывания при тем-
пературе t диффузия металла А в металл Б произойдет на неболь-
шое расстояние, и распределение концентрации А в Б будет харак-
теризоваться кривой 1, а Б в А — кривой 2 (рис. 38, /, б). При уве-
личении этого времени до т' произойдет увеличение глубины взаи-
модиффузии и распределение концентраций А в Б и Б в А будет
соответствовать кривым /' и 2’. Обе кривые распределения симме-
тричны, если скорость диффузии А в Б равна скорости диффузии
Б в Л и взаимовлияние на диффузию проникших в другой металл
атомов примерно одинаково. Реально же скорости диффузии А в Б
и Б в А могут быть различными, и симметрия в расположении
кривых /—2 и 1'—2' по отношению к плоскости раздела будет
нарушена

В соответствии с этим плоскость О, соответствующая макси-
мальной концентрации компонентов А и Б, сместится в сторону
металла, в котором скорость перемещения атомов диффундирую-
щего элемента больше. Например, если Ав Б диффундирует с боль-
шей скоростью, чем Б в Л, то плоскость О сместится от места кон-
такта в сторону металла Б. Согласно характеру изменения свойств
в сплавах, дающих неограниченные твердые растворы (см рис 26),
экстремум свойств сварного соединения таких металлов будет на
каком-то расстоянии от плоскости контакта.

г Не рассматривая всех возможных случаев взаимодиффузии
контактируемых при сварке металлов, остановимся на соединении
металлов А и Б, имеющих диаграмму состояния, представленную
на рис. 38, //, а В этом, по существу, обобщенном случае металлы
в твердом состоянии дают сплавы с твердыми растворами а, р, у, 6,
механическими смесями-эвтектоидами Эх и Э2 и химическое соеди-
нение В. Сварка этих металлов возможна при трех характерных
температурах: /х, когда металл образует непрерывный ряд твер-
дых растворов у; /2, когда сплавы образуют ряд твердых растворов
переменного состава, т. е концентрация компонентов Л и Б в этих
растворах меняется в определенных пределах концентраций;
/3, когда помимо твердых растворов переменной концентрации су-
ществуют два типа механических смесей Эг и Э2 определенной кон-
центрации В пределах существования этих механических смесей
концентрация растворов не меняется.

На графиках рис. 38, //, б представлено распределение концен-
трации только металла Б при диффузии его во время сварки в ме-
талл Л. Диффузия металла Л в металл Б будет протекать качест-
венно аналогично, а количественно будет отличаться в меру разли-
чия скоростей диффузии А в Б от Б в А при данной температуре.

Случай сварки при температуре t2, когда металлы дают непре-
рывный ряд твердых растворов, проиллюстрирован на рис 38, /, б.
После охлаждения такого сварного соединения в различных его
зонах произойдет вторичная кристаллизация непрерывного ряда
твердых растворов с образованием структур, отвечающих той или
иной концентрации компонентов в различных участках сварного
соединения

Сварка при температуре t2 будет сопровождаться более сложно
протекающими процессами диффузии Связано это с тем, что по
нормальной диффузионной кинетике процесс перемещения атомов
протекает только в интервалах, где имеются твердые растворы
с переменной концентрацией компонентов, т. е. в интервалах 1—2
(раствор а), 3—4 и 7—8 (раствор у), 5—б (раствор 6) и 9—10 (рас-
твор р). Поэтому в этих интервалах распределение диффундирую-
щего элемента будет характеризоваться параболическими кривыми
(рис 38, 11, б, температура /2) В интервалах 2 3 (смесь раство-
ров а и у переменной концентрации) 4 5 и 6 7 (смесь растворов
6 и у переменной концентрации) и 8—9 (смесь растворов и у
переменной концентрации) диффузия элемента Б будет происхо-
дить в многофазной среде, при этом кинетика перемещения откло-
нится от нормальной параболической В интервалах 2—3, 4—5,
6—7 и 8—9 распределение элемента Б условно (рис 38, II, б) для
t2 изображено наклонными прямыми участками

Сварка при температуре t3 связана с существованием механи-
ческих смесей, эвтектоидов неизменного состава В области твер-
дых растворов Г—2', 3'—4' и 5—6' концентрация изменяется по
параболическому закону диффузии В области существования эв-
тектоидов и химического соединения диффузия происходить не
будет, и концентрация резко изменится до концентрации диффун-
дирующего элемента в этих фазах

Диффузию, сопровождающуюся фазовыми превращениями, на-
зывают реактивной. Для этой диффузии характерно образование
зон неизменной концентрации — химических соединений, эвтек-
тоидов. В сварном соединении эти зоны не обязательно должны рас-
полагаться в плоскости контактирования свариваемых металлов
Они могут быть сосредоточены в участке с соответствующей кон-
центрацией компонентов в зависимости от относительной скорости
диффузии при данной температуре Последующий нагрев, термо-
обработка, приводящая к дальнейшему развитию диффузионного
процесса, сместит положение этих зон

Для сварных соединений характерен еще один вид диффузии,
когда процесс перемещения в растворе какого-либо элемента про-
исходит не в связи с разностью его концентраций в растворе,
а в связи с разницей его термодинамической активности, например
диффузия углерода на границе сварки легированной и нелегиро-
ванной стали или разнолегированных сталей Вопросы такой диф-
фузии и вызываемой ею неоднородности состава и строения свар-
ных соединений исследовали Л. С Даркен, Л С Лившиц,
В. Н. Земзин, Ю Н Готальский и др Было замечено, что если
сварное соединение состоит из сталей с различным содержанием
легирующих элементов, то независимо от содержания в этих сталях
углерода, направление перемещения его определяется разницей
в легировании контактирующих сталей При этом перемещение
углерода может происходить даже из стали с меньшей его концен-
трацией в сталь с большей концентрацией (рис 39) Было замечено
также, что кремний является элементом, «выталкивающим» угле-
род, а хром, молибден и ванадий «притягивающими»

Трактовка механизма такого действия легирующих элементов,
предложенная А А Жуковым, сводится к следующему Если у ато-
мов легирующего элемента силы связи с атомами углерода меньше,
чем у атомов железа, атомы углерода отталкиваются от атомов
такого элемента и стремятся попасть в окружение только атомов
железа Следовательно, данный легирующий элемент увеличивает
70
Рис. 39. Образование обезуглероженной и науглероженной зон в сварном соеди-
нении в связи с диффузией углерода, вызванной разницей в термодинамической
вктнвностн его в сваренных сталях

термодинамическую активность атомов углерода к перемещению
в участки, не содержащие атомов этого легирующего элемента.
К элементам, увеличивающим термодинамическую актив-
ность углерода в железе, относятся, например, кремний и
никель.

С другой стороны, в растворе a—Fe или у—Fe, где имеются
атомы легирующего элемента со сродством к углероду большим,
чем у железа, углерод стремится закрепиться у этих атомов, и
активность к перемещению его понизится. Понижают термодина-
мическую активность углерода в железе атомы карбидообразую-
щих элементов — марганца, больше хрома, еще больше молибдена,
вольфрама, ванадия и др

Количество вещества, перемещающегося в связи с разностью
его термодинамической активности в растворе, определяется выра-
жением

A4=--Dfl-£-,	(8)

гДе — градиент термодинамической активности.

Таким образом, по показателю термодинамической активности
углерода в а—Fe или у—Fe сваренных сталей можно судить о
склонности сварного соединения к образованию структурной неод-
нородности на границе раздела в связи с диффузией углерода
из стали с большей активностью углерода в сталь с меньшей его
активностью.
Рнс. 40. Влияние легирующих элементов на коэффициент активности углерода
в аустените 1 — 7 и феррите 8 [44]:

1 — Мп при 1000° С; 2 — N1 при 1000’ С; 3 — Si при 1050’ С; 4 — Сг при 1050’ С;
5 - Со при 980’ С; 6 — А1 при 1000’ С; 7 - V при 1000’ С; 8 - S1 при 1000’ С.

На рис. 40, по данным Б. М. Могутнова, И. А. Томилина и
Л. А. Шварцмана, показано влияние легирующих элементов на
коэффициент активности углерода в а- и y-Fe:

N„

(9)

где а" — активность углерода в растворе легированной стали;
ас — то же, в нелегированной стали; Wc — атомная доля леги-
рующего элемента.

Выражение (9) справедливо при постоянном содержании угле-
рода, его неизменной атомной доле, так как повышение атомной
доли углерода приводит к повышению коэффициента активности.
Влияние атомной доли углерода в у—Fe на коэффициент активно-
72
сги углерода при постоянном содержании марганца (4,04% по
массе) [44 ] показано ниже:

jMn	ф ,	.	0,822	0,85b	0,81b	0,859	0,861	0,888

д/с ............ 0,0149	0,026	0,0348	0,0495	0,051	0,053

На рис. 40, 1—7 приведены данные по влиянию легирования
на коэффициент активности углерода в аустените и лишь для крем-
ния имеются сведения по влиянию его на коэффициент активности
углерода в феррите. Однако по причинам, рассмотренным ранее,
качественно легирующие элементы одинаково влияют на изменение
активности углерода в аустените и феррите, разница может быть
только в количественных переменах показателя активности.

Для рассмотрения процессов диффузии углерода в сварных
соединениях разнолегированных или разнородных по структур-
ному классу сталей, при их нагреве в эксплуатации или при термо-
обработке в межкритическом интервале температур следует оста-
новиться кратко на различии термодинамической активности угле-
рода в феррите и аустените нелегированных и легированных сталей.

Различие в энергетическом состоянии атомов железа в кристал-
лических решетках а и у, а также различие в энергии полей меж-
атомных участков этих кристаллических форм железа приводит
к тому, что внедренный атом углерода в аустените и феррите имеет
различную энергию связи и по-разному взаимодействует с атомами
железа. Экспериментальные и теоретические исследования пока-
зали, что в а—Fe углерод энергетически закреплен слабее, чем
в у—Fe, и поэтому при данных условиях (температуре, содержа-
нии других элементов и пр ) активность его в феррите намного
выше, чем в аустените. В соответствии с этим растворимость угле-
рода в феррите ниже, чем в аустените. Поэтому, если при какой-то
температуре сосуществуют ферритные и аустенитные участки
(зерна, поверхности), а это, в частности, может иметь место при
нагреве в интервале между температурами Лех и Ас3, то углерод
будет перемещаться из феррита в аустенит до установления равно-
весной концентрации при данной температуре:

Коэффициент пропорциональности k зависит в основном от
температуры, влияния легирующих элементов (если они содер-
жатся в стали) на показатели активности углерода в рассматривае-
мых фазах и содержания в них углерода.

Оценивая влияние диффузионных процессов на строейие и
свойства сварных соединений следует также иметь в виду их зна-
Рнс. 41. Температурная зависимость растворимости
водорода в Fe, Со, Си, NI, Pt, Ag. Al, Mo

чение для рекристалли-
зации металла, подверг-
шегося деформации в
процессе сварки, для
химической неоднород-
ности в различных уча-
стках зоны сварки и для
проникновения в зону
сварного шва водорода.

Рекристалл и з а ци я,
во многом определя-
ющая свойства сварных
соединений при сварке
давлением в твердом
состоянии, связана с
процессом самодиффу-
зии атомов металла,

представляющего ос-
нову сплава (для стали — с самодиффузией железа) Ускорить
процесс рекристаллизации способны повышение температуры и
определенная степень деформации Сама рекристаллизация в мо-
мент ее протекания ускоряет диффузионную подвижность
атомов

Существо диффузионной подвижности атомов примесей для из-
менения химической неоднородности в сварном соединении сво-
дится к диффузионному выравниванию при нагреве неравномерно
распределившихся при кристаллизации сварочной ванны приме-
сей При этом имеет значение как коэффициент диффузии примеси
в основе — растворителе при данной температуре, так и взаимо-
влияние на диффузию содержащихся в сплаве элементов Рассма-
тривая общие закономерности диффузии, следует отметить роль
деформации. Упругая деформация при растяжении, изменяя меж-
атомные расстояния, ускоряет диффузию Считают, что и пластиче-
ская деформация, изменяя плотность несовершенств кристалличе-
ского строения, влияет на диффузионную подвижность растворен-
ных атомов.

Несколько подробнее следует остановиться на значении диф-
фузии водорода в сплавы, и особенно в сварные соединения. Как
видно из табл 7, водород имеет наименьший атомный размер и спо-
собен быстрее всех других элементов проникать в кристаллические
решетки металлов и перемещаться в их решетках Это наглядно
видно на примере диффузии водорода в железе по тому, что водо-
род имеет самую низкую энергию активации диффузии. Столь
большая подвижность водорода и малый атомный размер приводят
к тому, что в металл быстро проникает и растворяется большое ко-
личество водорода На рис 41, по данным Л С. Мороза и Б. Б Че-
чулина, приведена температурная зависимость растворимости
водорода в некоторых металлах.
На многие свойства технических металлов, таких например,
как сталь и сплавы титана, водород оказывает вредное влияние
Водород способен сильно ) величивать хрупкость и хладноломкость,
склонность к замедленному разрушению, а тем самым, к образо-
ванию холодных трещин в сварных соединениях При повышенных
температурах водород вызывает обезуглероживание стали, раз-
лагая карбид железа (Fe3C + 4Н = 3Fe + СН4) В реакцию при
этом вступает диффундирующий или растворенный атомарный
водород При обезуглероживании понижается прочность
стали, а образующийся метан создает в микро- и макропу-
стотах высокое давление, способствуя появлению очагов разру-
шения

Хотя механизм вредного влияния водорода на свойства сталей
и других металлов изучали многие исследователи, существо явле-
ния до сих пор нельзя признать полностью ясным Водород в стали
образует раствор внедрения Атомы внедрения, скапливаясь около
несовершенств кристаллического строения — дислокаций, умень-
шают их подвижность, способствуют их скоплению и тем самым
с одной стороны, уменьшают способность металла к общей и ло-
кальной пластической деформации, а с другой — способствуют
образованию зародышевых трещин в местах скопления дислокаций.
Активность проявления такого охрупчивающего действия водо-
рода увеличивается при наличии других факторов, благоприят-
ствующих хрупкому разрушению — низкой температуры, скоро-
сти нагружения, сложно-напряженного состояния, наличия кон-
центраторов напряжений

Отмечается и другое вредное влияние водорода в металлах
Атомы водорода, быстро проникая в металл и попадая в микро- и
макропустоты — поры, несплошности в виде плен и закатов, зоны
строчечных неметаллических включений — ассоциируют там в мо-
лекулы. Молекула не способна к дальнейшему перемещению. Та-
ким образом, скапливаясь в пустотах, молекулы водорода создают
местные, очень высокие давления, приводящие к вздутию металла,
сильному расслоению и образованию трещин.

Водород может оказывать большое влияние на свойства свар-
ных соединений. При дуговых методах сварки плавлением имеются
разные источники попадания водорода в металл шва: влага из
электродных покрытий и флюсов, органические составляющие
электродных покрытий, окалина на кромках свариваемого ме-
талла и электродной проволоке и т. п Поэтому металл шва часто
содержит значительные количества водорода, превышающие коли-
чество водорода в свариваемом металле. Содержание водорода
в металле шва сталей доходит до 30 см3/100 г, в то время, как в де-
формированной стали оно обычно не превышает 8—10 см’/ЮО г.
Повышенному количеству водорода в металле сварного шва спо-
собствует его меньшая плотность — наличие большего количества
пор. В то же время, при надлежащих мерах предосторожности —
просушке электродов и флюсов, очистке проволоки и кромок,
использовании низководородных электродных покрытии и т п
металл шва практически не наводороживается

Высокая скорость диффузии водорода способствует обогащению
водородом околошовной зоны в процессе сварки стали С одной
стороны, это может вызываться перемещением водорода из сва-
риваемой стали в околошовную зону, где в связи с повышением
температуры значительно увеличивается растворимость водорода.
С другой стороны, водород поступает в околошовную зону из ме-
талла шва, если его там содержится больше, чем в свариваемой
стали. Обогащение околошовной зоны водородом повышает ее
хрупкость и снижает способность к локальной пластической дефор-
мации. Поэтому водород способствует повышению склонности
к образованию холодных трещин.
Глава IV

ДЕФОРМАЦИЯ, РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ,
РАЗРУШЕНИЕ

Упругая и пластическая деформация металла в зоне сварных
соединений, связанная с локальным нагревом при сварке плавле-
нием, и, тем более, деформация металла при сварке давлением ока-
зывают в ряде случаев решающее влияние на формирование каче-
ственного сварного соединения. Не меньшее значение, особенно
для сварных соединений, выполненных сваркой давлением, имеют
процессы, происходящие при нагреве деформированного металла.
Эти процессы возврата, полигонизации и рекристаллизации про-
текают чаще всего одновременно с нагревом при сварке. Однако
в связи с градиентом температур в зоне сварного соединения раз-
витие их в разных участках может оказаться различным. Иногда
степень пластической деформации и сопровождающее ее упрочне-
ние оказываются предельными, и деформация заканчивается раз-
рушением. Не меньшее значение имеют остаточные напряжения
в сварном соединении, которые способны привести к появлению
трещин и разрушению.

Для оценки значения деформации и рекристаллизации при фор-
мировании сварных соединений необходимо рассмотреть природу
и существо этих процессов и их влияние на состояние и свойства
металла.

ДЕФОРМАЦИЯ И ЕЕ РОЛЬ ПРИ СВАРКЕ

В любом случае деформация — упругое или остаточное (пла-
стическое) формоизменение металлического тела может происхо-
дить под влиянием внешних сил. При упругой деформации после
устранения этой внешней силы форма и размеры металлического
изделия восстанавливаются, при пластической деформации после
устранения силы форма и размеры изделия остаются измененными.
При циклическом воздействии нагрузки даже в области упругой
деформации может иметь место небольшое остаточное формоизме-
нение в связи с неупругим поведением поликристаллического ве-
щества. С таким явлением неупругости в ряде случаев приходится
считаться.

Упругая деформация — сумма упругого изменения расстоя-
ний между атомными рядами или плоскостями в направлении век-
тора действующего усилия может вызываться напряжением с лю-
бой ориентацией к поверхности металлического тела или к располо-
жению атомных плоскостей в кристаллах (рис. 42, I, а, б, в, г,
II, а, б). Остаточная деформация, определяемая элементарными
процессами сдвига по атомным плоскостям, может вызываться
только определенно ориентированной сдвигающей силой, направ-
ленной вдоль направления благоприятно ориентированных, спо-
собных к сдвигу атомных плоскостей.

Такое касательное усилие или напряжение обязательно возни-
кает в любом кристалле как составляющая т произвольно ориенти-
рованного напряжения о, при этом вектор другой составляющей
<т„ будет перпендикулярен вектору т (рис. 42, III). Напряжение
<тя, направленное перпендикулярно (нормально) к поверхности
тела или к поверхностям ряда одинаково ориентированных атом-
ных плоскостей, может вызвать только упругую деформацию
(рис. 42, //, а) и при достаточной величине этого усилия отрыв
одного ряда плоскостей от другого без остаточной деформации.
Напряжение т может вызвать сначала упругую деформацию
78
(рис 42, //, б) и при дальнейшем росте —
сдвиг—остаточную деформацию (рис 42, //,<?)

Таким образом, любой кристаллит (зерно)
в пределах нагруженного внешней силой
металлического изделия, независимо от ори-
ентации его атомных плоскостей по отноше-
нию к вектору внешней силы, испытывает
нормальные и касательные напряжения по
направлениям, перпендикулярным плоско-
стям сдвига сгн, и по направлениям, совпа-
дающим с направлением сдвига т Однако
различная ориентация кристаллов реаль-
ного поликристаллического металла по отно-
шению к внешней силе приведет к тому, что
в отдельных зернах составляющие а„ и т будут
различными по величине, что обусловит
неодинаковую степень упругой деформации

— <3 cfT

Рис 43 Характер изме-
нения процента упруго-
деформированных (2) и
пластически деформиро-
ванных зерен (/) в ме-
талле, остающихся после
нагружения до разного
уровня напряжений

в разных направ-

лениях и вероятность появления сдвигов — пластической дефор-

мации только отдельных кристаллитов, у которых составляющая
т будет наибольшей и способной вызвать сдвиг

При прекращении воздействия внешней силы упругодеформи-
рованные кристаллиты будут стремиться приобрести прежнюю
форму и размеры. Однако этому могут мешать те прилегающие
к ним кристаллиты, которые под влиянием составляющих т пре-
терпели пластическую деформацию и изменили размеры и форму
Таким образом, в металле, подвергшемся временному силовому
воздействию, которое вызвало макроупругую деформацию, про-
изойдет местная пластическая деформация отдельных кристалли-
тов, в силу чего в других соседних кристаллитах сохранятся упру-
гие искажения и упругие остаточные напряжения

Чем выше уровень временной нагрузки (чем он ближе к пре-
делу текучести металла), тем большее число кристаллитов подвер-
гается пластической де4юрмации и тем больше величина пластиче-
ской деформации отдельных кристаллитов При этом, естественно,
увеличивается число кристаллитов с остаточной упругой деформа-
цией и степень их упругой деформации Однако при нагрузках,
близких к пределу текучести, быстро растет число кристаллитов,
вовлеченных в пластическую деформацию, и поэтому, естественно,
уменьшается число кристаллитов с упругой деформацией (рис. 43)

Рассмотренные явления имеют значение при формировании
сварных соединений При сварке плавлением, а также давлением
с нагревом свариваемых кромок локальный нагрев зоны сварного
соединения приводит к тому, что после завершения кристаллиза-
ции температура распределяется согласно графику на рис. 44, //.
При этом зона сварного шва или стыка при сварке давлением 1
(рис. 44, /) и примыкающие небольшие участки основного металла
2 и 2 оказываются нагретыми до температуры потери упругих
свойств и поэтому могут свободно деформироваться даже при не-
Рис. 44 Распределение температур
после завершения кристаллизации
н внутренних напряжений в различ-
ных зонах сварного соединения

значительном усилии, возникающем
в связи с тепловым изменением
размеров нагреваемых зон

Сразу после завершения кристал-
лизации, когда распределение тем-
ператур соответствует графику на
рис 44, //, внутренние напряжения
могут возникнуть только между хо-
лодным основным металлом 4 и зо-
нами 3, нагретыми ниже участков
2—2 и не способными к активной
пластической деформации В силу
теплового расширения, ограничен-
ного прилегающим основным метал-
лом, в зонах 3—3 возникают упру-
гие деформации и соответствующие
им напряжения сжатия, а в соседних
зонах основного металла 4—4 — уп-
ругие деформации противоположного
знака и напряжения растяжения
(рис 44, ///). В зонах металла 1 и 2,
2 в этот период напряжения не воз-
никают, так как эти зоны достаточно
высоко нагреты и легко пластически
деформируются

При остывании зоны 1 и 2, 2 пе-
реходят в упругое состояние, в связи
с чем пластическая деформация их
может быть возможна только при
значительно более высоких напря-
жениях. Сжатию этих зон при охла-
ждении будут препятствовать сосед-
ние участки 3, 3 и 4, 4, поэтому

в них возникнут упругие деформации и напряжения растяжения,
а в зонах 3, 3 и 4, 4 упругие деформации и напряжения сжатия
(рис. 44, IV) Следует, конечно, учитывать, что нет резкой гра-
ницы между рассмотренными температурными зонами, и поэтому
не может быть и резкой границы между различными участками
напряжений и де^юрмаций

Таким образом, в процессе сварки и охлаждения металл свар-
ного соединения подвергается сложному температурно-деформа-
ционному воздействию (термодеформационный цикл) с изменением
в отдельных участках знака напряжений и деформаций. После
остывания в зоне шва и прилегающих небольших участках основ-
ного металла остаются высокие (вплоть до предела текучести) на-
пряжения и соответствующие упругие деформации. В последующих
зонах основного металла сосредотачиваются уравновешивающие
сжимающие напряжения и упругие деформации сжатия.
И сварной шов и основной металл поликристаллические Раз-
ориентировка кристаллитов в основном металле должна быть боль-
шей, чем в металле шва, так как сварке подвергаются, как правило,
изделия из металла, прошедшего сложный цикл обработки давле-
нием (прокаткой, ковкой и пр ) Металл шва при сварке плавлением
является местом, в котором направленность кристаллического
строения более выражена (см рис 20—22). В соответствии с этим,
можно ожидать, что под влиянием упругой деформации отдельные
пластически деформированные кристаллиты в околошовной зоне
основного металла равномернее распределятся по объему, чем
в металле шва, и их влияние на свойства околошовных зон будет
меньшим, чем влияние пластически деформированных кристалли-
тов на свойства металла шва

Следует рассмотреть, как меняются свойства пластически де-
формированных кристаллитов и какое еще значение имеет пласти-
ческая деформация при сварке

Механизм пластической деформации связывают с перемещением
несовершенств кристаллического строения металлов и прежде
всего дислокаций (см рис 11) Однако перемещение дислокаций
происходит не беспрепятственно, а связано с задержкой их у раз-
личных препятствий Этими препятствиями могут быть энергети-
ческие узлы на пересечении с перпендикулярно или под углом
расположенной дислокацией, точечные дефекты с сосредоточением
атомов внедрения, различные дисперсные выделения и пр Встре-
чаясь с дефектом, дислокация обходит его, оставляя на нем дисло-
кационную петлю, которая, естественно, увеличивает сопротивле-
ние движению последующих дислокаций (рис 45). Увеличение со-
противления движению последующих дислокаций требует увели-
чения усилия для их продвижения

Таким образом, по мере перемещения дислокаций и, соответ-
ственно, по мере роста величины пластической деформации, растет

1 н и н

(®) (®) (®)

Рис. 45. Схема движения и тор-
можения дислокаций при пла-
стической деформации

Рис. 46 Диаграмма истинных напря-
жений при растяжении
усилие, необходимое для дальнейшего их продвижения, для даль-
нейшей пластической деформации, т е металл с увеличением сте-
пени пластической деформации упрочняется Эффект упрочнения
при увеличении степени пластической деформации хорошо виден
на диаграмме истинных напряжений (рис. 46), построенной в коор-
динатах е — относительная деформация ст,, — истинное напряже-
ние (частное от деления нагрузки на величину площади попереч-
ного сечения металла, соответствующей данной величине нагрузки).
В области пластических деформаций (участок а—б) усилие деформи-
рования растет от стт (предела текучести), отвечающего началу пла-
стического течения е0 до стр (напряжения разрушения) с предель-
ной пластической деформацией ер.

Наклон линии нагружения а—б определяется tg а и называется
коэффициентом упрочнения D Коэффициент упрочнения D зависит
от многих факторов: природы металла (типа кристаллической ре-
шетки), плотности дислокаций и других несовершенств кристалли-
ческого строения, наличия и количества атомов внедрения, форм
и размеров фазовых составляющих и др. На диаграмме рис. 43
видно, что имеются предельная величина пластической деформации
ер, при которой наступает разрушение, и предельная величина
напряжения стр — разрушающее напряжение.

Таким образом, накопление металлом в целом или отдельными
кристаллитами пластической деформации приближает стадию
разрушения Это обстоятельство относится и к пластической де4юр-
мации отдельных кристаллитов при общей упругой деформации.
После сварки в связи с высоким уровнем остаточных напряжений
в отдельных кристаллитах основного металла вблизи сварного шва
(сварного стыка), и особенно в сварном шве, имеются кристаллиты
с различной степенью пластической деформации. При нагружении
сварной конструкции внешними силами эти пластически деформи-
рованные кристаллиты первыми дойдут до предельной величины
деформации ер, и в них появятся очаги разрушения раньше, чем
в основном металле конструкции, не имевшем столь высоких оста-
точных напряжений как сварное соединение.

Такому неблагоприятному состоянию сварного соединения
способствуют факторы, увеличивающие коэффициент упрочнения
данного металла: D = ^р~^~ (см рис 46). На величину D
влияет изменение свойств металла при деформации и некоторые
характеристики строения — выделение дисперсной фазы (старение),
увеличение размеров зерен, увеличение плотности дислокаций,
увеличение содержания в металле газов, образующих растворы
внедрения.

При пластической деформации, помимо увеличения плотности
дислокаций и повышения сопротивления их перемещению, проис-
ходят и другие процессы, основные из которых — дробление от-
дельных зерен (разрушение вследствие достижения в отдельных
кристаллитах предельных значений ер), упругие искажения ре-
82
____	Яр

Степень холодной
деформации

Рис 47 Изменение свойств ме-
талла при холодной деформации

щетки отдельных зерен в связи с затор-
моженными сдвшами, (упругое искаже-
ние кристаллической решетки также
ведет к упрочнению) и поворот кри-
сталлитов плоскостями сдвига в соот-
ветствии с направлением действия
внешней касательной силы Поворот
кристаллитов (образование текстуры)
приводит к потере металлом анизотро-
пии свойств

Все три процесса, имеющие место
при пластической деформации, повы-
шают свободную энергию металла
Повышенный запас свободной энергии
холоднодеформированного металла об-
условливает его активацию, он термо-
динамически становится менее устой-

чивым и стремится перейти в более устойчивое состояние с пони-
женной свободной энергией Объем и поверхность такого металла
имеют больше активных центров Поэтому свежедеформированные
поверхности легче соединяются между собой, образуя неразъем-
ное сварное соединение Это обстоятельство используют при сварке
в твердом состоянии. При сварке давлением в твердом состоянии
сдавливание Свариваемых поверхностей приводит к деформации
приповерхностных зон, что обеспечивает, во-первых, смятие неров-
ностей и увеличение площади контакта между свариваемыми по-
верхностями, а, во-вторых, образование на свариваемых поверхно-
стях активных центров В этих участках в первую очередь возни-
кают обменные электронные реакции и устанавливается металли-
ческая связь	—-

Процессы, приводящие при холодной пластической деформации
к упрочнению, вызывают одновременно снижение пластичности.
Из рис. 47 видно, что при предельной степени деформации ер пре-
дел текучести металла становится равным временному сопротив-
лению, и относительное удлинение снижается до нуля Внимания
заслуживает то обстоятельство, что при деформации темп повыше-
ния предела текучести выше темпа повышения временного сопро-
тивления

Таким образом, металл в зоне сварного соединения, выпол-
ненного сваркой плавлением и сваркой давлением, по сравнению
с основным свариваемым металлом находится в менее термодинами-
чески устойчивом состоянии Эта повышенная термодинамическая
неустойчивость (повышенная свободная энергия) связана с тем, что
Упругопластические преобразования в процессе охлаждения при-
водят к возникновению высокого уровня остаточных сварочных
напряжений, неизбежно вызывающих в отдельных кристаллитах
сдвиговую деформацию, а в остальных — упругие искажения.
Такое состояние металла сварных соединений делает его более пред-
расположенным к возникновению Очагов разрушения под влиянием
внешних нагрузок

Степень повышения термодинамической неустойчивости ме-
талла сварного соединения должна расти с увеличением уровня
остаточных сварочных напряжений, содержания элементов, обра-
зующих растворы внедрения, плотности дислокаций и препятствий
для их перемещения, а также склонности металла к упрочнению
при деформации Должно иметь значение кристаллическое строе-
ние металла шва — измельчение зернистости и, как следствие
этого, увеличение степени разориентировки кристаллитов должно
оказывать благоприятное влияние

Повысить термодинамическую устойчивость металла сварного
соединения и приблизить ее к основному металлу способен нагрев,
при котором происходят процессы возврата и рекристаллизации.
Роль такого нагрева сварного соединения после сварки состоит
не только в снижении уровня остаточных сварочных напряжений,
но и в восстановлении или повышении равновесного состояния пла-
стически и упругодеформированных кристаллитов.

РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ И ЕЕ ЗНАЧЕНИЕ
ПРИ СВАРКЕ

Снижение уровня свободной энергии холоднодеформированного
металла достигается его нагревом При нагреве происходит не-
сколько последовательных процессов, приводящих в конечном
итоге к восстановлению состояния и свойств металла Однако соче-
тание деформации и нагрева может привести к получению свойств
даже рекристаллизованного металла, отличающихся от свойств
металла до деформации.

На первой стадии нагрева холоднодеформированного металла
при сравнительно невысокой температуре (около 0,2Тпл) начи-
наются изменения, связанные с дефектами кристаллического строе-
ния, — одни вакансии перемещаются к границам зерен и «погло-
щаются» ими, другие взаимодействуют с межузельными атомами
и исчезают И то и другое приводит к уменьшению концентрации
вакансий. На этой первой стадии возврата за счет перемещения и
аннигиляции несколько уменьшается и количество дислокаций
Эти процессы, связанные с перемещением и уменьшением плот-
ности несовершенств, приводят к снижению микронапряжений
в объемах отдельных кристаллитов и между отдельными кристал-
литами, однако все происходящие изменения на микроструктуре,
естественно, не отражаются Свойства металла на этой стадии
возврата, называемой часто отдыхом, могут несколько меняться,
например, у алюминия и титана понижаться прочность и повы-
шаться пластичность

При дальнейшем повышении температуры примерно до 0,ЗТпл
в некоторых металлах (например, железе, алюминии и их сплавах)
развивается процесс полигонизации (вторая стадия возврата).
84
Рис. 48. Строение холоднодефорынрованного металла (а); X 1000 и появление рекри-
сталлизованного зерна средн деформированных зерен (tf); Х600 [40 J

Развивается этот процесс чаще всего в металлах при нагреве
после небольших де4юрмаций или в процессе горячей деформации
при пониженной температуре. В области температур полигониза-
ции активизируется перемещение дислокаций, накопившихся при
деформации внутри отдельных кристаллитов При таком переме-
щении дислокаций в пределах каждого зерна их взаимодействие
приводит к тому, что они размещаются в виде строчек, стенок, об-
разуя внутри зерна субзерна с малоугловыми границами. Таким
образом, зерна металла оказываются разбитыми на ячейки с дисло-
кационными границами Внутри каждая ячейка оказывается сво-
бодной от дислокаций. Взаимодействие дислокаций на новых суб-
границах делает их довольно устойчивыми, часто сохраняющи-
мися даже при нагреве до более высокой температуры Металл
с такой ячеистой структурой имеет повышенное сопротивление
деформированию при комнатных и повышенных температурах

При дальнейшем нагреве холоднодеформированного металла
до 0,4—0,5Тпл начинается процесс первичной рекристаллизации
или рекристаллизации обработки При этом на границах старых
деформированных зерен в наиболее неравновесных участках, не-
видимому, в участках наибольшей концентрации дислокаций, по-
являются зародыши новых, равновесных зерен, а затем и новые
равновесные зерна (рис. 48) Зародыши новых зерен могут возник-
нуть и в других наиболее неравновесных участках Дальнейший
нагрев — небольшое повышение температуры или увеличение
длительности пребывания при температуре начала рекристаллиза-
ции приводит к росту новых зерен за счет исчезновения старых. Это
приводит к замене в структуре холоднодеформированного металла
вытянутых искаженных, неравновесных зерен, новыми, близкими
к равноосным и равновесным
Степень деформации

Рис. 49 Влияние степени холодной
деформации на размер зерна металла
после нагрева при постоянной тем-
пературе выше температуры рекри-
сталлизации,

/ — критическая степень деформа-
ция; // — размер исходного зерна

При такой рекристаллизации ме-
талл приобретает высокую пластич-
ность, а созданная наклепом повы-
шенная прочность снижается

Температура начала рекристал-
лизации и скорость процесса рек-
ристаллизации зависят как от при-
роды металла или сплава, так и от
его состояния после деформации, и
прежде всего от степени деформации,
размера или сечения деформирован-
ных зерен С уменьшением размеров
зерен и увеличением степени дефор-
мации снижается температура на-
чала рекристаллизации

За первой стадией рекристалли-
зации следует вторая — собиратель-
ная рекристаллизация, при которой

за счет диффузионных процессов происходит активный рост зерен
При этом естественно, что одни зерна растут, а другие отдают им
атомы и растворяются Поэтому на стадии вторичной рекристал-
лизации могут быть периоды значительной разнозернистости

сплава — существование наряду с крупными выросшими рекри-
сталлизованными зернами и мелких

Как видно, рекристаллизация холоднодеформированного ме-
талла влияет на его свойства за счет снятия микроискажений,
перераспределения несовершенств кристаллического строения и
уменьшения их плотности (уменьшение плотности дислокаций
может произойти на 3—4 порядка), изменения формы и размеров
зерен Размер зерна является одним из характерных признаков
изменений, происходящих при рекристаллизации Мелкое зерно
для конструкционных свариваемых сталей обеспечивает наиболее
благоприятное сочетание свойств — повышенной прочности с вы-
сокой вязкостью. Основными факторами, влияющими на размер
рекристаллизованного зерна, являются степень деформации, темпе-
ратура нагрева при рекристаллизации и продолжительность на-
грева

Роль величины деформации связана с достигаемой степенью
отклонения деформированных зерен от равновесного состояния
При очень малых степенях деформации это отклонение невелико,
и образования рекристаллизованных зерен практически не наблю-
дается При значительных степенях деформации отклонение от
равновесного состояния в металле повсеместно становится боль-
шим, что приводит при нагреве к образованию сразу большого
числа рекристаллизованных зародышей и поэтому мелкозернистой
рекристаллизованной структуры Для каждого металла имеется
определенная критическая степень деформации, создающая такие
иеравновесность и ее неоднородность между зернами, при которой
Рис. 60. Ржзнозернвстость рекристаллизованного металла, вызванная
различной степенью пластической деформации (48]

рекристаллизационный нагрев приводит к образованию ограничен-
ного числа рекристаллизованных зародышей и, при их росте —
к крупнозернистой структуре (рис. 49). Такая критическая степень
деформации составляет обычно 3—15%

При неодинаковой степени деформации в пределах какого-то
объема металла в нем после рекристаллизации может наблюдаться
образование зерен различной величины (рис. 50). На рис 50 видна
зона критической степени деформации с наиболее крупным зерном.

Повышение температуры выше температуры начала рекристал-
лизации активно увеличивает рост зерна по закономерности, опре-
деляющей связь диффузионных процессов с температурой, по-
скольку рост зерна связан с процессом переноса (см гл III).
В этой же связи следует рассматривать и влияние на величину
зерна продолжительности нагрева при рекристаллизации (рис 51).

Процессы рекристаллизации имеют разностороннее значение
при формировании сварных соединений При сварке в твердом

Рис. 61 Зависимость разме-
ров зерен рекристаллизован-
ной стали от температуры на-
грева (а) и продолжитель-
ности нагрева (б), Г — тем-
пература режристаллизации.
т„ — инкубационный период
для температуры нагрева
Tg — инкубационный пе-
состоянии рекристаллизация обусловливает образование общих
зерен, прорастающих через плоскость раздела свариваемых ча-
стей Процесс сварки в твердом состоянии состоит из нескольких
стадий деформации приповерхностных зон и сближения сваривае-
мых поверхностей на расстояния, обеспечивающие возможность
установления атомного взаимодействия, активации контактных по-
верхностей и установления между ними атомной связи, протекания
процесса рекристаллизации и диффузии для тех случаев, когда
сварка ведется с нагревом до температуры выше температуры ре-
кристаллизации Возникает вопрос, являются ли рекристаллиза-
ция и диффузия обязательными элементами сварки в твердом со-
стоянии или наличие этих процессов способно обусловить только
определенное улучшение свойств.

Работы различных авторов по схватыванию металлов и по
холодной сварке показали, что ряд металлов — алюминий, медь
и др , без нагрева, т. е при температуре существенно ниже темпе-
ратуры рекристаллизации, хорошо свариваются давлением, кото-
рое должно при этом обеспечить определенную минимальную сте-
пень пластической деформации приповерхностных областей.
В большинстве рассмотренных случаев эта деформация составляет
более 50%. Такая величина пластической деформации при сдавли-
вании свариваемых поверхностей необходима для двух целей:
разрушения поверхностной окисной пленки и механической акти-
вации поверхности — повышения плотности дислокаций и вакан-
сий как активных центров схватывания. При такого рода холод-
ной сварке оптимальная степень деформации позволяет получить
на разных металлах прочность соединения на уровне прочности
основного металла (рис 52)

Повышение температуры сварки уменьшает величину мини-
мально необходимой деформации (рис 53). Для цинка это связано
с тем, что процесс протекает выше температуры рекристаллизации,

Рис. 52. Зависимость прочности
соединения при сварке давлением
без нагрева от степени дефор-
мации при сдавливании [12]:
/ — алюминий в наклепанном
состоянии, 2 — электролитиче
ская медь; 3 — алюминий отож-
женный; 4 — олово

Рис 53 Зависимость необходимой для
сварки давлением степени деформации от
температуры [12]:

I — медь, 2 — алюминий; 3 — алюминие-
вый сплав (Д-16); 4 — цинк
Рис. 64. Микроструктура железа при сварке давлением при 850° С (а) и 980° С (б).

для остальных материалов, по-видимому, — с облегчением уста-
новленного контакта между свариваемыми поверхностями.

; Таким образом, несомненно возможно получение неразъемного
соединения при холодной сварке (ниже темп.ературы рекристалли-
зации). Граница такого соединения по всей его протяженности
будет четко выражена линией между сваренными поверхностями.
Эта граница по своей природе должна быть близка к границе зерен
в том же металле, так как ее образование связано с повышенной
плотностью дефектов кристаллического строения как активных
центров для соединения. Кроме того, на границе соединения, в от-
личие от границы зерна, может иметься значительное количество
раздробленных остатков окисной пленки.

Для сварки давлением с нагревом свариваемых поверхностей
имеет значение несколько явлений: понижение сопротивления
нагретого металла деформированию, приводящее к уменьшению
давления, необходимого для установления физического контакта,
повышение активности образования на поверхности окисной
пленки (если сварка ведется без защиты от окисления), препят-
ствующей установлению физического контакта, изменение ско-
рости перемещения и скорости изменения плотности дислокаций,
характер которых зависит от температуры и, наконец, ускорение
протекания диффузионных процессов и рекристаллизации деформи-
рованного металла при определенных температурах, связанных
со степенью пластической деформации.

Не вдаваясь в технологические вопросы, связанные со свар-
кой давлением в твердом состоянии, остановимся только на значе-
нии рекристаллизации

На рис. 54 приведены микрофотографии соединений железа,
выполненных сваркой давлением. Несмотря на то, что для случая,
Таблица 9

Механические свойства сварных
соединений стали 20 при сварке
давлением при разных температурах
с одинаковой степенью деформации

Тем- пера- тура свар-	менное сопро- тивление разрыву кге/мм1	Сужение площади  речного ссчсння  Ф. %	Число раз рушений	
			стыку	таллу
840	36	7,8  66,2	2		
930	39,9		—	2
1060	40	59,8	1	1
1170	40,2	66,7	—	2

Таблица 10

Свойства соединений железа,
сваренных прп разных
температурах с одинаковой
степенью деформации

Темпе ратура сварки. ®С	Угол град ’	Ударная вязкость образцах Шарли, кгс-м/см*
755	0	0,7
880	0	0,7
1060	180	25

представленного рис 54, а, сварка производилась при температуре
850° С, процесс рекристаллизации и прорастания зерна через пло-
скость раздела не успел произойти, возможно, из-за недостаточ-
ного времени пребывания при указанной температуре
(рис. 51, б). Вблизи границы раздела успело образоваться лишь
небольшое количество мелких рекристаллизованных зерен. При
температуре сварки 980° С (рис. 54, б) произошла полная рекри-
сталлизация деформированных зерен с прорастанием их через
границу раздела. На бывшей границе раздела осталась разорван-
ная (по-видимому, при деформации) строчка окислов. Как указы-
вает А. С. Гельман, только нагрев при сварке до температуры
1050° С привел к получению соединения без окислов Разница
в строении приведенных сварных соединений не сказывается на их
характеристиках прочности, но влияет на характеристики пла-
стичности и особенно вязкости (табл. 9 и 10).

Таким образом, сказанное выше позволяет судить о роли ре-
кристаллизации при сварке давлением (прессовой сварке) в твер-
дом состоянии Само образование неразъемного сварного соедине-
ния, установление атомно-кристаллической (химической) связи
между свариваемыми поверхностями происходит без участия про-
цесса рекристаллизации, только под влиянием деформации, обес-
печивающей сближение свариваемых поверхностей, создание фи-
зического контакта и активацию свариваемых поверхностей Од-
нако в таком соединении свариваемые поверхности разделены
сплошной, непрерывной границей, близкой по физической при-
роде к границам зерен в металле, имеющей высокую плотность не-
совершенств кристаллического строения, заблокированных в этой
зоне взаимным пересечением, а также повышенным содержанием
примесей. При этом условии сплошная граничная зона соединения
при достаточно высоком сопротивлении действию нормальных
к ней напряжений (разрыв) имеет низкую пластичность и вязкость.
Рекристаллизация является
процессом, уничтожающим сплош-
ную границу между свариваемыми
поверхностями Место соединения
прорастает зернами и приобретает
нормальные свойства, характерные
для свариваемых металлов Даже
без всякого нагрева, способного
привести к рассасыванию строчек
окисных включений (если сварка
велась без защиты от окисления),
рекристаллизация приближает об-
щий комплекс свойств сварного
соединения к свойствам основного

Рис 55 Разнозерннстость в сварном со-
единении, X 200

металла.

Процесс рекристаллизации мо-
жет заметно сказаться и на строе-
нии и свойствах сварного соединения при дуговой сварке Термо-
деформационный цикл сварки обусловливает возникновение упру-
гопластической деформации, различной в разных зонах сварного
соединения, и создание часто высокого уровня остаточных свароч-
ных напряжений При упругом характере остаточных сварочных
напряжений отдельные кристаллиты могут оказаться пластически
деформированными. Неравномерность упруго-пластической дефор-
мации при сварке обусловливает различную степень деформирова-
ния различно ориентированных кристаллитов и различный их рост
при сопутствующем сварке процессе рекристаллизации, протекаю-
щем в зоне, нагретой выше соответствующей температуры Все

это приводит к тому, что в сварном соединении возникает четко вы-
раженная разнозернистость (рис 55), отрицательно влияющая на
свойства металла, особенно на его вязкость

РАЗРУШЕНИЕ ХОЛОДНЫЕ ТРЕЩИНЫ
В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ

Разрушение металлов чаще всего наступает на завершающей
стадии холодной пластической деформации. Сдвиги, происходящие
по межатомным плоскостям, и упрочнение, при котором от металла
приближается к о„, приводят к тому, что на определенной стадии
дальнейшее повышение внешнего усилия, дальнейшие сдвиги
прекращаются, и за этой стадией предельной пластичности проис-
ходит разрушение Такова в общих чертах схема перехода стадии
деформации в стадию разрушения Однако эта общая схема нуж-
дается в ряде уточнений в связи с условиями приложения внешней
нагрузки и с природой деформируемого материала

Разрушению предшествует какая-то величина предельной пла-
стической деформации епр (предельная пластичность), зависящая
от многих факторов. Для одного и того же материала она зависит
пластичности металла от условий
напряженного состояния

от условий приложения нагрузки —
при одноосном нагружении е1|р мак-
симальна, т е еПр — max, при
Oj = k о 2 = о3 = 0 При увеличе-
нии степени плосконапряженного
состояния епр уменьшается, но при
условии Oj = о 2 = сг3 = 0 вели-
чина предельной пластичности долж-
на иметь иногда и небольшую, но
все же вполне ощутимую величину
При возрастании о3 происходит даль-
нейшее уменьшение епр вплоть до
нуля, когда величина о3 становится
близкой к о, = о2 (рис. 56)

В соответствии с рассмотрен-
ным влиянием условий напряжен-

ного состояния следует учитывать роль концентраторов на-
пряжений, поскольку в их основании создается напряженное
состояние, близкое к трехосному, и рост величины напряжений
в участке вблизи основания концентратора Наличие на поверх-
ности металла дефектов и резких переходов сечений в изделии
также служат внешними факторами, способствующими снижению
врр при разрушении.

При условии, когда enp = max, разрушение максимально
вязкое, по мере уменьшения величины enD увеличивается хруп-
кость материала, и когда епр приближается к нулю, разрушение
становится хрупким — без заметной общей пластической дефор-
мации.

Величина епр зависит кроме условий напряженного состоя-
ния от скорости приложения нагрузки и от относительной вели-
чины нагрузки ор/от, где ор — действующее на металл напря-
жение, как частное от деления общей нагрузки на рабочую пло-
щадь сечения; от — предел текучести При ор/от > 1 увеличение
скорости нагружения сначала повышает, а затем снижает вели-
чину епр (рис. 57, а). Связано это с влиянием соотношения скорости,
с которой данный материал может пластически деформироваться
(Од) и скорости нагружения (о„) Пока ои < va, рост v„ повы-
шает е11Р, при ин = цд для данного материала е„р = max. При
ун > vn увеличение скорости нагружения снижает величину епр,
так как деформация отстает от возрастания нагрузки При до-
статочно больших значениях скорости нагружения величина е„р
приближается к нулю, и разрушение становится хрупким

При ор/ат < 1 макропластическая деформация, естественно,
не развивается, так как внешняя нагрузка не достигает предела
текучести. Однако в этих условиях микропластическая деформа-
ция^ может развиваться в отдельных кристаллитах, наиболее
благоприятно ориентированных по отношению к действующей си-
ле. Определяющее значение приобретает не скорость нагружения,
92
Рис. 87 Влияние скорости нагружения иа величину предельной
пластичности при сгр/СТт > 1(а) и продолжительности нагруже-
ния на величину мнкропластнческой деформации при ар/ат < 1 (б)

а продолжительность действия нагрузки Увеличение длитель-
ности действия нагрузки способствует повышению степени микро-
пластической деформации отдельных кристаллитов, накоплению
на их границах несовершенств кристаллического строения с пере-
ходом их к очаговому разрушению Этот очаг разрушения в силу
концентрации в нем напряжений способен перейти в макротре-
щину и вызвать общее разрушение металла или изделия.

Границы кристаллитов являются областями повышенной плот-
ности несовершенств^ прежде всего дислокаций, поэтому макро-
пластическое течение может начаться с таких приграничных
участков и привести к образованию зародышевой трещины (схема
Виннера). Чем ниже значение ор в пределах ор/от< 1, тем больше
интервал времени до образования очаговой трещины и разруше-
ния. При каких-то граничных значениях уменьшающегося на-
пряжения ор время до разрушения может быть достаточно боль-
шим, чтобы такая нагрузка не была угрожающей

Изменение температуры также относится к числу внешних
факторов, оказывающих влияние на величину предельной де-
формации металла перед разрушением. Если изменение в зави-
симости от температуры сопротивления отрыву (разрушение без
деформации) оотр и предела текучести (сопротивление появлению ос-
таточной деформации) от представить известной схемой Иоффе
(рис. 58), то изменение предельной пластичности должно характе-
ризоваться кривой епр Величина епр с понижением температуры
должна уменьшаться в соответствии с уменьшением интервала
между от и оотр. При температуре когда оОТр < ai» епР должна
приближаться, к нулю. Снижение температуры сказывается на
микропластичности ем, которая также уменьшается

Помимо рассматриваемых внешних факторов на епр и еи влияет
состояние металла. Как правило, металлы с объемно-центриро-
ванной кубической решеткой (Fe, Сг, Мо) имеют меньшую пре-
дельную пластичность, чем ме-
таллы с гранецентрированной ку
бической решеткой (Ni, Al, Cu
и др ). Для одного и того же
сплава (сталь, алюминиевые сплавы
и др ) величина е||р меняется с из-
менением структурного и фазового
состояния Однофазные сплавы

—Температура

Рис S8. Влияние температуры на-
гружения на изменение оотр, ат и е|1р

с содержанием легирующего эле-
мента в пределах растворимости
имеют большие значения епр, чем
сплавы гетерогенные, неодно-

фазные

Для сталей существенное значение имеет структурное состоя-
ние. С повышением прочности величина епр уменьшается, наиболее
низкие значения епр сталь имеет в мартенситном состоянии. На-
личие дисперсной, упрочняющей фазы понижает епр, измельчение

зерна повышает епр.

При данном структурном и фазовом состоянии значения епр
и ем связаны и с составом материала. Так, предельная пластич-
ность феррита при однофазном состоянии или микро-
пластичность феррита при многофазном состоянии стали зависит
от его легирования Легирование никелем, например, повышает
способность феррита к деформации при разрушении, а легирова-
ние кремнием — снижает ее Легирование феррита ванадием,
в меньшей степени молибденом и вольфрамом и в еще меньшей
хромом, также снижает его способность к деформации при разру-
шении. Поскольку феррит является основой многих промышлен-
ных сталей, его пластичность при нагружении имеет очень важное
значение Большое влияние на пластичность феррита оказывают
и другие элементы. Сильно снижают эту характеристику раство-
ренные газы, особенно водород

Стали с неравновесной а-фазой — бейнитом, и тем более мар-
тенситом, также имеют различную способность к деформации
при разрушении. С увеличением степени искаженности а-решетки
способность к деформации снижается. Поэтому мартенсит в низко-

легированных сталях может иметь ощутимые значения епр
и ем, в сталях с повышенным и высоким содержанием угле-
рода эти характеристики будут минимальными, близкими
к нулю.

При кратком рассмотрении нельзя остановиться на всех факто-
рах, влияющих на величины е„р и ем; можно лишь отметить, что
помимо перечисленного имеют значение и конструкция, и форма
изделия, его размеры, сечения и др. Среди нерассмотренных
«внутренних» факторов можно отметить химическую и физическую
неоднородность материала, деформационное упрочнение, плот-
ность и распределение несовершенств кристаллического строе-
ния и др.
Рис. 69. Холодные трещины в металле шва н околошовноВ зоне

Величины епр и ем являются основными параметрами, опре-
деляющими характер разрушения, — при хрупком разрушении
елр практически близко к нулю, однако еы отдельных кристалли-
тов может быть значительной. В этом случае элементы излома
могут иметь вязкие участки. Микропластическая деформация
в отдельных кристаллитах может вызывать разрушение при раз-
личных видах воздействия нагрузки ниже предела текучести
материала (длительная нагрузка, циклическая нагрузка, усилие,
ведущее к развитию трещины и др.).

Для деформации и разрушения сварных соединений возник-
новение, развитие и исчерпание микропластической деформации
в отдельных кристаллитах имеет разностороннее значение, в част-
ности, может стать одной из основных причин образования хо-
лодных трещин — весьма опасного вида дефектов.	—'

Холодные трещины — это надрывы, образующиеся в различ-
ных зонах сварных соединений через различные интервалы вре-
мени после завершения сварки (рис. 59), — чаще в зонах тепло-
вого влияния и реже в металле сварных швов Они возникают
после охлаждения металла сварного соединения ниже темпера-
туры 150—200° С, а иногда через какое-то время — минуты,
часы и даже сутки. Трещины могут образовываться в сварных
изделиях в нерабочем состоянии, не подвергнутых воздействию
внешних рабочих нагрузок, и могут быть обнаружены также на
нагруженных изделиях.

В любом случае для возникновения трещин необходимо на-
личие каких-то усилий, способных вызвать упругую и локальную
или микропластическую деформацию. В ненагруженном сварном
соединении такими усилиями оказываются остаточные свароч-
ные напряжения — следствие термодеформационного цикла
сварки. Поэтому все обстоятельства, повышающие уровень оста-
точных сварочных напряжений, способствуют появлению холод-
ных трещин Такими факторами могут быть большие скорости
нагрева и охлаждения, локализация нагрева, концентрация
и пересечение сварных швов, жесткие и замкнутые контуры свар-
ных участков, резкие переходы сечений и др.

Однако наличия только такого рода внешних факторов недо-
статочно для проявления склонности к возникновению в свар-
ных соединениях холодных трещин. Нужна еще определенная
предрасположенность соединений: по-видимому, неспособность
металла в зоне сварки обеспечивать релаксацию локальных на-
пряжений за счет местной микропластической деформации без
разрушения Остаточные сварочные напряжения ниже предела
текучести, суммирующиеся с внешней нагрузкой, способны вы-
звать локальную микропластическую деформацию отдельных
благоприятно ориентированных кристаллитов. Как правило, эта
деформация предпочтительно будет протекать в участках с повы-
шенной плотностью дефектов кристаллического строения.

Если участки предпочтительной деформации будут контакти-
ровать с пластичными зернами, способными деформироваться
при создавшихся уровнях местных напряжений, не будет условий
для накапливания кристаллических несовершенств, напряжения
будут релаксировать и зародыш разрушения не возникнет. Там же,
где участок с развивающейся локальной деформацией будет кон-
тактировать с зернами, имеющими высокое сопротивление де-
формированию, несовершенства на границе деформируемого
микрообъема будут накапливаться и образовывать зародыши
трещин, которые под влиянием концентрации в них напряжений
хрупко распространяется в соседние зерна с высоким значе-
нием от.

Таким образом, образованию холодных трещин должно спо-
собствовать общее упрочнение металла в зоне сварки, местное
локальное упрочнение групп кристаллитов, наличие физико-
химической неоднородности, при которой наряду с общей массой
высокопрочных зерен с высоким сопротивлением пластической
деформации, будут иметься отдельные кристаллы, способные де-
формироваться под влиянием возникших напряжений, укруп-
нение размеров кристаллитов, при котором увеличивается воз-
можность накопления кристаллических несовершенств, переходя-
щих в трещину. На основе приведенного можно уточнить метал-
лургические и технологические факторы, способствующие склон-
ности к образованию холодных трещин в сварных соединениях.

Образованию холодных трещин способствуют наличие мар-
тенсита в металле сварного соединения, повышение содержания
углерода в мартенсите и понижение температуры мартенситного
превращения. Поэтому легированные стали, особенно с повы-
96
шенным содержанием углерода, закаливающиеся при охлажде-
нии после сварки, обнаруживают часто склонность к появлению
холодных трещин Если мартенситное превращение происходи!
при повышенной температуре (200—300° С) и может иметь место
определенный самоотпуск — склонность к образованию трещин
снижается. Повышение скорости нагрева при сварке приводит
к увеличению степени неоднородности аустенита перед охлажде-
нием и получению участков, обогащенных углеродом и легирую-
щими элементами. Поэтому^ в этом случае даже сталь с относи-
тельно невысоким содержанием легирующих элементов и углерода
(например, —0,2% С) может оказаться склонной к образованию
холодных .трещин.

Повышение температуры и продолжительности нагрева спо-
спобствуют увеличению роста зерна, плотности несовершенств
и тем самым проявлению склонности к растрескиванию после
сварки. Также и увеличение скорости охлаждения, способствую-
щее образованию мартенсита, может благоприятствовать возник-
новению рассматриваемого дефекта.

Водород, попадая в зону сварки (из электродных покрытий,
ржавчины на кромках, свариваемого металла и др.), уменьшая
способность к деформации, также увеличивает склонность к об-
разованию трещин.

Однако не следует считать, что стали, образующие в зоне
сварки мартенсит, всегда должны давать холодные трещины или
что указанные выше технологические факторы — большие ско-
рости нагрева и охлаждения — должны всегда сопровождаться
образованием трещин. Трещины возникают при неблагоприят-
ном сочетании ряда рассмотренных внешних и внутренних обсто-
ятельств. И если они возникают, то предотвратить их появление
можно, используя приведенные факторы, например, уменьшая
скорость охлаждения за счет подогрева, увеличивая погонную
энергию при сварке, теплоизолируя после сварки нагретую зону,
подвергая сварное соединение низкому или высокому отпуску
сразу после сварки, надлежащим образом выбирая состав стали
или изменяя конструкцию свариваемого изделия.

ОСОБЕННОСТИ СВОЙСТВ СВАРНЫХ
СОЕДИНЕНИЙ

В принципе металл зоны сварного соединения характеризу-
ется^таким же комплексом свойств, как и свариваемый металл
или металл вообще: прочностью, пластичностью, вязкостью,
хладостойкостью, теплостойкостью или жаропрочностью, выно-
сливостью, стойкостью против коррозии и др. Методы оценки
указанных свойств сварных соединений во многом аналогичны
методам оценки соответствующих свойств металлов. Однако
при оценке свойств сварных соединений следует иметь в виду
некоторые их особенности, связанные с влиянием термо-дефор-

4 Л С Лившиц	97
ной вязкости различных участков околошовиой эоны, ' и — прочности

сварного соединения, к — пластичности сварного .соединения испыта-
нием изгибом

мационного цикла, изменением микростроения и фазового состоя-
ния металла околошовиой зоны, отличием кристаллизационной
структуры металла шва, а очень часто и с отличием химического
состава и фазового и структурного состояния металла шва от сва-
риваемого металла, с наличием высоких остаточных сварочных
напряжений в зоне сварного соединения. Кроме того, в сварном
соединении очень часты внешние и внутренние дефекты в виде
непроваров, несплавлений, пор и пр.

В связи с тем, что в сварном соединении может быть значитель-
ная разница в свойствах различных зон, свойства оценивают
по отдельным зонам и сварного соединения в целом. В последнем
случае испытание выявляет наиболее слабый участок и его свойства.
На рис. 60 даиа схема вырезки образцов из сварных соединений для
оценки основных свойств. Размеры и другие сведения об образ-
цах и испытаниях приведены в ГОСТ 6996—66 «Швы сварные.
Методы определения механических свойств металла шва и свар-
ного соединения». При необходимости оценки таких свойств,
как жаропрочность, выносливость (сопротивление усталости)
или хрупкость и хладостойкость (определяемых по методикам,
использующим образцы типа применяемых для установления уда-
рной вязкости) свойства различных зон изучают иа образцах,
вырезаемых по схеме на рис. 60.

При простоте и удобстве указанные испытания имеют один
общий существенный недостаток: в процессе испытаний условия
работы металла сварного соединения или его зон, условия сопро-
тивления его внешним усилиям не соответствуют условиям работы
нагруженной сварной конструкции. Свойства сварного соеди-
нения в целом (агрегатные свойства) могут существенно отличаться
от свойств отдельных зон. Действие внешней нагрузки в реальных
условиях, чаще всего не одноосной, может иначе деформировать
98
и разрушать сварное соедине-
ние, чем одноосная нагрузка
при испытании образцов.

В качестве примера значе-
ния неоднородности строения
и свойств зон сварного соеди-
нения можно привести влияние,
оказываемое свойствами око-
лошовной зоны.

При дуговой сварке плавле-
нием или прессовой сварке теп-
лота зоны сварки, распростра-
няясь в стороны от шва, создает
в околошовных зонах основного
металла градиент температуры
с перепадом от температуры
плавления на свариваемых
кромках до температуры свари-
ваемого металла на определен-
ном расстоянии от кромок (рис. €
температуры Ас3 ближе к кромк

Рис. 61 Распределение температуры в око-
лошовной зоне сварного соединения

) В участке /, нагреваемом выше
и (участок 1, а), где нагрев очень

высок, сильно вырастает зерно и соответственно этому ухудшается
ряд характеристик свойств—вязкость, хладноломкость и др. В со-
седнем участке 16, нагретом не намного выше Ас3, свойства также

могут существенно изменяться за счет перекристаллизации при
охлаждении. Это изменение свойств — повышение прочности
и уменьшение вязкости — может быть очень большим у закалива-
ющихся при данных условиях охлаждения сталей и небольшим
у низкоуглеродистых нелегированных сталей. У последних за
счет измельчения составляющих микроструктуры комплекс свойств
может даже повыситься.

В зоне 2, нагревавшейся до температур между Ас3 и Дс^
свойства также могут изменяться по-разному у сталей разного
состава. Ближе к температуре Ас3 (зона 2а) может произойти
некоторое повышение прочности и понижение вязкости, а у более
простых сталей свойства мало изменятся. В то же время в зоне
26 может образоваться значительная структурная неоднородность
и при общем снижении прочности создаться маловязкие участки
(см гл. VI). В разных участках зоны, нагревающейся ниже тем-
пературы Aclt свойства могут изменяться по-разному В зоне,
близкой к температуре Aci (зона За), происходит, как правило,
разупрочнение В последующих участках свойства могут меняться
за счет рекристаллизации (36) и синеломкости (Зв).

При нагружении сварного соединения с таким сложным и
неоднородным комплексом свойств, да еще при условии неодно-
осно приложенной нагрузки, нельзя не считаться с взаимным
влиянием различных зон Так, разупрочненные участки отдель-
ных зон (26, За) будут подвергаться контактному упрочнению
Рис 62 Схема испытания
сварного соединения гидро-
статическим выпучиванием
через круглое отверстие [25]:
/ — сваренный листовой об-
разец, 2 — сварной шов; 3 —
матрица; 4—зажимная плита

за счет влияния соседних более прочных участков металла. Это
контактное упрочнение будет определяться размерами разупроч-
ненной зоны и относительным изменением прочности

Роль и практическое значение разупрочненных участков
при нагружении сварных соединений изучал О. А. Бакши с со-
трудниками. Для учета влияния мягких прослоек (разупрочнен-
ных зон) на сварных соединениях трубчатых изделий сотрудни-
ками ВНИИСТа и УПИ предложено следующее выражение:

а(*в--°0

где х — относительная толщина прослойки, при которой дости-
гается равнопрочность сварного соединения и основного металла:

стп основного металла	,.„ч

в — огв соединения ’	' '

а — коэффициент, зависящий от механической неоднородности —
соотношения прочности мягкой зоны и соседней прочной, а также
от размеров разупрочненной прослойки а принимает значение,
равное единице, как при неограниченно больших размерах мяг-
кой зоны, так и при равенстве ее прочности прочности соседнего
металла. В условиях работы и при двухосном растяжении влия-
ние мягкой прослойки и механической неоднородности более
сложно. Кроме того, при испытании или работе целого сварного
соединения без вырезки образцов определенное влияние должны
оказывать остаточные сварочные напряжения. При вырезке об-
разцов для механических испытаний зональные остаточные на-
пряжения в значительной степени снимаются.

Более показательны результаты испытаний сварных соеди-
нений, проведенных без^вырезки образцов или на укрупненных
по размерам образцах "с моделированием условий воздействия
внешних усилий Для многих целей целесообразны испытания
100
при плосконапряженном состоянии сваренных образцов без их
разрезки, ко1да в сварном соединении сохраняются и неодно-
родность свойств и сварочные напряжения

Весьма удачно испытание выпучиванием места со сварным
швом через круглое отверстие в матрице, предложенное С. А. Кур-
киным (рис 62) При таком испытании сварной шов может по-
мещаться в зените (центре пластины) или смещаться в сторону,
чтобы в зените оказалась околошовная зона При умеренном ради-
усе кривизны 7? в момент предразрушения от давления Р и тол-
щинах листа 60 до испытания и 6 после по выражению (13)
определяют интенсивность разрушающего напряжения ор
и интенсивность достигнутой деформации ер'

ар=-2Г’ ер = 1п^-	<13)

В качестве параметра оценки относительной работоспособ-
ности сварного соединения^ предлагается отношение

_ ер сварного соединения
— ер основного металла ‘	'

Для приближенной сравнительной оценки свойств сварного
соединения по отношению к свойствам основного металла можно
использовать статическое или динамическое нагружение сварных
и не сварных пластин, вваренных по контуту в оправку из трубы
(рис. 63) Критерием сравнения может служить минимальная
разрушающая нагрузка или работа. По схемем рис. 62 и 63
легко проводить испытания и при пониженных температурах.
Для этого пространство над образцом заливают охлажденной
смесью

Большое значение для работоспособности сварных соеди-
нений имеет хрупкость металла. Сварные конструкции более
склонны к хрупким разрушениям, чем, например, клепаные.
Связано это и с влиянием остаточных сварочных напряжений,
и с химической и механической неоднородностью свойств. Харак-
теристики сопротивления сварных соединений хрупкому разру-
шению оценивают по свойствам отдельных зон чаще всего на удар-
ных образцах с разным типом надреза (Шарли или Менаже)
при комнатной или низкой температуре, соответствующей темпе-
ратуре эксплуатации, оценивают температуру перехода в хрупкое
состояние по падению ударной вязкости на 50% величины удар-
ной вязкости при +20° С или по температуре, когда ударная
вязкость падает до какой-то обусловленной величины (часто
до 2—3 кгс>м/см2), по изменению волокнистости излома, фикси-
руя чаще всего температуру, при которой кристаллическая хруп-
кая часть излома составляет более 50% поверхности разрушения.

О хрупкости судят также по величинам работы зарождения
разрушения а, и работы развития разрушения ар при комнатной
101
температуре и температуре эксплуатации, определенным одним
из имеющихся методов Показательной характеристикой хруп-
кости, близкой к ар является удельная работа динамического
разрушения образца с усталостной трещиной ат (метод Б А Дроз-
довского) Наряду с оценкой хрупкости зон сварных соединений
по вырезанным из них образцам имеется ряд методов оценки
характеристик хрупкости целых сварных соединений на свар-
ных пластинах. При испытании этих пластин создаются условия
для того, чтобы разрушение было хрупким и прошло по свар-
ному соединению. Это достигается увеличением толщины пластин
и другими методами усложнения напряженного состояния, соз-
данием, концентраторов напряжений, понижением температуры
испытания, увеличением скорости приложения нагрузки Эти
методы изложены в ряде специальных работ.
Г л а в a V

СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ.

СТАЛИ. ЧУГУНЫ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА СПЛАВОВ

Стали — самый широко применяемый материал в различных
сварных конструкциях — строительных металлоконструкциях, тех-
нологических аппаратах и трубопроводах химической, нефтяной,
нефтеперерабатывающей промышленности, магистральных тру-
бопроводах, автостроении, сельхозмашиностроении и др.

Среди многих элементов, которые могут входить в состав стали,
наибольшее влияние на свойства оказывает углерод, поэтому
сталь рассматривают прежде всего как сплав железа с углеродом.
Представленная на рис. 64 диаграмма состояния — лишь часть
диаграммы в области между железом и химическим соединением
железа с углеродом — цементитом FesC образуемым при кон-
центрации углерода 6,67%.

В системе сплавов этих двух компоентов — Fe—FesC имеются
следующие фазы: 1. Ж — жидкий раствор углерода в железе
(при растворении цементит диссоциирует на железо и углерод).
2. у-аустенит — твердый раствор углерода в y-Fe. 3. а-феррит —
твердый раствор углерода в a-Fe. 4. Ц — цементит — химиче-
ское соединение углерода с железом — карбид железа Fe3C
Кроме цементита при определенных условиях остывания или на-
[рева в высокоуглеродистых сплавах либо вместо цементита либо
наряду с ним может присутствовать графит Г — свободный угле-
род

Помимо твердых растворов и химического соединения в спла-
вах имеются механические смеси. В области высоких концентра-
ций углерода образуется эвтектика — ледебурит Л (при кристал-
лизации из жидкого состояния) и эвтектоид — перлит П (при
вторичной кристаллизации). Цементит в рассматриваемых спла-
вах может быть первичным — Ци выделяется при кристалли-
зации из жидкого состояния (линия CD), вторичный — Ц2,
выделяется при вторичной кристаллизации в твердом состоянии
(линия ОЕ) и третичный — Ц3 выделяется при распаде пере-
сыщенного a-твердого раствора (линия PQ) Температуры и кон-
центрации характерных точек на диаграмме приведены в табл. 11.

Процессы растворения и выделения примесей и легирующих
элементов связаны с типом и параметром решетки растворителя.
Низкотемпературная модификация — a-железо с объемно-центри-
Рис 64 Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом в

области

между железом и цементитом (химическим соединением железа с углеродом

Fe,C).

рованной кубической решеткой существует при температуре до
911° С. Параметр решетки a-Fe от 20 до 768° С меняется прямо-
линейно — от 2,86 А до 2,895 А При температуре 768° С происхо-
дит магнитное превращение a-Fe, тип решетки и прямолинейное
изменение параметра сохраняется, но магнитные свойства в силу
изменений в атоме меняются Эта модификация a—Fe, существую-
щая в интервале 768—911°С, обозначается 0— Fe Выше темпе-
ратуры

Таблица 11

Температуры и концентрации характерных точек на диаграмме

Показатель	А	в		С		D		Е				G
Содержание уг- лерода, %	0	0,51		4,3		6,67		2,14		6,67		0
Температура °C	1539	1499		1147		1600		1147		1147		911
Показатель	н				К		N	Р	S		Q	
Содержание yi- лерода, %	0,1		0,16		6,67		0	0,02	0,8		0,006	
Температура, СС	1499		1499		727		1392	727	727		600	
?8

20 ‘tOO 600	1200 1600°С

Рис 65 Изменение параметров

пературы

решетки

911° С устойчивой становится
модификация железа с гране-
центрированной кубической ре-
шеткой, с параметром от 3,64 А
при 91ГС до 3,678 А при
1390° С, когда у—Fe снова пе-
реходит в объемноцентрирован-
ную модификацию б-Fe. Пара-
метр решетки 6—Fe меняется от
2,925 А при 1390 С до 2,93 А
при 1535° С Изменение пара-
метров решетки аллотропиче-
ских форм железа с измене-

нием температуры (рис. 65) происходит прямолинейно для каж-
дой из кристаллических решеток в своем интервале параметра.

Диаграмма состояния (см рис. 64) характерна для равновес-
ных условий кристаллизации сплавов (первичной и последую-
щих), фазы и структуры могут быть получены при достаточно
медленном охлаждении или нагреве и выдержке быстроохлажден-
ного сплава до температуры, соответствующей фазовой или струк-
турной области

W7

=3 36

t

ФАЗОВОЕ И СТРУКТУРНОЕ СОСТОЯНИЕ
СПЛАВОВ, ЗНАЧЕНИЕ ИХ ПРИ СВАРКЕ

О превращениях при охлаждении сплавов различного состава
можно судить по обозначениям областей диаграммы Остановимся
на описании характера различных фаз и структур, некоторых
условиях их образования и особенностях сплавов различных
областей диаграммы

При комнатной температуре в зависимости от содержания
в железе углерода по микроструктуре могут быть сплавы четы-
рех основных типов

Сплавы со структурой феррита с эвтектоидом-перлитом со-
держат количество перлита от 0% при отсутствии в железе угле-
рода до 100% при содержании ~0,8% С Феррит в таких сплавах-
сталях является мягкой (твердость 100) и при комнатных
температурах вязкой составляющей. В феррите при этих усло-
виях растворено очень мало углерода — менее 0,06%, атомы
которого не замещают в решетке a-Fe атомы железа, а внедря-
ются между ними (раствор внедрения) Растворы внедрения в фер-
рите могут образовывать также атомы других элементов — азота,
водорода, кислорода Растворы замещения образуют атомы леги-
рующих элементов никель, марганец, хром, кремний и др Все
растворы внедрения очень ограничены по концентрации и при
пересыщении легко распадаются. Растворы замещения могут
быть неограниченными по концентрации и более устойчивыми
Рис. 66. Микроструктура сталей с зернистым (а) и пластинчатым (б) перлитом; хВОО

Другая составляющая этих сплавов — перлит (эвтектоид) —
механическая смесь феррита и цементита. Поскольку цементит
имеет значительно более высокую твердость, чем феррит
(~ HV 1000) и более хрупкий, он оказывает большое влияние
на различные свойства сплавов. Большое значение имеют размер
и форма выделения цементитных частиц При кристаллизации
или последующем нагреве сплавов могут быть получены две
основные формы выделения цементита в перлите — зернистая и
пластинчатая (рис 66)

Цементит как твердое включение в мягкой, легко деформи-
руемой основе препятствует пластической деформации, повышает
твердость и прочность сталей тем в большей степени, чем больше
его в сплаве Поэтому при увеличении содержания углерода в стали
в пределах проекций точек Q и S твердость и прочность металла
возрастают Правда, этот рост не очень велик, поскольку цемен-
титные частички даже в чистом перлите окружены мягким ферри-
том При изменении содержания углерода от 0,2 до 0,8% твер-
дость стали увеличивается от 100 до 160 кгс/мма. Увеличение твер-
дости меньше для сталей со структурой зернистого перлита и
несколько больше для сталей с пластинчатым перлитом

При содержании в стали 0,8% С структура стали состоит
из чистого эвтоктоида —ферритно-цементной механической смеси
с цементитом в виде пластин или глобулей Такая эвтектоидная
сталь является переходной от рассмотренных ферритно-перлит-
ных к цементитно-перлитным, соответствующим содержанию уг-
лерода в пределах проекций точек S и Е на ось концентраций
Перлит в сталях расположен не в вязкой ферритной основе,
а смешан с хрупким и твердым вторичным цементитом Коли-
чество этого цементита возрастает от 0% при концентрации угле-
рода, соответствующей проекции точки S, до максимума при
106
(одержании углерода, соответствующей проекции точки Ё на
ось концентраций На этой концентрации yi лерода заканчивается
область сталей

Сплавы с большим (.одержаннем \ i лерода oiнося riя к ч> i упам
Характерная особенность чутунов наличие эвтектики, состав
которой отвечает проекции точки С При кристаллизации сплавов
в интервале концентраций от проекции точки Е до проекции
точки С в них сначала выделяются зерна аустенита (по линии
JE), и оставшаяся жидкость с концентрацией углерода, соответ-
ствующей точке С, при температуре на уровне линии EF превра-
щается в эвтектику — ледебурит, представляющую собой равно-
мерную механическую смесь цементита и аустенита При даль-
нейшем охлаждении до комнатной температуры из аустенита
по линии ES из-за уменьшения растворимости выделяется вто-
ричный цементит Ниже температуры, соответствующей уровню
РК, аустенит превращается в перлит Таким образом, после пол-
ного охлаждения структура сплавов в интервале концентраций
между проекциями точек Е и С состоит из ледебурита, вторичного
цементита и перлита Следует иметь в виду, что аустенит ледебу-
рита также превращается в перлит

Сплавы в интервале концентраций между проекциями точек С
и F кристаллизуются с выделением из жидкого расплава первич-
ного цементита по линии DC, на уровне линии CF происходит
эвтектическое превращение с образованием из оставшейся жидко-
сти ледебурита Ниже уровня CF остаются цементит и ледебу-
рит, а ниже уровня SK аустенит ледебурита переходит в перлит

Чугуны, у которых при кристаллизации выделяется цемен-
тит и этот цементит сохраняется до полного охлаждения, т е
сплав имеет структуру, состоящую из перлита, вторичного це-
ментита и ледебурита (П + Ц2 + Л) или из первичного цемен-
тита и ледебурита (Z/j + Л), называют белыми чугунами Однако
кристаллизация сплавов железа с углеродом в интервале кон-
центраций углерода, характерной для чугунов (более 2,14%),
может при определенных условиях происходить с выделением
из твердого раствора или жидкого сплава не цементита, а эле-
ментарного углерода в виде графита, который кристаллизуется
в виде особой лепестковой формы с одним центром — зародышем

Кристаллизация с выделением графита происходит при более
медленном охлаждении, а при наличии дополнительного легиро-
вания ей способствует введение в чугун кремния Кристаллиза-
ция сплава в такой системе происходит при несколько более вы-
соких температурах (на несколько градусов) и меньших концен-
трациях углерода (на несколько сотых долей процента), чем при
кристаллизации с выделением цементита, т. е диаграмма состоя-
ния смещается очень немного вверх и влево.

Чугуны, у которых вместо цементита в структуре имеется
графит, называют серыми чугунами Серые чугуны могут быть
также получены из белых чугунов путем специальной термооб-
только из кристаллов аустенита

работки, состоящей в нагреве
до температуры 950—1000° С,
длительной выдержке и мед-
ленном охлаждении

Превращения, протекающие
при нагреве закристаллизовав-
шихся и остывших сплавов,
происходят для каждого интер-
вала концентраций в обратном
порядке Так, например, в до-
эвтектоидных сплавах при кон-
центрации углерода между про-
екциями точек Р и S при на-
греве до температур уровня
линии PS перлит переходит
в аустенит В интервале темпе-
ратур PS—GS в образовав-
шемся из перлита аустените
растворяется феррит Выше ли-
нии GS сплав будет состоять
у и т д Представляет интерес

проанализировать связь с диаграммой состояния сплавов же-

леза с углеродом, поведение их при сварке и прежде всего
склонность к образованию горячих трещин

На рис 67 схематически представлен характер изменения
показателя стойкости против образования горячих трещин под
влиянием отдельных факторов при изменении содержания угле-
рода в железе от 0% до эвтектического (проекция точки С)
К таким факторам относят: 1) суммарное влияние изменения ин-
тервала температур кристаллизации и интервала концентраций
кристаллизации (см гл II); 2) влияние последующего превраще-
ния в твердом состоянии (см гл. II); 3) влияние кратковременной
прочности при высокой температуре

Вертикальными линиями на рис 67 даны характерные кон-
центрации углерода / — соответствует точке J на диаграмме —
зона перекристаллизации 6 — у, // — проекция точки S — кон-
центрация эвтектоидного превращения, ///— проекция точки Е —
появление ледебурита и IV—проекция точки С—чистая эвтектика

Изменение влияния фактора 2 связано с тем, что в области
концентраций до проекции точки J (до 0,16% С) этот фактор
должен оказывать активное положительное влияние, так как
первичные зерна заменяются при превращении 6 новыми
Между концентрациями, коО1ветс1вук>щими проекциям точки J
и S, положительное влияние фактора 2 должно резко убывать
в связи с тем, что температура вторичной кристаллизации далека
от линии солидуса JE и меняется по ниспадающей кривой GS
При дальнейшем повышении концентрации углерода влияние
этого фактора не должно сказываться

Кратковременная горячая прочность железо-углеродистых
сплавов (фактор 3) при увеличении содержания углерода сначала
растет до концентрации углерода ~ 0,3%, а затем заметно падает
во всем интервале концентраций Суммарное влияние перечислен-
ных факторов (4) показывает, что наибольшей стойкостью против
образования горячих трещин должны обладать сплавы железа
с углеродом (нелегированные) при содержании до 0,3% С В пре-
делах примерно до 0,2% этот показатель даже должен несколько
возрастать В этом интервале концентраций все три рассмотрен-
ные фактора оказывают положительное влияние.

По диаграмме состояния Fe—С можно судить и о других фак- '
торах, имеющих значение при сварке плавлением и давлением.
Для всех видов сварки сплавов в интервале концентраций между
проекциями точек G и Е имеет значение существование в опре-
деленном интервале температур гомогенного твердого раствора
углерода в железе у-аустенита Поскольку при сварке сталей
температура металла находится либо выше, либо в пределах
у-области, обеспечиваются необходимые условия для образова-
ния сварного соединения с диффузионными зонами на свариваемых
кромках Для сплавов этих концентраций благоприятно и то, что
они проходят перекристаллизацию в твердом состоянии в связи
с полиморфным превращением (линии GS, SE) Эта перекристал-
лизация приводит к образованию новых более мелких зерен
Неблагоприятно образование выделений химического соедине-
ния — цементита с высокой твердостью и хрупкостью, и осо-
бенно при концентрациях, соответствующих проекции точки S,
и выше

Повышение содержания углерода и появление цементита ухуд-
шает состояние сварного соединения, его пластичность, вязкость,
прочность, поведение при охлаждении и другие характеристики,
которые при определенных условиях могут вызвать разрушения
металла в зоне сварки даже вне эксплуатации. В то же время воз-
можность сварки сталей с избыточным цементитом определяется
однотипностью атомно-кристаллического строения основы сое-
диняемых элементов и наличием ограниченных твердых растворов
в у-и а-областях
Г л а в a VI

СТРУКТУРНЫЕ И ФАЗОВЫЕ
ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛЯХ И
ОСОБЕННОСТИ ИХ ПРИ СВАРКЕ

Сварка сталей связана с протеканием сложного комплекса
изменений фазового и структурного состояния металла в виду
характерных (особых) условий введения теплоты, неравномер-
ного теплового поля, локальности нагрева, специфических ус-
ловий охлаждения. Высокие скорости нагрева определяют осо-
бенности протекания фазовых превращений как при нагреве,
так и при охлаждении, а наличие градиента температур и напря-
жений — различие в процессах фазовых и структурных превра-
щений по зонам. Условия охлаждения металла сварного соеди-
нения после сварки отличаются от достаточно изученных усло-
вий охлаждения при термообработке Такая специфика процес-
сов при нагреве и охлаждении сварных соединений определяет
некоторые очень существенные особенности свойств, влияющих
па их надежность и работоспособность

ПРОЦЕССЫ, ПРОТЕКАЮЩИЕ ПРИ НАГРЕВЕ
СТАЛЕЙ ВЫШЕ ТЕМПЕРАТУР ПОЛИМОРФНЫХ
ПРЕВРАЩЕНИЙ

Многие технологические операции на сталях, и прежде всего
термообработка и сварка, связаны с нагревом металла до высо-
ких температур, приводящих к изменению фазового состояния
Основной образующейся при нагреве фазой является аустенит
Однако и состав стали, и условия нагрева существенно влияют
на состояние аустенита — его гомогенность, размер зерна и т. п ,
которые в свою очередь, оказывают влияние на последующие
фазовые и структурные изменения при охлаждении и соответ-
ственно на свойства сталей

Равновесными фазами в доэвтектоидной стали являются фер-
рит и перлит, в эвтектоидной — перлит, состоящий из мелких фер-
ритно-цементитных образований, например пластинок, и в за-
эвтектоидной — цементит и перлит Рассмотрение условий пре-
вращения этих фаз при нагреве в аустенит проще всего начать
со стали эвтектоидного состава При нагреве такой стали до тем-
пературы А ] (линия РК) перлит должен превратиться в аустенит
110
Рис. 68

при нагреве стали:

(рис. 68, I) Это превращение как перекристаллизация в твердом
состоянии состоит в зарождении центров новой фазы — аустенита
и их роста. Процесс определяется степенью отклонения от равно-
весных условий — степенью перенагрева

Полиморфное превращение чистого a-Fe — y-Fe проис-
ходит при температуре 910° С. При более низкой температуре
превращение феррит —> аустенит может происходить только при
наличии ц a-Fe определенного количества углерода; чем это коли-
чество углерода больше, тем при более низкой температуре про-
исходит превращение, и когда содержание углерода достигнет
0,8%, превращение произойдет при температуре 727° С. Образо-
ванию зародышей аустенита из перлита предшествует появление
на границах раздела феррит — цементит участков твердого рас-
твора с повышенным содержанием углерода. Это обстоятель-
ство является одним из условий, требующих определенного пере-
нагрева, так как только в этом случае в бедных углеродом заро-
дышах может произойти повышение содержания углерода ~

Однако перенагрев, определяемый увеличением скорости на-
грева, приводит к уменьшению однородности образующегося
аустенита. Чем выше температура перенагрева, тем больше
скорость нагрева и тем менее гомогенный на первом этапе обра-
зующийся аустенит При нагреве со скоростью v2 > будет
достигнут перенагрев, определяемый отрезком S — t2 (рис 68, /),
а при скорости нагрева Vj — отрезком S — В случае пере-
нагрева до температуры t2 в конце нагрева негомогенность ау-
стенита определится существованием участков с концентрацией
углерода, соответствующей проекции точки Ь (бывший ферритный
участок) и проекции точки г (бывший цементитный участок).
При меньшем перенагреве до негомогенность аустенита меньше
и определится концентрацией углерода, соответствующей точ-
кам а и б Наиболее гомогенным по завершении нагрева будет
аусгспиг, образующийся при очень медленном нагреве, т е мини-
маи.иом'перегреве при изотермической выдержке при 1ем-
пературе, мало превышающей 41

Образующийся при перенагреве негомогенный аустенит будем
выравниваться по составу при последующей выдержке при тем-
пературе нагрева Гомогенизация аустенита будет происходить
вследствие разницы концентраций углерода в растворе На
рис. 68, II представлена схема влияния перенагрева на неоднород-
ность образующегося аустенита и скорость его гомогенизации
Отрезки SE и SG представляют изменение концентрации угле-
рода в аустените, соответствующее тем же линиям на диаграмме
Fe—С Линия S—S соответствует равновесному содержанию угле-
рода в аустените эвтектоидной стали

При нагреве в течение малого времени ts (большая скорость
нагрева) будет достигнута более высокая температура нагрева
и больший градиент концентрации углерода в аустените (интер-
вал г—в), чем при большем времени нагрева (меньшей скорости
нагрева) Однако время для выравнивания концентрации угле-
рода в растворе при большем перенагреве меньше (интервал вре-
мени от тs до 2), чем при меньшем перенагреве (интервал времени
от т, до I)

Для анализа процессов фазовых превращений при быстро-
протекающем нагреве при сварке важно то, что чем больше ско-
рость пагрева, тем менее гомогенным оказывается образовавшийся
аустенит В любом случае гомогенизация образовавшегося при
нагреве аустенита требует времени, но это время параболически
уменьшается с повышением температуры Поэтому при каких-то
температурах перенагрева, характерных для сталей данного
состава (по углероду, а также и по легирующим элементам),
скорость диффузии углерода достигнет значений, обусловли-
вающих протекание гомогенизации при завершении нагрева

Образование аустенита при нагреве в доэвтектоидных и за-
эвтектоидных сталях качественно подчиняется одним и тем же
закономерностям Однако по сравнению с образованием аусте-
нита в эвтектоидных сталях оно осложняется наличием дополни-
тельных фаз — феррита в доэвтектоидной и цементита (карбида)
в заэвтектоидной В этих сталях перлитная составляющая ау-
стенизируется по рассмотренной схеме, а наличие дополнитель-
ного феррита, и особенно карбидов, растягивает период гомоге-
низации аустенита или для завершения этого процесса в короткое
время требует дополнительного перенагрева Таким образом,
увеличение скорости нагрева повышает температуру аустенити-
зации стали, наименьшим это повышение температуры аустени-
тизации будет у эвтектоидных сталей, бдльшим — у’доэвтек-
тоидных и еще бдльшим — у заэвтектоидных

При малых скоростях нагрева влияние скорости на темпера-
туру аустенитизации будет небольшим, этот участок малого влия-
ния скорости меньше у доэвтектоидных и особенно у заэвтектоид-
112
v нагрева

Рис 09 Влияние скорости на-
грева иа температуру аустени-
тизации углеродистых сталей с
различным содержанием углеро-

- 1.0%С;5- Г.з% с

пых сталей и уменьшается с уменьшением содержания в доэв-
тектоидной стали углерода и с увеличением содержания углерода
в заэвтектоидных сгалях С увеличением перенагрева (повышением
скорости нагрева) температура аустенитизации сначала возра-
стает, а затем по мере приближения к температуре активного
увеличения скорости диффузии рост перенагрева уменьшается,
и кривая /нагр — ц,агр начинает приближаться к горизонтали,
особенно заметно у эвтектоидной стали и в наименьшей степени
у заэвтектоидной стали с повышенным содержанием углерода
Режимы нагрева в пределах наклонной части графика на рис 69
для каждого типа стали соответствуют образованию негомоген-
ного аустенита типа изображенного на рис 70.

На основании приведенных общих закономерностей можно
рассмотреть условия образования аустенита в зонах теплового
влияния сварочного источника теплоты Для участков металла,
в которых при нагреве во время сварки и охлаждении после сварки
происходят фазовые и структурные изменения и меняются свой-
ства, скорость нагрева зависит от ряда факторов толщины
металла, подвергающегося сварке (с увеличением толщины сва-
риваемого металла, при прочих равных условиях, скорость на-
грева уменьшается за счет увеличения теплоотвода в холодный ме-
талл); величины сварочного тока при сохранении скорости сварки
(с увеличением сварочного тока скорость нагрева увеличивается);
температуры металла свариваемого изделия (подогрев перед
сваркой или во время сварки); числа слоев при сварке.

От тех же факторов будет зависеть продолжительность пребы-
вания металла околошовной зоны при температуре аустенитного
из
состояния Эта продолжи тельное и. будет уменьшаться с увеличе-
нием толщины свариваемого металла, увеличиваться с увеличение \
погонной энергии сварки, повышением температуры металла сва-
риваемого изделия и увеличением числа слоев

Перечисленные факторы должны влиять на гомогенизацию
аустенита в околошовной зоне. По ширине зоны теплового влия-
ния, нагреваемой выше температуры Ас3, степень гомогенности
аустенита будет неодинаковой. Значительный градиент темпера-
туры в сравнительно небольшой по протяженности зоне нагрева
(см. рис 61) может привести к получению неоднородного по
гомогенности аустенита даже если в участках, примыкающих
к шву скорость и температура нагрева обусловят получение
гомогенного твердого раствора Эта гомогенность будет убывать
по направлению удаления от шва к зоне нагрева ниже темпера-
туры Ас3 Градиент негомогенности аустенита в зоне теплового
влияния нагретой выше Ас3 имеет большое значение для пре-
вращений при охлаждении, для структуры и свойств сварного
соединения

— Помимо условий нагрева и состава стали на степень гомоген-
ности образующегося аустенита влияет и исходное, до нагрева,
структурное состояние стали Чем более дифференцированной
является исходная структура, тем естественно сложнее при дан-
ном нагреве условия гомогенизации. Это же обстоятельство и
определяет различие в протекании гомогенизации аустенита
эвтектоидных, доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей Таким
образом, одна и та же доэвтектоидная сталь с исходной структурой
феррита с перлитом (нормализованная или горячекатаная), зер-
нистым перлитом (отожженая) или сорбитом (после закалки и
отпуска) будет иметь разные по гомогенности аустенита зоны теп-
лового влияния при одних и тех же условиях сварочного нагрева
Наиболее гомогенным аустенит будет при сварке термически улуч-
шенной стали (после закалки и отпуска) и наименее гомогенным -
при сварке с исходной дифференцированной структурой.

Высокий нагрев, приводящий к образованию однородного
аустенита, обусловливает также и рост зерна аустенита. При
нагреве выше Ас3 начинается процесс собирательной рекристал-
лизации — рост крупных зерен за счет растворения более мелких
Этот процесс диффузионный, и так же, как и гомогенизация пора-
болически ускоряется с повышением температуры. Поэтому при
быстропротекающем нагреве температурная область образования
гомогенного аустенита может совпадать с областью сильно вы-
росшего зерна Однако при сварке термически улучшенной стали
зона крупного зерна может быть заметно уже зоны гомогенного
аустенита в связи с тем, что для этих сталей гомогенизация ау-
стенита должна начинаться при более низких температурах,
чем для сталей с дифференцированной структурой.

В условиях сварки влияние наследственной мелкозернистости
и крупнозернистости меньше. Такого рода врожденные метал-
114
чургические свойства стали сказываются при ограниченных тем-
пературах иа1рева, а при столь высоких температурах на1рева.
какие имеют место в )час1ке вблизи самою шва (свыше 1200 С),
природная мелкозернистость сказывается меньше Однако нельзя
считать, что этот фактор не имеет значения совсем Его влияние
при больших скоростях нагрева и малом времени пребывания
при максимальной температуре обусловливает отсутствие зоны
сильно выросшего зерна.

Помимо превращений и процессов, с которыми связано об-
разование аустенита при нагреве выше температуры Ас3, для свар-
ных соединений имеют значение процессы, протекающие при на-
греве до межкритического интервала температур Асх—Ас3 и при
нагреве ниже температуры Ас1г поскольку в сварном соединении
имеются зоны такого нагрева (см. рис. 61)

Нагрев наиболее часто свариваемых доэвтектоидных сталей
до температур, находящихся в интервале Лс3, характеризу-
ется сосуществованием двух фаз — феррита и аустенита При
таком нагреве ниже температуры Ас3 аустенит, как правило,
не должен быть гомогенным. Для температур в интервале Асг—
Ас3 соотношение количеств феррита и аустенита различно Коли-
чество аустенита при нагреве до температуры несколько выше Лсг
минимально, а количество феррита максимально (рис 71). Макси-
мальным количество аустенита будет при нагреве, близком к тем-
пературе Ас3, а количество феррита будет минимальным. Эта
закономерность сохранится, даже если учесть некоторое смещение
соответствующих превращений при быстро протекающем нагреве
выше равновесных температур Ас! и Ас3

Количество аустенита и феррита при нагревах в межкрити-
ческом интервале температур естественно зависит от содержания
углерода в стали Для нагрева в межкритическом интервале
температур помимо изменения количеств аустенита и феррита,
характерно также изменение содержания углерода в аустените
при разной температуре нагрева При температуре, мало превы-
шающей Aclt когда количество аустенита минимально, содержа-
ние в нем углерода наиболее высокое, близкое к содержанию
углерода в перлите, из которого он образовался, т. е. около
0,8% (см. рис 71). При нагреве до температуры, приближающейся
к Ас3, когда количество феррита минимально, а почти весь объем
занят аустенитом, содержание углерода в аустените близко
к содержанию углерода в стали. При промежуточных температу-
рах нагрева от Асг до Ас3 содержание углерода в аустените имеет
промежуточные значения, соответствующие температурам на-
грева в этом интервале.

Содержание углерода в растворе должно меняться не только
в аустените, но и в феррите при нагреве доэвтектоидной стали
на различную температуру в интервале Асу—Ас3, так как при
сосуществовании двух фаз аустенита и феррита распределение
между ними углерода происходит в соответствии с соотношениями
его термодинамической активности в этих растворах (см.
рис. 71, Г—3').

Рассмотренные закономерности изменения количеств аустенита
и феррита и содержания в них углерода при нагреве до различ-
ных температур в интервале Асх—Ас3 имеют значение для свойств
стали, получаемых при термообработке с нагревом в межкрити-
ческом интервале температур, а также для свойств зоны терми-
ческого влияния, нагревающейся при сварке в межкритическом
интервале температур (см рис. 61). Для термообработки с быстро-
протекающим, кратковременным нагревом (электронагрев) и для
зон теплового влияния при сварке важна также негомогенность
аустенита, образующегося в интервале температур Лсх—Ас3
Так, в этом случае недостаточно высокие температуры нагрева
для протекания за короткое время диффузионных процессов опре-
делят сохранение негомогенности

Для заэвтектоидных сталей состояние фаз при нагреве в меж-
критическом интервале температур осложняется затрудненным
растворением свободных карбидов, что существенно замедляет
процесс гомогенизации аустенита. С повышением температуры
нагрева заэвтектоидной стали в интервале температур Асг —Лс,
содержание углерода в аустените повышается от эвтектоидного
содержания до содержания углерода в стали в то время, как в до-
эвтектоидной стали содержание углерода в аустените снижается

Для процессов, протекающих при нагреве в межкритичс
ском интервале температур, так же как и для нагрева выше Лс3.
имеет значение исходная структура стали. Чем более дифферен-
цированной будет сталь перед нагревом (отжиг), тем более вы-
раженными будут рассмотренные выше процессы. При нагреве
116
равномерной дисперсной структуры, создаваемой, например, за-
калкой с высоким отпуском, процессы ।омо1 енизации при naipeee
\скоряю1ся.

Наиболее удаленная от сварного шва зона нагревается до
температуры ниже ACi При нагреве до температуры ниже Асг
могут протекать три процесса, каждый из которых влияет на
свойства стали При нагревах, близких к Aclt могут происходить
процессы коагуляции карбидов, особенно характерные для на-
грева сталей, прошедших предварительно закалку с отпуском
или другую обработку, создавшую измельченное строение фаз
Процесс коагуляции способен привести к снижению прочности

При нагреве до температуры, близкой к Aclt могут растворяться
избыточные дисперсные фазы, выделившиеся ранее при охлажде-
нии вследствие повышения растворимости их в феррите при по-
нижении температуры. Такими фазами могут быть дисперсные
третичные карбиды, выделившиеся ранее по линии PQ (см.
рис 64), дисперсные нитриды, поскольку в системе железо—азот
также имеется аналогичная линия ограниченной и переменной
растворимости азота в a-Fe, и карбонитриды Процесс растворе-
ния дисперсной, часто упрочняющей фазы также способен при-
вести к снижению прочности нагреваемого до этой температуры
металла, особенно, если последующее охлаждение происходит
с повышенной скоростью, позволяющей сохранить пересыщенный
твердый раствор Однако такой пересыщенный твердый раствор
не является стабильной фазой, и с течением времени он будет
распадаться (естественное старение), а выделяющаяся в дисперс-
ном виде избыточная фаза — повышать прочность и хрупкость
стали

В зоне, нагреваемой до температуры, более далекой от Асг
(250—450° С), могут развиваться процессы искусственного ста-
рения, выделение дисперсной фазы из пересыщенного твердого
раствора, способные привести к некоторому повышению проч-
ности и хрупкости металла

ПРОЦЕССЫ, ПРОТЕКАЮЩИЕ
ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ СТАЛИ,
НАГРЕТОЙ ВЫШЕ ТЕМПЕРАТУР А3 и А,

Различные зоны сварных соединений нагреваются в широком
интервале температур, в каждой из них по-разному протекают
процессы, что предопределяет различие в протекании процессов
при охлаждении и различие в конечных свойствах металла в раз-
ных участках В основе превращений, протекающих при охлаж-
дении в различных зонах сварного соединения, лежат явления,
рассматриваемые теорией термообработки стали

В основе фазовых и структурных превращений при охлаж-
дении лежат процессы распада, образовавшегося при нагреве
аустенита с переходом его в различные по равновесности фазы
и различные по морфологии и дисперсности структуры, определи
ющис различие свойств охлажденной сдали При охлажденш
протекают также процессы и в феррите, если распад аустенит,
сопровождался выделением ферриia и in если нагрев ш превы
шал температуры сохранения ферритной фазы

Наиболее простой схемой для рассмотрения основных про
иессов, протекающих при охлаждении стали, нагретой до тем
ператур выше Ас3 (аустенитное состояние), и оценки влияния раз-
личных факторов на эти процессы, является известная диаграмма
изотермического превращения Эта диаграмма позволяет также
перейти к анализу изменений, происходящих и при непрерывном
охлаждении, т е в условиях непрерывно понижающейся темпе-
ратуры при термообработке или при охлаждении после сварки

Рассмотрение процессов при охлаждении стали проще всего
начать с эвтектоидной стали При охлаждении такой стали перекри-
сталлизация аустенита в перлит ниже температуры А3 (точка S)
определяется закономерностями двух основных процессов: 1) более
низким уровнем свободной энергии феррита, чем аустенита при
температуре ниже А3 (см рис 13) и 2) освобождением феррита
от избыточного углерода сверх предела растворимости — про-
цессом диффузионным, связанным с перемещением атомов угле-
рода; выделением их из решетки железа и образованием химиче-
ского соединения — цементита

Первый процесс — перекристаллизации активизируется — уско-
ряется с увеличением степени переохлаждения аустенита, с пони-
жением его температуры ниже Alt второй процесс—диффузионного
перемещения углерода в переохлажденном аустените и сосредо-
точения его в нужных для образования цементита концентрациях
с понижением температуры ниже At — замедляется Соотноше-
нием скоростей этих двух процессов будет определяться кине-
тика суммарного процесса превращения переохлажденного а\ -
стенита

Природа и строение продуктов превращения, их дисперсность,
а также степень полноты процесса превращения и другие явле-
ния будут зависеть от того, при каком переохлаждении, т е
при какой температуре произошло превращение. Достигаемая
степень переохлаждения аустенита, при которой начинается его
распад, зависит от скорости охлаждения и от состава аустенита,
т е от состава стали Последнее обстоятельство имеет особое
значение для превращения при охлаждении аустенита в различ-
ных зонах сварного соединения в связи с его неоднородностью
по составу в различных зонах

Поскольку кинетика превращения переохлажденного аусте-
нита определяется двумя процессами, противоположно связан-
ными со степенью переохлаждения, при каждой данной темпера-
туре ниже А3 решающее влияние будет оказывать тот фактор
(процесс), который в этих условиях больше зависит от темпера-
туры Это приводит к тому, что на диаграмме температура — время
118
—- время

Рис. 72 Диаграмма изотермического
превращения переохлажденного аус-

точки начала и конца превращения
аустенита, соответствующие изотер-
мической выдержке при каждой дан-
ной температуре переохлаждения,
образуют так называемые С-образ-
ные кривые (рис. 72). При пониже-
нии температуры превращения ниже
Aj в каком-то интервале температур
до t2 решающее влияние на процесс
превращения оказывает уменьше-
ние свободной энергии, обусловли-
вающее переход у —> а

При этих сравнительно высоких
температурах, для углеродистых
сталей выше ~ 500° С процесс диф-
фузии углерода еще достаточно ак-
тивен и не лимитирует развитие
превращения аустенит— перлит. По-
этому с увеличением степени переох-

лаждения в интервале температур А х—/s процесс превращения ус-
коряется, уменьшается инкубационный период до начала превра-
щения — кривая 1 на участке а—д приближается к началу ко-
ординат Уменьшается также и время до завершения превраще-
ния — кривая 2 на участке б—е.

По мере понижения температуры изотермической выдержки
переохлажденного аустенита процесс диффузии углерода затруд-
няется, и ниже какой-то температуры t2 решающее влияние на
кинетику процесса начинает оказывать уменьшение скорости диф-
фузии углерода. При этом начинает замедляться превращение
Поэтому ниже температуры минимальной устойчивости аустенита
начинает увеличиваться время инкубационного периода до
начала превращения (кривая 1 на участке д—ж и далее) и время
до завершения превращения (кривая 2 на участке е—и и далее)
Однако ниже температуры t2, несмотря на то, что скорости диф-
фузии сильно замедлены и определяют общее замедление про-
цесса, диффузия углерода, хотя и с пониженной скоростью, но
все же может происходить

Характер продуктов, образующихся при превращении — рас-
паде аустенита, — зависит от того, при какой температуре идет
процесс, поскольку размеры возникающих образований зависят
как от степени переохлаждения (законы кристаллизации), так
и от подвижности атомов, способных при изотермической выдержке
привести к укрупнению карбидных частиц В соответствии с этим
при небольшом переохлаждении ниже температуры А г (верхняя
температурная область распада) аустенит у эвтектоидной стали
превращается в крупнопластинчатый перлит Понижение темпера-
туры распада измельчает строения ферритно-цементитной эвтекто-
идной смеси, и она переходит к мелкопластинчатому перлиту
и сорбиту, представляющему мелкозернистую ферритно-цемен-
титиую смесь По мере измельчения равновесной смеси феррит а
и цементита повышается прочность и вязкость стали и може!
несколько снижаться ее пластичность

При переохлаждении аустенита до еще более низких темпера-
тур, когда процессы диффузии углерода практически подавляются,
а значительное переохлаждение приводит к быстрому переходу
у —> а, образуется мартенсит, представляющий собой a-Fe с не-
выделившимся из него углеродом, в связи с подавлением диффу-
зии. Оставшийся в решетке a—Fe углерод в количествах, гораздо
больших предела растворимости, деформирует кубическую ре-
шетку, превращает ее в тетрагональную с соотношением парамет-
ров da > 1. При этом сильно увеличивается прочность стали и
резко снижаются пластичность, вязкость и хладостойкость

Особенность кинетики мартенситного превращения состоит
в том, что каждой температуре переохлаждения ниже темпера-
туры начала мартенситного превращения Мн соответствует оп-
ределенная степень (доля) распада переохлажденного аустенита,
какой бы продолжительной ни была выдержка при этой темпера-
туре Полностью аустенит распадается только при переохлажде-
нии его ниже температуры конца мартенситного превращения УИК
Положение температур М„ и УИК определяется в основном соста-
вом стали

Таким образом, если у стали температура Л4„ ниже темпера-
туры охлаждающей среды (окружающий воздух, вода, масло,
расплавы), то при охлаждении до этой температуры сталь оста-
ется аустенитной, если температура М„ находится выше темпера-
туры окружающей среды, а тампература Мк — ниже, то сталь
будет аустенитно-мартенситной Полностью мартенситной сталь
будет, если температура Мк выше температуры окружающей среды

Если переохладить аустенит стали до температуры в интервале
между М„ и Мк, получить аустенитно-мартенситную структуру
и в этом состоянии при достигнутой температуре выдержать сталь
длительное время, то аустенит может стабилизироваться, и по-
следующее переохлаждение до более низкой температуры, даже
ниже Мк, может не привести к его распаду В то же время, если
аустенит той же стали сразу переохладить ниже температуры Мл,
то сталь будет полностью мартенситной.

Помимо ферритно-цементитного и мартенситного превраще-
ний, при определенных степенях переохлаждения некоторых ста-
лей может иметь место промежуточное между этими двумя типами
превращение переохлажденного аустенита с образованием так
называемых бейнитных структур Это превращение происходи!
в промежуточном интервале температур выше тех, при которых
практически полностью подавляется диффузия углерода и обра-
зуется мартенсит, но ниже тех, при которых диффузия разви-
вается настолько активно, что образуется дифференцированная
смесь феррита и цементита.
Чаще всего эти температуры для некоторых сталей лежат
в ишсрвале 350 450“ С Это бейпипюе промежуточное превра-
щение может происходить в верхнем районе указанного интервала
температур, когда диффузия углерода в аустените менее подав-
лена, и в нижнем районе температур, когда диффузия углерода
в аустените более подавлена. В первом случае при образовании
верхнего бейнита в аустените перед распадом благодаря сохране-
нию некоторой подвижности атомов углерода создаются области,
более богатые и более бедные углеродом. Области, более бедные
углеродом, распадаются на очень мелкую ферритно-цементитную
смесь, а в областях, более богатых углеродом, превращение
сопровождается частичным выделением из аустенита углерода
в очень дисперсном виде и превращением оставшегося аустенита
в a-Fe с некоторым пересыщением его углеродом, т. е. с образо-
ванием структуры, приближающейся по природе к мартенситу,
но с меньшим пересыщением a-Fe углеродом, меньшим искаже-
нием в связи с этим кристаллической решетки.

При более низкой температуре распада аустенита — при
образовании нижнего бейнита диффузионная подвижность ато-
мов углерода возможна, но еще больше ограничена. Поэтому перед
превращением определенная неоднородность по углероду в ау-
стените создается, однако разница в содержании углерода в обед-
ненных и обогащенных участках должна быть меньше, чем перед
распадом в верхнем районе температур промежуточного пре-
вращения. Поэтому при образовании нижнего бейнита при пре-
вращении более бедного аустенита из него частично может выде-
литься дисперсная карбидная фаза, а образовавшееся a-Fe
сохранит, хотя и небольшое, но некоторое пересыщение по
углероду.

Другая часть аустенита, более богатая углеродом, превраща-
ется в a-фазу с большим пересыщением по углероду и по природе
оказывается еще более близкой к мартенситу, однако, поскольку
превращение все же идет при температурах более высоких, чем Л4Н,
пересыщенный раствор углерода в a-Fe обогащенных участков
нижнего бейнита частично распадается с выделением карбидов
в дисперсной форме. Таким образом, при превращении аустенита
в промежуточной области структурное и фазовое состояние стали
весьма сложно Оно может включать наличие очень мелкой фер-
ритно-цементитной смеси, дисперсных карбидов, и в разной сте-
пени пересыщенный углеродом неравновесный a-твердый раствор.

В соответствии с таким характером фазового и структурного
состояния сталь, обработанная на бейнит, по сравнению со сталью,
обработанной на ферритно-цементитную смесь, имеет более вы-
сокую прочность, обусловленную присутствием неравновесной
a-фазы с искаженной решеткой и дисперсных выделений кар-
бидов. В то же время такая сталь имеет более высокую пластич-
ность и вязкость, чем сталь с мартенситной структурой, даже при
отпуске мартенсита на ту же твердость. Обусловлено это наличием
мелкой ферритпо-цемептитной смеси (верхний^бейнит) и меныпим
пересыщением a-Fe углеродом

Для доэвтектоидных или заэвгектоидных сталей к процессам
превращения переохлажденного аустенита при изотермическом
выдержке, протекающим по рассмотренным для разных темпера-
тур схемам, добавляется выделение доэвтектоидного феррита
или заэвтектоидного цементита (линия 3 на диаграмме рис. 72).
Выделение феррита может не заканчиваться при температуре А ь
а при переохлаждении аустенита выделяться н ниже этой темпе-
ратуры. При значительных степенях переохлаждения свободный
феррит может вообще не выделиться, но тогда образующийся
в этом случае эвтектоид —'перлит (ниже точки в на схеме рис. 72)
будет разбавлен ферритом и содержать углерода меньше 0,8%
Такую фазу часто называют псевдоэвтектоидом

Термообработка стали, при которой аустенит переохлаждается
до определенной температуры, и затем за счет выдержки при этой
постоянной температуре достигается требуемое структурное со-
стояние и свойства, является изотермической. Однако в практике
термообработки и процессов, происходящих при сварке, большое
значение имеет превращение аустенита при непрерывном охлажде-
нии На диаграмме рис. 72 непрерывное охлаждение с разными
скоростями выражается рядом наклонных линий непрерывного
падения температуры в течение времени В представленном
случае V! < Оц < ощ < Viv Чем медленнее происходит охлажде-
ние стали, нагретой до аустенитного состояния, тем ближе про-
цесс превращения аустенита к изотермическому. Для рассмотре-
ния превращений при охлаждении металла в зоне сварки следует
отметить только основные положения схемы на рис. 72 для слу-
чаев охлаждения с различной скоростью

При непрерывном охлаждении превращение аустенита чаще
всего приводит к образованию смеси структур. Только очень
медленное охлаждение может дать однородное перлитное состоя-
ние. Образование смеси структур тем вероятнее, чем больше
скорость охлаждения Так, при скорости охлаждения Vi продук-
тами превращения аустенита будут перлит и сорбит. Перлит
начнет образовываться в начале превращения — пересечение
линии скорости Vj с линией начала превращения 1. Сорбит обра-
зуется ближе к концу превращения — вблизи пересечения линии
скорости Vi с линией конца превращения 2. По тому же принципу
при большей скорости охлаждения vn продуктами распада а\-
стенита будут сорбит и троостит.

Вероятно возможны скорости охлаждения, при которых
в структуре стали наряду с перлитом или сорбитом может быть и
некоторое количество бейнита. Возможно также образование
смеси структур, в которой наряду с ферритно-цементитной смесью
или бейнитом образуется мартенсит или даже сохранится аусте-
нит, называемый в этом случае остаточным. Такая вероятность
определяется охлаждением с большей скоростью vIir При этом
122
начинается превращение аусгенига с образованием сорбита
Сохранившаяся, не превратившаяся в сорбит часть аустенита в ин-
тервале между началом и концом его превращения (между лини-
ями 1 и 2) переохлаждается до температуры мартенситного пре-
вращения Мн с частичным или полным переходом в мартенсит.
Степень превращения аустенита в мартенсит при этом зависит
от положения температуры Мк по отношению к температуре
окружающей среды, при которой заканчивается охлаждение.

Если температура Мк лежит ниже температуры окружающей
среды, то в структуре кроме мартенсита будет присутствовать
и остаточный аустенит В стали с сорбитной структурой может
иметься остаточный аустенит без мартенсита Это произойдет
в том случае, если температура Л4„ стали окажется ниже темпе-
ратуры конца охлаждения

При охлаждении со скоростью больше критической (ojv) весь
аустенит переохлаждается до температуры мартенситного превра-
щения и полностью переходит в мартенсит, если температура Мк
лежит выше температуры конца охлаждения Но даже в этом
случае образующийся мартенсит неоднороден. Мартенсит, образу-
ющийся при температурах, находящихся ближе к Л4Н, должен
иметь меньшую тетрагональное™ и помимо него могут наблюдаться
дисперсные выделения карбидов (высокотемпературный мартен-
сит) Мартенсит, образующийся при температуре ближе к Мк,
должен иметь большую тетрагональное™ Этот низкотемператур-
ный мартенсит может быть более хрупким.

Охлаждение со скоростью более критической может дать смесь
мартенсита и остаточного аустенита в том случае, если температура
Мк лежит ниже температуры конца охлаждения Структура может
быть однородной, чисто аустенитной, если при охлаждении со
скоростью больше критической температура Ми лежит ниже тем-
пературы конца охлаждения. Положение температур Ми и Мк,
положение С-кривых в системе координат температура — время
и величина критической скорости охлаждения vKp (vlv) зависят
от степени устойчивости аустенита перед охлаждением.

Характеристическими параметрами рассмотренной диаграммы
изотермического превращения аустенита, зависящими от степени
его устойчивости, являются температура наименьшей устойчи-
вости аустенита (t2 на рис 72) и минимальное время устойчивости
аустенита (проекция точки д на ось времени, рис. 72) Степень
устойчивости аустенита перед охлаждением зависит от его хими-
ческого состава и, что очень важно для превращения аустенита
в сварных соединениях, от его гомогенности, размеров аустенит-
ною зерна и наличия других фаз и включений.

Для удобства рассмотрения процессов превращения аустенита
при непрерывном охлаждении пользуются термокинетическими
(анизотермическими) диаграммами, которые строят также в коор-
динатах температура — время. По кривым охлаждения либо
фиксируют температуры начала и конца превращения и отобра-
сталн с 0,13% С [39]

маки облает, соответствующие
полному превращению ауск
нита в данный вид продуктов
распада, либо наносят на диа-
грамму линии, лежащие внутри
этой области начала и конца
распада и соответствующие
определенной степени превра-
щения — распада аустенита.
Последний вид построения диа-
грамм используется чаще, так
как он удобнее для оценки
кинетики процесса. На такой
диаграмме (рис. 73) в точках
пересечения кривых охлажде-
ния и линий, лежащих в поле
протекания превращения и ха-
рактеризующих определенную
степень превращения (линии
термокинетической диаграммы),
проставлены цифры, указываю-
щие в процентах образовавшееся
количество продуктов распада

от 40 до 90% относится к ферриту, от 1 до 10 — к перлиту и у
нижней кривой — к бейниту Нижние цифры в конце кривых
охлаждения — твердость продуктов превращения

Изложенные общие закономерности превращения аустенита
при охлаждении позволяют оценить процессы, происходящие при
охлаждении после сварки в сварных соединениях.

При рассмотрении процессов, происходящих при нагреве,
было отмечено, что для сварных соединений стали как при сварке
плавлением, так и сварке давлением в твердом состоянии с оплав-
лением и без оплавления кромок, характерно образование следу-
ющих зон в прилегающем к сварному шву свариваемом металле
(рис 74)

1а — зона наиболее высоконагретая, близкая к температуре
плавления с гомогенным аустенитом и выросшим зерном;

16 — зона, примыкающая к ней, нагретая выше температуры
АЗ, имеющая негомогенный аустенит, степень негомогенности
аустенита увеличивается в направлении падения температуры
от зоны с выросшим зерном до зоны, нагретой до температуры
ниже степень негомогенности аустенита возрастает при увели-
чении скорости нагрева при сварке,

2 — зона, нагретая между температурами А3 и A lt у доэвтекто-
идной стали с резко повышающимся содержанием углерода в ау-
стените от соответствующего содержанию углерода в стали в уча-
стках, близких к температуре А3, до эвтектоидного содержания
в участках, близких к температуре А х Кроме того, во всех участ-
Рис 74 Изменение температуры начала превра-
щения аустенита п ферритно-цементитную смесь
и продолжительности инкубационною периода
-ля различных зон сварного соединения
д — продолжительность инкубационного перво
да для гомогенного аустенита при naipeue в печн
В — температура начала распада гомогенного
аустенита на феррнтно цементитную смесь, / —
распределение температуры в зоне теплового
влияния сварного соединения, 11 — изменение
температуры начала распада аустенита по зонам
сварного'соединения; /// — изменение продол
жительностн инкубационного периода по зонам
сварного соединения

—- Расстояние

ках в интервале указанного падения содержания углерода будет
иметь место неоднородность его распределения в аустените —
тем большая, чем ниже температура Наибольшей эта неоднород-
ность будет вблизи температуры Ait где она соответствует распо-
ложению цементитных участков в эвтектоиде.

Таким образом, в зонах теплового влияния сварного соеди-
нения быстропротекающий нагрев при сварке приводит к тому,
что перед охлаждением и распадом аустенита в нем в разных
участках в разной степени уже имеется та неоднородность по со-
держанию углерода, которая должна непосредственно пред-
шествовать распаду аустенита в той или иной температурной
области

Если во время охлаждения после нагрева при термообработке
диффузией углерода должна быть совершена определенная ра-
бота образования обогащенных и обедненных участков по угле-
роду, которая при распаде в верхнем интервале температур
предопределяет появление феррита в бедных участках и цементита
в богатых, то перед охлаждением необходимость в значительной
части этой работы при быстром сварочном нагреве отпадает,
так как условия нагрева при сварке обеспечили «заготовку»
такой неоднородности в распределении углерода. Уменьшение
этой необходимой работы диффузии делает процесс распада
аустенита менее энергоемким, облегчает и ускоряет его Поэтому
аустенит в зонах теплового влияния сварки оказывается менее
устойчивым, чем аустенит той же стали, подвергнутой более
длительному нагреву в печи при термообработке. Это относитель-
ное понижение устойчивости аустенита в разных частях зоны теп-
лового влияния будет различным в соответствии с различием
в степени неоднородности по распределению растворенного угле-
рода.

Наиболее устойчив аустенит в зонах, примыкающих к свари-
ваемым кромкам Здесь, в связи со значительным перегревом,
ростом зерна и благодаря активному протеканию диффузионных
125
процессов, устойчивость аустенита может быть не только не ниже,
чем при нагреве в печи для термообработки, но даже выше Дальше
от свариваемых кромок, с появлением и увеличением степени
неоднородности по распределению углерода, устойчивость ау-
стенита снижается, и особенно низка в зоне межкритического
интервала температур, вблизи температуры At.

Рассмотренное уменьшение устойчивости аустенита в разных
зонах сварного соединения сказывается на кинетике превращения
аустенита при охлаждении после сварки. По сравнению с рас-
падом гомогенного аустенита (нагрев при термообработке) не-
гомогенный аустенит в сварном соединении распадается при
более высокой температуре при меньшем времени инкубационного
периода для каждой температуры. На термокииетической диа-
грамме превращения аустенита это переместит основные линии
в области образования ферритно-цементитной смеси вверх и влево
Такое смещение линий на термокинетической диаграмме для раз-
личных участков зоны теплового влияния различно: оно тем
меньше, чем выше температура нагрева в пределах отсутствия
зоны роста зерна и увеличивается в зонах, близких к температуре
Л3, и особенно к Л, (см рис 74).

Таким образом, аустенит в участке сильного перегрева и
роста зерна приобретает повышенную устойчивость, а аустенит
во всех остальных, дальше отстоящих от кромок зонах имеет
пониженную устойчивость Поэтому аустенит участка роста
зерна должен претерпевать распад при более низких температурах
и давать менее равновесные продукты распада, а аустенит в более
удаленных зонах распадаться в верхнем интервале температур
и давать более равновесные, укрупненные ферритно-перлитные
или ферритно-цементитные продукты. Чем дальше от свариваемых
кромок находится нагретая зона, тем при более высокой темпера-
туре должен приходить распад аустенита В соответствии с этим
термокинетические диаграммы распада аустенита у разных
зои сварного соединения будут различными. О сдвиге линий
этих диаграмм в разных зонах можно судить' по схеме на
рис. 74.

Подробное рассмотрение конкретных термокинетических диа-
грамм для конкретных условий нагрева и охлаждения различ-
ных сталей дано в атласе М. X. Шоршорова и'В. В Белова [661

Температура распада аустенита в той или иной зоне сварного
соединения, характер и свойства продуктов распада, кроме рас-
смотренного, зависят от химического состава стали и скорости
охлаждения после сварки Для процесса распада аустенита
имеет значение величина скорости охлаждения в интервале
температур его наименьшей устойчивости Поэтому обычно оце-
нивают скорость охлаждения в районе 500—600° С. Эта скорость
охлаждения зависит от многих факторов — погонной энергии
при сварке, толщины свариваемого металла, температуры свари-
ваемого металла и др.
Все тепловые параметры зоны теплового влияния при сварке
можно устанавливать экспериментально осциллографированием
показаний термопар, заделанных в разных зонах сварного соеди-
нения, или рассчитывать по методике, предложенной Н Н Ры-
калиным. Скорости охлаждения при сварке в зависимости от пере-
численных факторов изменяются в очень широких пределах,
так по данным М. X. Шоршорова и В В Белова, скорости могут
колебаться от 0,25 до 60° С/с при 550° С и от 0,8 до 240° С/с при
900° С.

Аустенит зоны значительного перегрева и роста зерна должен
распадаться при более низкой температуре, а аустенит осталь-
ных участков с концентрационной неоднородностью по углероду —
в области более высоких температур. При малых скоростях ох-
лаждения это может приводить к образованию сорбитообразной
структуры непосредственно у свариваемых кромок и ферритно-
перлитной — в более удаленных зонах (тем крупнее, чем дальше
от шва). При увеличении скорости охлаждения и соответствующем
составе свариваемой стали аустенит участка перегрева может
переохладиться до температуры Ми и перейти в мартенсит.

Образование бейнитных структур в этой зоне маловероятно
при непрерывном охлаждении из-за недостатка времени для про-
текания в перегретом гомогенном аустените подготовительных
диффузионных процессов дифференциации аустенита по содер-
жанию углерода. В то же время зоны, отстоящие дальше от шва,
имеют негомогенный аустенит с той самой неоднородностью по
распределению углерода, которая явилась отражением перлит-
ного строения и которая нужна для бейнитного превращения.
Поэтому эти зоны при повышенных скоростях охлаждения имеют
повышенную предрасположенность к образованию бейнита и
менее склонны к переохлаждению до температуры М„ Эта пред-
расположенность тем больше, чем негомогенность аустенита ближе
к той, которая нужна для бейнитного превращения Таким об-
разом, наиболее предрасположены к образованию бейнита зоны,
нагретые с большой скоростью и небольшим перегревом выше Ас3,
и особенно зоны, нагревавшиеся до интервала А3—А г

Указанное обстоятельство приводит к тому, что в зонах свар-
ных соединений углеродистых нелегированных доэвтектоидных
или низколегированных сталей может иметься бейнит, в то время,
как при термообработке этих же сталей с непрерывным охлажде-
нием получение бейнита маловероятно В связи с увеличением
склонности рассмотренных зон к бейнитному превращению
в них уменьшается возможность переохлаждения аустенита до
температуры Мп. В том же случае, когда состав стали и скорость
охлаждения позволят переохладить негомогенный аустенит до
мартенситного превращения, температура будет повышена в связи
с наличием в аустените обедненных по углероду участков Марте-
нсит в этих случаях также неоднороден по содержанию углеро-
да и по твердости.
Необходимо отметить и то, что указанные закономерности
распада негомогенного аустенита в зонах теплового влияния
относя 1ся к наиболее частым случаям сварки доэвтектоидных
сталей с дифференцированной ферритно-перлитной структурой
Если же сварке подвергается закаленная и отпущенная сталь,
го в ней аустенит даже при быстропротекающем нагреве будет
более гомогенным и все закономерности его распада приблизятся
к закономерностям распада аустенита при термообработке с на-
гревом в печах.

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛЕЙ
НИЖЕ ТЕМПЕРАТУРЫ Аг

Значительный участок сварных соединений подвергается на-
греву в интервале температур ниже А х. В зависимости от состава
стали, продолжительности нагрева и температуры нагрева в ста-
лях может протекать несколько процессов. 1. При наиболее вы-
соких.температурах, близких к A lt за счет ускоренного протека-
ния диффузии углерода в a-Fe может происходить коагуляция
карбидов с образованием укрупненных карбидных выделений
и укрупненных ферритных полей 2. При таком же высоком на-
греве в a-твердый раствор переходит максимальное количество
углерода — около 0,02%, которое в случае последующего ускорен-
ного охлаждения будет зафиксировано в виде пересыщенного твер-
дого раствора, способного в последующем с течением времени
к распаду из-за уменьшения растворимости (линия PQ). Распад
твердого раствора и выделение дисперсных карбидов могут су-
щественно изменить свойства этой зоны — снизить ее вязкость
и повысить хрупкость 3. В участках, нагревающихся до темпера-
туры 500° С в условиях медленного охлаждения после сварки (ох-
лаждение в теплоизоляции, высокие погонные энергии сварки и др )
могут развиться процессы отпускной хрупкости с соответствую-
щим изменением свойств.

При сварке термически улучшенной стали, прошедшей за-
калку и высокий отпуск, рассмотренные процессы должны влиять
на свойства сварного соединения более существенно, чем при
сварке нормализованной или горячекатаной стали. Связано
это с тем, что, с одной стороны, коагуляция мелких карбидов
сорбитной структуры в зоне, наиболее близкой к А1г прнведс!
к большему эффекту разупрочнения, чем коагуляция уже укруп-
ненных карбидов перлита нормализованной стали. С другой
стороны, растворение в феррите мелких карбидов с большей сум-
марной поверхностью также произойдет быстрее, что предопре-
делит большую вероятность образования пересыщенного углеро-
дом феррита и возможность старения и изменения свойств за счет
дисперсной фазы в последующем.

Протекание каждого из приведенных процессов в зонах свар-
ных соединений, нагреваемых ниже температуры А1г степень
128
их развития и влияния на свойства зависят от ряда факторов —
скорости нагрева при сварке и охлаждения после сварки, про-
должительности пребывания металла в каждом из рассмотренных
температурных интервалов Поэтому при различной технологии
сварки все эти процессы могут развиваться по-разному. При
быстропротекающем нагреве роль их уменьшается, при замедле-
нии нагрева роль их увеличивается. В этой связи следует учи-
тывать и влияние толщины свариваемого металла, и роль свароч-
ного тока и скорости сварки (погонной энергии), и роль подо-
грева, который в рассматриваемом случае не всегда может быть
полезен

В зонах, нагревавшихся выше температур и А3 после ох-
лаждения могут иметься элементы неравновесных структур —
бейнита и мартенсита. В некоторых случаях в легированных
сталях может быть остаточный аустенит. В связи с тем, что мар-
тенсит и бейнит при значительных количествах и определенной
протяженности зоны с такой структурой могут оказаться вред-
ными для работоспособности сварных соединений, иногда при-
бегают к термообработке сварных соединений — чаще всего
высокому отпуску. Отпуску при более низких температурах при-
ходится иногда подвергать изделия после местного армирования
твердыми сплавами (см. гл. XII).

При многослойной сварке теплота от наложения каждого по-
следующего валика нагревает металл шва и зоны теплового влия-
ния ранее сваренных валиков до температур ниже В связи
с этим превращения, протекающие в металле при нагреве его
в пределах температур отпуска, имеют для формирования струк-
туры и свойств сварных соединений определенное значение.

► - Отпуск закаленной стали протекает в несколько стадий и
может включать три основных процесса: распад мартенсита, рас-
пад остаточного аустенита, коагуляцию карбидов.

Считают, что собственно распад мартенсита идет в три стадии.
В углеродистой стали при нагреве до температуры 150° С про-
исходит образование высокодисперсных карбидных частиц, кри-
сталлическая решетка которых упруго связана с решеткой ос-
новы. На этой стадии a-Fe остается пересыщенным углеродом,
уменьшение пересыщенности является только местным, сохра-
няется тетрагональность, но степень ее уменьшается и соответ-
ственно снижаются микронапряжения. Поэтому такой низкоот-
пущенный мартенсит становится менее хрупким.

На второй стадии при нагреве, примерно до 300° С, продолжа-
ется выделение карбидов в дисперсной форме, почти полностью
уменьшается тетрагональность мартенсита, и остаточная пересы-
щенность a-твердого раствора углеродом становится не местной,
а общей. На этой стадии отпущенный мартенсит сохраняет доста-
точно высокую твердость при несколько возросшей вязкости.

На третьей стадии отпуска до температур около 450° С расту-
щие дисперсные частицы карбидов теряют упругую связь с ре-

5 Л С. Лившиц	129
щеткой основы, полностью восстанавливается кубическое строе-
ние феррита, существенно может повыситься вязкость С1али
при сохранении прочности и особенно предела упругости На сле-
дующей — четвертой стадии отпуска — при нагреве от 450° С
до Лх происходят ускоряющиеся процессы коагуляции карбидов,
приводящие к снижению прочности и наиболее активному повы-
шению вязкости.

Если в закаленной стали имелся остаточный аустенит, его
распад как нестабильной фазы происходит при нагреве в интервале
200—300° С Продукты распада — мартенсит и карбиды в состоя-
нии, соответствующем отпуску мартенсита закалки на ту же тем-
пературу. Распад вязкого остаточного аустенита на мартенсит
и карбиды является одной из причин замедления повышения вяз-
кости стали при отпуске на указанные температуры.

При отпуске стали могут развиваться процессы обратимой
и необратимой отпускной хрупкости. Необратимая отпускная
хрупкость может развиваться при нагреве в интервале 250—400° С
и 450—550° С и не устраняется при быстром охлаждении после
отпуска. Обратимая отпускная хрупкость развивается при мед-
ленном охлаждении в интервале 450—575° С после высокого от-
пуска на 650—700° С. На склонность к проявлению отпускной
хрупкости влияет химический состав, в углеродистой стали —
повышение содержания фосфора и марганца.

На основе рассмотрения процессов, протекающих при нагреве
и охлаждении, можно оценить состояние металла в зонах тепло-
вого влияния при сварке плавлением. При сварке давлением без
плавления принципиальных отличий в состоянии металла в этих
участках не будет, уменьшится только наиболее высокотемпера-
турная зона.

Размеры отдельных участков зоны теплового влияния и те
превращения, которые в них происходят, в значительной степени
зависят от условий сварки — скорости и продолжительности
нагрева, скорости и продолжительности охлаждения и состава
стали. Поэтому основные закономерности должны в каждом от-
дельном случае корректироваться с учетом изложенных ранее
соображений о влиянии скорости нагрева при сварке и скорости
охлаждения после сварки.

Структурные и фазовые превращения в зоне теплового влия-
ния сварки прежде всего определяются распределением темпе-
ратур (рис. 75, Л). Это распределение температур в зависимости
от скорости нагрева может характеризоваться большим или
меньшим градиентом, но как правило, будет обусловливать со-
здание девяти зон (рис. 75, Б). 1 — зона выросшего зерна, гомо-
генного аустенита при нагреве, наиболее дисперсной ферритно-пер-
литной смеси или неравновесных структур (мартенсита) после ох-
лаждения. 2 — зона нагрева выше Л3 с относительно небольшим
перегревом, негомогенным аустенитом при нагреве и поэтому
с более крупной ферритно-перлитной смесью или менее неравно-
130
рис 75 Характерные участки зоны
теплового влиянии при сварке стали

весными продуктами рас-
пада (бейнитом) после ох-
лаждения 3 —зона на-
грева до температур в ин-
тервале А3—Лх со смесью
феррита и с негомогенным
аустенитом при заверше-
нии нагрева и смесью
феррита с перлитом или
бейнитом после охлажде-
ния В этой зоне наиболее
вероятно образование бей-

Расстояние от сплавления (по зонам)

нита в участках, нагревав-

шихся ближе к температуре A v 4 — зона нагрева до субкрити-
ческой температуры Л1( где наиболее активно могут происхо-
дить процессы дифференциации феррита и цементита. 5 — зона
нагрева до температуры 500—600° С; где процессы дифференциа-
ции феррита и цементита могут быть особенно ощутимы при сварке
закаленных и отпущенных сталей 6—8 — зоны нагрева до тем-

ператур, при которых в разных сталях по-разному могут раз-
виваться процессы отпускной хрупкости и дисперсионного упроч-
нения Частично эти процессы могут развиваться и в зоне 5. 9 —
зона, с которой начинается сохранение свойств исходного состоя-
ния свариваемой стали

Изменение свойств стали в этих зонах можно проследить по
изменению в них твердости для следующих основных случаев
(см рис 75): В — сварки незакаливающейся стали без предвари-
тельной термообработки; Г — для закаливающейся в условиях
сварки стали без предварительной термообработки; Д — сварки
незакаливающейся, предварительно термически улучшенной стали,
Е — для закаливающейся в условиях сварки предварительно
термически улучшенной стали.

Для незакаливающихся после сварки сталей характерно
некоторое повышение твердости в зоне нагрева выше А3 за счет

5*

131
перекристаллизации и измельчения составляющих микрострук-
туры. Иногда при сильном нагреве и особо сильном росте зерна
в зоне наиболее высокой температуры твердость может несколько
снижаться (штриховая линия у вертикальной оси). Обычно при
однопроходной сварке (кривая а) твердость должна быть несколько
выше, чем в зоне первого слоя при многопроходной сварке (кри-
вая б), где теплота последующих слоев обусловливает некоторое
снижение твердости Если при многопроходной сварке рассма-
тривать твердость металла первого слоя до наложения последую-
щих слоев, она может быть даже выше твердости при однопро-
ходной сварке в связи с тем, что большая масса холодного ме-
талла определяет большую скорость охлаждения. Предваритель-
ный подогрев (кривые в), уменьшая скорость охлаждения, сни-
жает твердость зон, нагревавшихся выше А9.

При сварке незакаливающейся термообработанной стали в зоне
нагрева на субкритическую температуру, близкую к Лх, проис-
ходит резупрочнение, большее у стали, сваривавшейся с предва-
рительным подогревом В зонах, нагреваемых в интервале тем-
ператур 350—500° С, могут развиться явления некоторого охруп-
чивания (отпускная хрупкость, дисперсионное упрочнение)—
штриховые линии. При сварке термически не обработанных ста-
лей, закаливающихся в зоне сварочного нагрева, однопроход-
ная сварка должна значительно повышать твердость в зоне гомо-
генного аустенита и меньше — в зоне негомогенного аустенита,
нагревавшейся выше Л8.

В зоне, нагревавшейся в интервале А3—А1г твердость может
повыситься за счет появления бейнита Особенно такой характер
изменения твердости должен быть замечен при однопроходной
сварке. В зоне первого слоя при многопроходной сварке твер-
дость несколько снижается и выравнивается за счет нагрева теп-
лотой сварки последующих слоев. Подогрев может привести как
к снижению твердости (уменьшение скорости охлаждения), так
и к повышению твердости (увеличение гомогенности аустенита
при нагреве).

При сварке закаливающихся сталей, предварительно прошед-
ших закалку и отпуск, увеличивается зона равномерно высокой
твердости с охватом всей области нагрева выше Л8 в связи с более
благоприятными условиями получения гомогенного аустенита.
При сварке термообработанной стали уменьшается вероятность
образования бейнита в зоне нагрева между Л8и Лх опять-таки
с большей гомогенностью аустенитных зерен, поэтому задержки
в падении твердости не происходит. Особенно характерно для
сварки этой стали значительное разупрочнение в участках, на-
гревавшихся до температуры ниже Лх (600° С). Разупрочнение
в этих участках увеличивается при сварке с подогревом.
Глава VII

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
НА ПРОЦЕССЫ, ПРОТЕКАЮЩИЕ
В СТАЛЯХ ПРИ СВАРКЕ

Основная масса сварных конструкций по металлоемкости
еще недавно приходилась на долю нелегированных углеродистых
сталей, из которых изготовляли различного рода строительные ко-
нструкции, емкости для хранения нефти, нефтепродуктов и газов,
трубопроводы для воды, газа, нефти и нефтепродуктов и др. Од-
нако в последние годы усложнение условий работы таких объек-
тов — повышение нагрузок, понижение и повышение рабочих
температур, а также стремление к уменьшению веса конструкций
привело к использованию для их изготовления низколегирован-
ных сталей с повышенным комплексом свойств по сравнению со
свойствами углеродистых сталей. Наряду с наиболее широко рас-
пространенными металлоемкими сварными конструкциями из
углеродистых и низколегированных сталей в народном хозяйстве
большое значение приобрели конструкции и изделия из средне-
и высоколегированных сталей со специальными характерными
свойствами — высокой жаропрочностью и жаростойкостью, вы-
сокой хладостойкостью и др.

Введение в сталь легирующих элементов меняет их свойства
и в значительной мере влияет на условия сварки и свойства свар-
ных соединений. Роль легирующих элементов в поведении раз-
личных сталей при сварке связана с влиянием их на многие ха-
рактеристики стали — на свойства и состояние основных фаз
стали, на положение критических температур и концентраций
в основной системе железо—углерод, на характер протекания
процессов при нагреве и охлаждении и др.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
НА ФАЗОВЫЕ СОСТАВЛЯЮЩИЕ СТАЛИ

Легирующие элементы, введенные в сталь, по-разному взаимо-
действуют с основными компонентами стали — железом и угле-
родом Эта разница во взаимодействии легирующих элементов
определяет разницу в их влиянии на свойства сталей и протека-
ние процессов при нагреве и охлаждении.

Сосновой стали — железом легирующие элементы дают раство-
ры замещения. Имея различия по атомным радиусам и энергети-
133
Рис. 76. Влияние легирующих
рнта (39]:

элементов на свойства

фер-

иую вязкость

ческому состоянию атомов, легирующие элементы по-разному
влияют на феррит По данным А. П. Гуляева, С 3 Бокштейна
и С Т. Кишкина, легирующие элементы повышают прочность и
понижают пластичность феррита (рис 76) В малых количествах
некоторые легирующие элементы повышают вязкость (Cr, Mn, Ni),
в больших количествах понижают

Взаимодействие легирующих элементов с углеродом более
сложно С одной стороны, многие легирующие элементы в стали
(Mn, Cr, W, Mo, V, Nb, Ti) способны либо непосредственно образо-
вывать с углеродом карбид легирующего элемента, либо заменять
часть железных атомов в карбиде железа. С другой стороны,
образуя растворы замещения и заменяя в кристаллической ре-
шетке часть атомов железа, разные легирующие элементы, по-
разному влияя на энергетическое состояние решетки, изменяют
энергетические условия взаимодействия с решеткой внедрен-
ных атомов углерода Это определяет различную активность ато-
мов углерода в растворе легированных сталей (см рис. 40)

Таким образом, легируя феррит и меняя уровень энергетиче-
ских связей, легирующие элементы меняют температуру поли-
морфных превращений. Они влияют на активность и дифузион-
ную подвижность атомов углерода в растворе (рис 37). Такая
роль легирующих элементов в изменении состояния растворен-
ного углерода и участие их в карбидообразовании определяет
воздействие их на процессы превращений, связанные с диффу-
зионной подвижностью углерода Значение таких процессов осо-
бенно велико при быстропротекающем нагреве стали при сварке
и сказывается на процессах распада аустенита при охлаждении

Одни и те же легирующие элементы в стали могут образовы-
вать растворы замещения и участвовать в образовании карбидов.
134
Мп

МО

Содержание в карбидах

Рис. 77. Характер распределения между
карбидами и ферритом карбндообразующих
легирующих элементов с разной степенью
химического сродства к углероду

Введенные в стали легирующие
элементы распределяются меж-
ду твердым раствором и кар-
бидами в зависимости от степени
химического сродства легиру-
ющего элемента к углероду
Элементы с химическим срод-
ством к углероду меньшим, чем
у железа (Со, Si, Ni) не обра-
зуют в стали своих карбидов
и практически не участвуют
в процессах карбидообразо-
вания

По степени увеличения хими-
ческого сродства к углероду

легирующие элементы располагаются по порядку: Mn, Cr, W,
Mo, V, Nb, Ti. В соответствии с этим V, Nb и Ti дают наиболее
стойкие карбиды, которые практически не содержат другие эле-
менты. С другой стороны, V, Nb и Ti мало растворяются в карбидах
элементов с меньшим сродством к углероду. Cr, W и Мо могут
давать свои карбиды типа Ме28Св, Ме7С8, МеС и др , могут вхо-
дить частично в карбид цементитного типа Ме3С. В карбидах этих
элементов может содержаться и железо, особенно в карбиде Me23C.t.
В соответствии с положением в ряде химического сродства к угле-
роду марганец в стали только участвует в образовании карбида
цементитного типа (Fe, Мп)3С. Своего карбида в стали марганец
не образует.

Степень химического сродства к углероду определяет и рас-
пределение элементов между ферритом и карбидами. Марганец
с наименее низким сродством к углероду по сравнению с другими
карбидообразующими элементами, легируя сталь больше, чем
другие такие элементы, легирует феррит. Хром, имея большее
сродство к углероду, в большей степени, чем марганец уходит
в карбиды и в меньшей степени, чем марганец, переходит в фер-
рит Еще в большей степени связываются в карбиды вольфрам
и молибден и еще меньше их оказывается в растворе Ва-
надий, ниобий и титан практически полностью связываются
в карбидах, и очень мало этих элементов переходит в раствор
(рис 77)

Таким образом, для карбидов каждого элемента, а если эле-
мент дает несколько карбидов, то для каждого типа карбида при
определенной температуре и надлежащих условиях (достаточное
время пребывания при этой температуре и содержании углерода
и легирующего элемента) устанавливается концентрационное
равновесие в системе карбид — твердый раствор. Это равновесие
должно сдвигаться в сторону понижения содержания легирую-
щего элемента в феррите в случаях повышения степени химиче-
ского сродства легирующего элемента к углероду Равновесие
концентрации должно существовать и для углерода, т е кар-
биду каждого легирующего элемента соответствует определенная
концентрация углерода в феррите Одновременно содержание
углерода в феррите понижается с повышением его термодинами-
ческой активности в растворе под влиянием находящихся в рас-
творе легирующих элементов

Такое соответствие позволяет считать, что чем больше хими-
ческое сродство к углероду легирующего элемента отличается
от химического сродства железа, тем больше этот элемент будет
влиять на термодинамическую активность растворенного угле-
рода Легирующие элементы с повышающимся сродством к угле-
роду в ряду, начиная от железа, должны в соответствующем
порядке (Мп, Сг, W, Мо, V и др ) уменьшать термодинамическую
активность углерода в феррите, а легирующие элементы с пони-
жающимся сродством к углероду — повышать термодинамическую
активность углерода в феррите.

Количество карбидообразующего элемента, растворяющегося
в феррите, зависит от содержания встали углерода. Так, при леги-
ровании безуглеродистого феррита даже самые активные карбидо-
образователи (V, Nb, Ti) будут полностью растворяться в феррите
до величин, соответствующих пределу растворимости. При не-
большом количестве углерода в стали и очень большом количестве
карбидообразующего элемента, произойдет процесс карбидообра-
зования за счет имеющегося в стали углерода, а остальная часть
легирующего элемента перейдет в раствор Если же наоборот,
карбидообразователя, например ванадия будет очень мало, а угле-
рода много, то часть его свяжется в карбид ванадия, а остальная
часть — в карбид железа — цементит.

Таким образом, для каждого карбидообразующего элемента
существует определенная величина отношения его содержания
в стали к содержанию в стали углерода (Ме/С), при которой все
количество углерода, имеющегося в стали, и все количество ле-
гирующих элементов оказываются связанными в виде карбида
этого элемента. При отношении Ме/С меньше критической ве-
личины k избыток углерода будет образовывать цементит, при
Ме/С > k избыток легирующего элемента будет растворяться
в феррите, изменяя его свойства (см. рис. 76).

При увеличении относительной степени легирования в до-
критической области основные изменения происходят в карбид-
ной фазе — увеличивается количество специального карбида
данного легирующего элемента (или осуществляется переход от
карбида железа к карбиду легирующего элемента). Изменяется
морфология карбидной фазы — измельчаются карбидные выде-
ления, поскольку при данной температуре ниже легирование
затрудняет коагуляцию карбидов и тем больше, чем сильнее
снижается коэффициент диффузии в феррите. На этой докрити-
ческой стадии легирования переход легирующего элемента в твер-
дый раствор невелик.
Таблица 12

Критические величины отношения Ме/С Ik)
для нагрева при разных температурах в течение 100 ч

Величины критических отношений Ме/С для различных кар-
бидообразующих элементов различны в связи с разной степенью
химического сродства их к углероду. Для наиболее равновесных
условий существования карбидной фазы в низко- и среднелегиро-
ванных сталях величины критических отношений для разных
элементов приведены в табл 12. Понижение температуры по
сравнению с близкой к при которой достигается наиболее
полное взаимодействие между карбидной фазой и раствором,
приводит к увеличению величины критического отношения Ме/С.
Точно так же для каждой из рассматриваемых температур умень-
шение длительности нагрева ведет к росту критической величины
рассматриваемого отношения. Влияние времени менее значимо,
чем влияние температуры.

Критическая величина отношения Ме/С может служить пока-
зателем распределения легирующего, карбидообразующего эле-
мента между ферритом и карбидами при нагреве стали до темпера-
туры ниже (но близко) Л1( а также позволяет судить о состоянии
карбидной фазы. При отношении Ме/С < k„ (k„ — критическое
отношение легирования) основная доля легирующего элемента
в стали связана в виде карбидов и'в феррите его растворяется
немного (рис 78). Поэтому при докритическом легировании свой-
ства феррита мало меняются (если не оказывают дополнительного
влияния выделения дисперсной фазы). В карбидной фазе в связи
с наличием избытка углерода имеется карбид железа, может быть,
с растворенным в нем легирующим элементом (Cr, W, Мо) или же
наряду с карбидом легирующего элемента (V, Ti, Nb).

Поскольку в феррите растворено очень мало легирующего
элемента, активность углерода в растворе меняется мало.
Кроме того, наличие в стали карбида железа или карбида,
обогащенного железом/ обусловливает равновесную карбиду
железа концентрацию углерода в растворе, близкую к кон-
центрации углерода в растворе нелегированной стали — около
0,02% при 700° С (рис 78, б). В этом докритическом ин-
тервале концентраций переход от карбида железа к карбиду ле-
гирующего элемента обусловливает измельчение карбидной фазы
и феррита и приводит к повышению прочности, вязкости и хладо-
стойкости

При увеличении отношения Ме/С выше критических значений
все количество вводимого в сталь элемента растворяется в фер-
рите (рис 78, а), увеличивая его прочность и снижая чаще всего
вязкость Содержание углерода в феррите при этом уменьшается
(рис 78, б)

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ

НА ПРОЦЕССЫ, ПРОТЕКАЮЩИЕ ПРИ НАГРЕВЕ

Влияние легирующих элементов на процессы превращений,
протекающие при нагреве сталей, связано с изменением темпера-
туры растворения карбидов, скорости диффузии углерода и ле-
гирующих элементов в феррите, склонности к росту зерна, поло-
жения критических температур и содержания углерода в эвтек-
тоиде Особое значение все эти факторы приобретают при увели-
чении скорости нагрева стали

Ка[биды легирующих элементов имеют более высокую тем
пературу растворения, чем карбид железа Как правило, темпера-
тура растворения тем выше, чем больше степень химического
сродства легирующего элемента к углероду и чем выше энергия
связи в данном карбиде. Поэтому карбидообразующие элементы
по влиянию на повышение температуры растворения карбидов
составляют ряд: Mn, Cr, W, V, Nb, Ti. У последних четырех эле-
ментов температуры растворения карбидов могут быть близкими
Для быстропротекающего нагрева при сварке имеет значение не
только температура растворения карбидов, но и их количество
и степень коагуляции, поскольку в этом случае приобретает зна-
чение время перехода карбидов в раствор, которое будет увеличи-
138
ваться с увеличением количества карбидной фазы н размера кар-
бидных выделений

Количество карбидной фазы в стали с данным содержанием
углерода увеличивается с ростом отношения Ме/С до критической
величины Поэтому, чем ближе отношение Ме/С к критическому,
тем с увеличением скорости нагрева при большем перегреве за-
канчивается растворение карбидов данного легирующего эле-
мента. Величина этого перегрева также увеличивается с повыше-
нием температуры растворения карбидов Количество карбидов
легирующих элементов растет с увеличением содержания углерода
в стали при сохранении отношения Ме/С

Большинство легирующих элементов повышает равновесную
температуру эвтектоидного превращения при нагреве Наиболее
сильно повышается температура Act титаном, менее значительно
молибденом, кремнием и вольфрамом Совсем немного повышает
эту температуру хром Марганец и никель, наоборот, понижают
температуру эвтектоидного превращения при нагреве В соответ-
ствии с этим легирование никелем всегда должно снижать тем-
пературу растворения цементита в доэвтектоидных сталях при
увеличении скорости нагрева при сварке Легирование марганцем
при изотермическом нагреве и при малых скоростях нагрева
(равновесные условия) должно понижать температуру растворе-
ния цементита в доэвтектоидных сталях. При увеличении ско-
рости нагрева начнет сказываться влияние марганца на повыше-
ние температуры растворения карбидов, и температура их пере-
хода в раствор может повышаться Все остальные карбидообра-
зующие элементы приводят к повышению температуры растворе-
ния карбидов, что должно быть особенно заметно с увеличением
скорости нагрева при сварке.

Гомогенизация аустенита, образующегося при превращении
перлита, определяется диффузией углерода и легирующих эле-
ментов в у-растворе. Большое значение имеет гомогенизация по
углероду, хотя гомогенизацию по легирующим элементам тоже
необходимо учитывать. Скорость диффузии углерода в y-Fe
ускоряют никель и кобальт. Алюминий, кремний, марганец,
хром, молибден, вольфрам, ванадий уменьшают скорость диф-
фузии углерода в растворе. Поэтому в стали, легированной этими
элементами, при быстропротекающем нагреве при сварке тем-
пература гомогенизации аустенита повышается. Влияние повы-
шения скорости нагрева на увеличение перегрева, обеспечиваю-
щего гомогенизацию аустенита, тем больше, чем выше содержа-
ние указанных легирующих элементов в стали. Несколько облег-
чает гомогенизацию аустенита в доэвтектоидных сталях только
никель, поскольку кобальт в эти стали, как правило, не
вводят.

Рассматривая гомогенизацию аустенита по содержанию леги-
рующих элементов, прежде всего следует отметить, что этот про-
цесс идет значительно медленнее, чем гомогенизация по углероду.
Рис 79 Влияние скорости
нагрева зон теплового влия-
ния при сварке разных ста-
лей на температуру прсвра
щен и я перлита в аустенит
(сплошные линии) и темпе
ратуру начала интенсивного
роста зерна (штриховые ли
НИИ) [Св]

Поэтому для гомогенизации аустенита по легирующим элементам
при быстропротекающем сварочном нагреве нужен существенно
больший перегрев, чем для гомогенизации по углероду. Этим, мо-
жет быть, объясняется замеченное М X Шоршоровым с сотруд-
никами явление сохранения некоторого разброса в микротвер-
дости даже в участках зон теплового влияния с наиболее высокой
температурой, непосредственно примыкающих к шву С процес-
сом активного роста зерна при нагреве до высокой температуры
также приходится считаться, рассматривая влияние легирующих
элементов.

Практически все легирующие элементы, кроме марганца,
понижают способность к росту зерна в стали при нагреве Мар-
ганец увеличивает склонность к росту зерна при нагреве, никель
и кремний мало влияют на эту характеристику стали. Карбидо-
образующие элементы, особенно дающие труднорастворимые кар-
биды, препятствуют росту зерна. Такое влияние легирующих эле-
ментов приводит к тому, что у разных сталей в зоне максимальных
температур величина выросшего зерна оказывается разной. На
рис 79, по данным М. X. Шоршорова и В В Белова, приведено
влияние скорости нагрева при сварке на температуру превраще-
ния перлита в аустенит (сплошные линии) и температуру начала
интенсивного роста зерна (штриховые линии) для разных свари-
ваемых сталей. Эти сведения могут в определенной степени ил-
люстрировать сказанное ранее о влиянии легирующих элементов
на протекание процессов в зонах теплового влияния у разных
сталей

В зонах сварных соединений, нагревающихся в интервале
температур A А3, влияние легирующих элементов на превраще-
ние перлита и гомогенизацию аустенита, наиболее ощутимо
В связи с тем, что металл в этой области сварного соединения мало
перегревается выше температуры A lt а легирующие карбидообра-
зующие элементы затрудняют растворение карбидов и гомогени-
зацию аустенита, образовавшийся в этих условиях аустенит имеет
высокую степень неоднородности по составу. Неоднородность
140
по составу аустенита, образовавшеюся в условиях быстрою
нагрева при сварке в зонах, надетых в интервале Л Лэ, пре
вышает неоднородность”’ аустенита соответствующих областей
нелегированной стали

При сварке легированных сталей в термически улучшенном
состоянии заметно отличается от нелегированных сталей и со-
стояние зон, нагревающихся ниже температуры Л! В связи
с повышенной устойчивостью против коагуляции при нагреве
карбидов легирующих элементов по сравнению с цементитом
разупрочнение при сварке этих сталей в зонах температур высо-
кого отпуска меньше, чем при сварке нелегированных, закален-
ных и улучшенных сталей Однако в зонах нагрева на более низ-
кие температуры — ниже 500—450° С, легирование такими эле-
ментами, как ванадий, титан, может привести к появлению дис-
персных упрочняющих выделений и повышению твердости

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
НА ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА
ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ

В условиях изотермического превращения аустенита влияние
легирующих элементов сводится главным образом к увеличению
инкубационного периода до начала распада аустенита при образо-
вании различных продуктов превращения. Соответственно воз-
растает и время конца превращения. На диаграмме изотермиче-
ского превращения аустенита это выражается в сдвиге вправо
от вертикальной оси С-образной кривой.

В условиях непрерывного охлаждения увеличение инкубацион-
ного периода приводит к уменьшению критической скорости ох-
лаждения при закалке. В некоторых высоколегированных сталях
критическая скорость охлаждения уменьшается настолько, что
даже медленное охлаждение не позволяет получить распада аусте-
нита на ферритно-перлитную смесь или бейнит, и аустенит пере-
охлаждается без распада до температур мартенситного превра-
щения или даже до комнатной температуры, что характерно
для мартенситных и аустенитных сталей

Так как все основные легирующие элементы, вводимые в'кон-
струкционные стали, снижают температуры начала и конца мар-
тенситного превращения, это способствует увеличению в сталях
после охлаждения количества остаточного аустенита. Судить
о влиянии легирующих элементов на изменение температуры
мартенситного превращения и количество остаточного аустенита
можно по схематизированным графикам А П Гуляева (рис 80).
Легирующие элементы влияют и на положение критических то-
чек при охлаждении, увеличивая несколько интервал между
температурами Лсх и Art.

Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие
при нагреве и охлаждении, сказывается на строении и свойствах
сварных соединений легированных сталей. С одной стороны,
увеличение степени негомогенности аустенита, образующегося
при сварочном нагреве за счет повышения стойкости карбидов
легирующих элементов, и уменьшение скоростей диффузии должно
приводить к понижению устойчивости аустенита и увеличению
его склонности к распаду при более высокой температуре с обра-
зованием более стабильных структур. С другой стороны, повыше-
ние устойчивости аустенита в тех зонах, где легирующие эле-
менты растворились, обусловливает возможность переохлажде-
ния аустенита до более низких температур, чем в нелегированных
сталях с образованием менее равновесных структур Такая двой-
ственность во влиянии легирующих элементов на процессы,
протекающие в зонах теплового влияния при сварке, приводит
к тому, что легирование сталей часто увеличивает степень не-
однородности свойств в зонах теплового влияния сварных соеди-
нений

Кроме приведенных факторов на гомогенность аустенита в раз-
ных температурных зонах сварного соединения и характер про-
дуктов распада по завершении охлаждения после сварки будут
влиять и другие Это — общий уровень содержания углерода
в стали, характер и количество легирующих элементов, состоя-
ние карбидной фазы в стали перед сваркой, скорость нагрева
и охлаждения при сварке

Увеличение содержания углерода в стали приводит к увеличе-
нию количества карбидов в ней, но одновременно снижает тем-
пературу Ас3 Кроме того, с увеличением содержания углерода
и количества карбидов уменьшается протяженность межкарбид-
ных зон — расстояний, на которые должен продиффундировать
углерод для гомогенизации. Это также способствует повышению
однородности образующегося аустенита. Однако при наличии
легирующих элементов сказывается и их влияние на затруднение
гомогенизации. Рассмотренное влияние содержания углерода
в нелегированной стали приводит к тому, что с ростом содержания
142
%с

0,8%С

ме/с=к

~ме/с

Рис 81 Характер влияния содержания

углсрода в

нелегиро-

Рис 82 Влияние относительной степе-
ни легирования стали хромом, молибдс-

ванной (/) и легированной (2) стали ном, вольфрамом и другими карбидооб-

на минимальную температуру гомогени-
зации аустенита при быстропротекаю-
щем нагреве

разующими элементами на однород-
ность свойств в зоне теплового влияния
участков, нагретых выше температу-

углерода при быстропротекающем нагреве минимальная тем-
пература нагрева для получения гомогенного аустенита сначала
будет повышаться, а по мере приближения к эвтектоидной кон-
центрации — несколько снижаться (рис 81, /). В легированной
стали (при том же содержании углерода) происходит общее по-
вышение температуры, необходимой для гомогенизации аустенита,
и смещение ее максимума в сторону более высокой концентрации
углерода (рис 81, 2) В соответствии с этим при одинаковых ус-
ловиях сварки в одних и тех же тепловых зонах у разных по со-
ставу сталей неоднородность продуктов распада и свойств могут
быть различными.

Существенным должно быть влияние содержания в стали ле-
гирующих элементов при данном содержании углерода При этом
должны сказываться повышение степени устойчивости против
растворения карбидов разными легирующими элементами и рас-
пределение легирующего элемента между карбидами и раствором
в свариваемой стали. Последнее важно в связи с тем, что легирую-
щий элемент, находящийся в растворе до нагрева, не требует
условий для гомогенизации по его содержанию в аустените при
нагреве При охлаждении эта часть легирующего элемента, равно-
мерно распределенная в аустените, будет оказывать соответствую-
щее влияние на его устойчивость и распад при охлаждении

Поэтому в сталях, легированных марганцем, продукты распада
аустенита могут быть более однородными, чем даже в углероди-
стой стали, особенно если в стали содержится мало углерода
и температурная область распада аустенита сильно зависит от
содержания в стали легирующего элемента Для сталей, легиро-
ванных другими карбидообразующими элементами, повышение
однородности продуктов распада будет обеспечиваться при отно-
сительной степени легирования стали сверх критического (k)
отношения Ме/С (см гл VII), когда увеличивается количество
легирующего элемента в растворе (рис. 82) Рассмотренное выше
300 t

17 X’ МФ

SOO

700

600

плотно влиянии сталей при ручной луювои
сварке труб диаметром 168 мм с толщиной
стенки 12 мм (стали 12Х1МФ и 20) п пластин
толщиной 10 мм (сталь 45)

иллюстрируется в определенной
мере данными рис 83 Увеличе-

ние степени перегрева или умень-
шение скорости нагрева сужает
интервал разброса свойств в рас-
сматриваемом участке зоны тепло-
вого влияния, нагретого свыше Ас3

Влияние переходного струк-
турного состояния стали перед
сваркой связано с ролью разного
размера карбидных частиц и их
скоростью растворения Поэ-
тому наибольшая негомогенность
свойств в зонах теплового влия-
ния имеет место при сильно диф-
ференцированной исходной струк-
туре с крупными карбидами и

наименьшая — при сварке ста-
лей, подвергавшихся предварительно закалке и отпуску

Условия сварки — это технологический фактор влияния на
свойства различных зон сварного соединения. Методы сварки,

связанные с медленным нагревом и медленным охлаждением
(электрошлаковая сварка металла больших толщин), обеспечи-
вают наиболее однородные по строению и свойствам зоны тепло-
вого влияния. Наоборот, ручная дуговая сварка, связанная
с большими скоростями нагрева и охлаждения, создает большую
неоднородность. Промежуточное влияние оказывает автоматиче-
ская сварка под флюсом, обеспечивающая обычно быстрый на-
грев, но более медленное охлаждение, чем при ручной дуговой
сварке

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
НА СВАРИВАЕМОСТЬ СТАЛЕЙ

Свариваемость сталей — это собирательное понятие Обоб-
щенно под свариваемостью понимают возможность получения
на данной стали сварного соединения с высокими свойствами, не
уступающими свойствам основного свариваемого металла и вы-
сокого качества — отсутствия различного рода сварочных дефек-
тов (пор, трещин, шлаковин и др ) Чем лучше свариваемость ста-
ли, тем шире технологический диапазон разных видов сварки этой
стали и тем проще сам процесс Плохо свариваемая сталь тоже
может быть сварена, однако для этого должны быть приняты спе-

К4
циальные технологические меры для избежания сварочных дефек-
тов и получения хороших свойств сварного соединения

Ухудшение свариваемости стали вызывает образование горя-
чих трещин при сварке, холодных трещин в сварных соединениях,
сильный рост зерна в околошовной зоне, с образованием в зоне
теплового влияния мартенсита или бейнита полностью или ча-
стично с высокой хрупкостью, значительно превышающей хруп-
кость свариваемой стали, образование разупрочненных участков
в зоне теплового влияния, возникновение в зоне нагрева участков,
склонных к дисперсионному упрочнению, либо сразу после сварки,
либо со временем, возникновение высоких остаточных напряже-
ний и деформаций.

Возможность получения качественного сварного соединения
с надлежащими свойствами зависит не только от состава сваривае-
мой стали, но и от технологии и условий сварки, толщины свари-
ваемого металла, конструкции объекта и др. Даже трудно свари-
ваемая сталь, склонная к образованию закалочных структур и
холодных трещин при сварке, может быть с успехом сварена с по-
лучением сварного соединения, удовлетворяющего всем требова-
ниям, если обеспечить при сварке необходимую скорость нагрева
и главное замедленное охлаждение или (и) провести термообра-
ботку сварного соединения сразу после сварки. Некоторые стали
(например, высокохромистые ферритные) очень плохо свариваются
дуговой сваркой, но хорошо свариваются контактной сваркой.
Поэтому рассматривать влияние легирующих элементов на сва-
риваемость сталей необходимо применительно к одному виду
сварки — например, дуговой сварке ручной или автоматической
с плавящимся электродом и одинаковыми прочими условиями

Углерод и все основные легирующие элементы отрицательно
влияют на свариваемость Однако пределы содержания различных
легирующих элементов в стали, с которых начинается активное
ухудшение свариваемости для разных элементов, различны.
Кроме того, эти пределы зависят и от уровня легирования стали
другими элементами. Лучше всего сваривается сталь с низким
содержанием углерода. Повышение содержания углерода в неле-
гированной стали до 0,15% С несколько улучшает свариваемость
за счет того, что при этом ограничивается рост зерна феррита
В нелегированной и низколегированной стали содержание угле-
рода до 0,25% несущественно ухудшает свариваемость. Заметное
ухудшение свариваемости наступает при повышении содержания
углерода сверх 0,3%. Особенно плохо свариваются стали с со-
держанием 0,5% С и более Для сварки таких сталей нужны спе-
циальные технологические меры, обеспечивающие получение ка-
чественного сварного соединения.

Отрицательное влияние углерода на свариваемость связано
с повышением склонности стали к образованию горячих и холод-
ных трещин, с повышением хрупкости металла в зонах теплового
влияния (элементы неравновесных структур) Повышение содер-
145
жания углерода в стали увеличивает объемные изменения при
охлаждении, приводящем к образованию неравновесных структур

Влияние легирующих элементов на свариваемость может быть
различным в низколегированных и высоколегированных сталях
Низколегированные стали с небольшим содержанием углерода
(0,15—0,25%) составляют основную массу сталей для сварных
конструкций и изделий, поэтому влияние легирующих элементов
на свариваемость лучше всего рассмотреть для них

Кремний, вводимый в низколегированные стали в количествах
до 1,7%, особо вредного влияния на свариваемость не оказывает
Некоторое отрицательное влияние кремния может быть связано
с тем, что он упрочняет феррит и способствует неоднородности
в распределении углерода Поэтому в зонах теплового влияния
сталей с кремнием более заметно влияние увеличения скорости
нагрева на повышение степени неоднородности аустенита и не-
однородность свойств после охлаждения Кроме того, кремний
образует устойчивые окисные пленки, что может отрицательно
повлиять на свариваемость

Влияние марганца на свариваемость связано с содержанием
углерода в стали — чем выше содержание углерода в стали, тем
отрицательнее влияние марганца на свариваемость. При содер-
жании в сталях 0,1% С хорошей можно признать свариваемость
сталей, содержащих до 2,5% Мп При более высоком содержании
углерода (0,25%) хорошую свариваемость сохраняют стали при
меньшем содержании марганца (1,7—1,8%) Влияние марганца
на свариваемость связано главным образом с повышением склон-
ности к появлению элементов закалочных структур в зоне тепло-
вого влияния, повышением хрупкости в этих участках и вероят-
ностью появления холодных трещин Увеличение склонности
к образованию структур закалки увеличивает также эффект из-
менения объема в зоне теплового влияния после сварки

Влияние хрома на свариваемость также связано с содержанием
в стали углерода В стали с 0,1—0,12% С содержание до 3% Ci
сохраняет хорошую свариваемость стали. При содержании 5% Сг
сталь сваривается удовлетворительно При повышении содержа-
ния углерода (до 0,25%) содержание хрома до 2%сохраняет у стали
достаточно хорошую свариваемость. При большем содержании
хрома свариваемость стали значительно ухудшается.

Влияние хрома на ухудшение свариваемости связано с не-
сколькими факторами Хром, как и марганец, повышает склон-
ность к закаливаемости стали в зоне теплового влияния сварки,
но в несколько меньшей степени Карбиды, содержащие хром,
более трудно растворимы, чем Fe3C или (Fe, Мп)3С, и поэтому
при сварочном нагреве аустенит в зоне теплового влияния (ЗТВ)
будет менее однородным, чем в нелегированной или марганцови-
стой стали При высоком содержании хрома сильно возрастает
неоднородность свойств в ЗТВ, появляются участки с низко-
температурным мартенситом и повышается склонность к образо-
146
Рис 84 Влияние легирующих элементов на свариваемое
стали с 0,2% С

ванию холодных трещин Увеличивается объемный эффект пре-
вращения аустенита и снижается теплопроводность стали И то
и другое приводит к повышению уровня остаточных напряжений
в сварном соединении

Никель при содержании до 1 % в стали, содержащей до 0,2% С,
существенно свариваемость не ухудшает При повышении со-
держания никеля свариваемость ухудшается, но до 1,5% Ni
остается удовлетворительной. При более высоком содержании
никеля либо должно быть снижено содержание углерода в стали
либо приняты специальные технологические меры для обеспече-
ния надлежащего качества сварных соединений Отрицательное
влияние никеля на свариваемость связано с повышением устойчи
вости аустенита и увеличением в продуктах его распада в ЗТВ
после сварки мартенсита и бейнита. Кроме того, никель увеличи-
вает растворимость в стали водорода и благоприятствует тем са-
мым повышению склонности к холодным трещинам при сварке

Плохо влияют на свариваемость элементы, дающие в стали
устойчивые карбиды Молибден и вольфрам без значительного
ухудшения свариваемости вводят в низкоуглеродистую сталь
в количествах до 0,5% Ванадий и ниобий ухудшают сваривае-
мость при содержании более 0,2% По-видимому, влияние актив-
ных карбидообразователей на свариваемость низколегированных,
низкоуглеродистых сталей связано с трудностями растворения
устойчивых карбидов при нагреве, трудностями гомогенизации
аустенита и вследствие этого с образованием в ЗТВ участков с хруп-
кими неравновесными структурами Труднорастворимые кар-
биды ванадия, ниобия и титана влияют также на процесс кристал-
лизации сварочной ванны

Схематически влияние легирующих элементов в низкоуглеро-
дистой низколегированной стали на условный показатель свари-
ваемости представлено на рис. 84 За единицу условно принята
свариваемость нелегированной стали с 0,2% С

Международный институт сварки (МИС) для оценки сваривае-
мости низколегированных сталей (документ IX-535—67) рекомен-
147
Д}ет пользоваться так называемым показателем эквивалента
углерода С,

r r , Mn , Cr L Mo-: V . Ni + Cu	...

С, = С-Ь — ----------g---- | —15----.	(Ь)

Символы различных элементов означают содержание данного
элемента в процентах Признаком хорошей свариваемости счи-
тается величина Сэ < 0,4 Признавая рациональность такого под-
хода к оценке влияния состава стали на свариваемость, в ряде
работ уточнены коэффициенты, соответствующие различным ле
гирующим элементам Однако использование формулы (15) для
оценки свариваемости имеет и свои недостатки, связанные с не-
доучетом ряда факторов, также влияющих на свариваемость
(например, толщина металла, способ и условия сварки и др )
Глава VI11

УГЛЕРОДИСТЫЕ НИЗКО- И СРЕДНЕ-
ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ В СВАРНЫХ
ИЗДЕЛИЯХ И КОНСТРУКЦИЯХ. ЧУГУНЫ

Эта группа сталей применяется в самых различных отраслях
промышленности и народного хозяйства для изготовления свар-
ных изделий и конструкций, работающих в различных условиях —
при воздействии статических, циклических, ударных и других
видах нагружения, при различных температурах (—100 —
+540° С) и пр. Классификация углеродистых низко- и среднелеги-
рованных сталей возможна по различным признакам использо-
вания сварных конструкций и изделий. Однако с точки зрения
сварки наиболее рациональна классификация рассматриваемых
сталей по температуре эксплуатации с учетом условий внешних
силовых воздействий и температуры, при которой должна выпол-
няться сварка. Последнее обстоятельство приобретает особое
значение в связи с большим объемом строительства и эксплуатации
различных промышленных сооружений в различных географиче-
ских районах нашей страны с низкой температурой воздуха в те-
чение значительной части года

Оценивать свариваемость различных сталей и рассматривать
необходимые условия сварки, обеспечивающие получение работо-
способного сварного соединения, необходимо на основании сле-
дующих положений. 1) получение сварного соединения без ка-
ких-либо дефектов, и прежде всего без холодных и горячих тре-
щин; 2) получение сварного соединения с микростроением, уров-
нем прочности, пластичности и вязкости, обеспечивающими над-
лежащую работоспособность при требуемых условиях эксплуата-
ции; 3) необходимость принятия специальных технологических
мер при сварке (подогрева, регулирования погонной энергии
и др ) для выполнения условий 1 и 2; 4) необходимость проведения
термообработки после сварки для выполнения условия 2

УГЛЕРОДИСТЫЕ И НИЗКО- И СРЕДНЕЛЕГИРО-
ВАННЫЕ СТАЛИ, ИХ СВОЙСТВА

И СВАРИВАЕМОСТЬ

По температурным условиям эксплуатации сварных конструк-
ций и изделий углеродистые низко- и среднелегированные стали
можно разбить на три группы: общего назначения, хладостойкие
и теплоустойчивые.
Низкоуглеродистые и низколегированные стали общего назна-
чения применяю! д in сварных конструкций, работающих в ин-
1ервале температур 40 - I 450°С Это стали обыкновенного
качества ио ГОСТ 380 -71 марок Ст1 Сг5, поставляемых по
группам Б и В, стали качественные углеродистые по
ГОСТ 1050—74 марок от 10 до 25 и низколегированные по
ГОСТ 19282—73 К этой же группе сталей можно отнести неко-
торые среднелегированные конструкционные по ГОСТ 4543—71

Стали хладостойкие для работы при температурах ниже
—60° С К этой группе относят стали с 3, 6 и 9% Ni и новые марки
низколегированных бесперлитных сталей 06Г2НАБ, 06Г2АЮ и др

Для работ при повышенных температурах до 570° С применяют
низколегированные стали, в основном хромо-молибденовые с не-
большим дополнительным легированием, чаще всего ванадием
Это стали 12МХ, 12Х1МФ, 15Х1М1Ф, 12Х5М

Сварка сталей каждой из этих групп имеет свои особенности,
связанные с составом свариваемых сталей, их структурным со-
стоянием перед сваркой, назначением и условиями работы свар-
ных соединений.

Низкоуглеродистые низколегированные стали. Составы таких
сталей общего назначения, термообработка при разной толщине

Таблица 13

Состав некоторых сталей общего назначения для сварных
конструкций и изделий с рабочими температурами до —60° С, %

		Si	Мп		Сг	1 "	1 М	1 5	1 с"
стали					по более				
СтЗсп 20 09Г2 09Г2С  ЮХСНД 15ХСНД 15ГФ 10Г2С1  16Г2АФ »	0,14— 0,22 0,17— 0,24 <0,12  <0,12  <0,12  0,12— 0,18 0,12— 0,18 <0,12  0 14- 0,2	0,12— 0,3 0,17— 0,37 0,17— 0,37 0,5— 0,8 0,8—  1.1 0,4— 0.7 0,17- 0,37 0,9—  1,2 0.3-  0,6	0,4— 0,65 0,35— 0,65  1,8 1,3-  1,7 0,5— 0,8 0,4— 0,7 0,9—  1,2 1.3— 1,65 1.3-  1,7	0,os- o.i  0,08— 0,14	0,25  0,3  0,3  0,6- 0,9 0,6— 0,9 0,3  0,3  0,4	0,045  0,04	0,25  0,3  0,3  0,5— 0,8 0,3— 0,6 0,3  0,3  0,3	0,055  0,04	0,3  0,3  0,4— 0,65 0,2—  0,4 0,3  0,3  0,015**

18Г2АФ — отличаются содержанием

15Г2АФ и

•• С целью повышения стоПкости протии атмосфсрноП коррозии в стали этого типа
может быть введено 0,15 — 0.3% Си

• Аналоги данноП стали 14Г2АФ,	>.	— v,«,n^unjivn .идсрлапш.'’

углерода и соответственно <тт и <тв 14Г2АФ40 и 55. 15Г2АФ — 55 и 65. 18Г2АФ—
60 и 70 кгс/мм*
Свойства сталей

стали*'	И О Ф н Ж	Термообработка	Механические споПстеа					
			•Л			ан. кгс м/см2 при темпера туре. °C		
						— 40	| -50	I -60
	До 6		38-40	24	27	3		
	6-12	Нормализация <. 920 С	40	24	27	3	—	—
	До 10	__	40	24	27	3		
	До 12	Нормализация с 920° С	42	25	25	3	—	—
	4-20		45	31	21	3		
09Г2	4-10	Нормализация с 900“ С	45	31	21		з	3
	4-20	Нормализация	45	31	20	4	з	—
	4-10		50	35	21	4		
09Г2С	и—го;	-  4—10 Нормализация с 920° С		48  50	33  35	21  21	з	3	3
	11-20	। Нормализация с 920° С	50	35	20	4	3	—
	4-10		52	38	21	4		
10Г2С1	11—20  4-10	Нормализация	51  52	36  38	21  21	3  5	4	3
	4-20	Нормализация с 920° С	51	36	21	4	3	-
	4—10		54	40	19	5		
ЮХСНД	11-15	—	54	40	19	4				
	4-20	Нормализация с 920° С	54	40	19	4	3	—
	4-20	Закалка с 880° С в во- де, отпуск при 550° С	55	40	20	5	4	3
	4-10		50	35	21	3		
15ХСНД	10-20	Нормализация с 900сС, отпуск при 550 С	56	37	19	4	—	3
	4-20		52	38	21	3		—
	4-20	Нормализация	52	38	21	4	3	—
	4-20		55	40	18	3		—
	4-20	Нормализация	60	45	19	4	3	з
16Г2АФ		Закалка с 940° С, от- пуск при 600—650“ С	65	50	17	4	3	3
Условия использования сварных изделий
из сталей общего назначения при низких температурах

Марка	н  §5	Термообработка	!Н  sS.g	Марка	И  О S	Термообработка	1
СтЗсп	До 6 > 12	Нормализация	-30  -40	15ХСНД	До 10  » 20	Нормализация	—40  —60
20	» 10  » 15	Нормализация	—40  -30	15ГФ  16Г2АФ (14Г2АФ. 15Г2АФ)  17ГС	До 10 » 20 » 20  » 12 » 15 » 20	Нормализация  Нормализация Закалка с отпуском  Нормализация Закалка с отпуском	-40  -50  —40  —60  -60  -20  —30  -40
09Г2 09Г2С 10Г2С1	До 20 » 20 » 10	Нормализация	—40  —50  —60				
10ХСНД	До 15 » 20 > 20	Нормализация Закалка с отпуском	—40  —50  —60				

металла, ударная вязкость при отрицательных температурах и
допустимые рабочие температуры ниже нуля градусов, приведены
в табл. 13—15. В сварных изделиях редко, но все же применяют
стали с более высоким содержанием углерода — стали 25, 30, 35
и даже сталь с 0,4% С и стали низколегированные — 15Х, 20Х,
14ХГС, 20ХГС, ЗОХГС и др.

Низкоуглеродистые нелегированные стали, содержащие до
0,15—0,18% С имеют очень высокую критическую скорость ох-
лаждения при закалке, и поэтому охлаждение после сварки не
должно вызывать в зонах теплового влияния этих сталей ощути-
мого общего повышения твердости Как правило, твердость ЗТВ
у этих сталей не повышается более чем до НВ 180 Микрострук-
тура в различных участках ЗТВ может меняться от крупной
ферритно-перлитной смеси в участках наибольшего перегрева
до мелкой смеси в отдельных местах участков, нагревавшихся
до температуры около Ас3.

Склонность к образованию горячих и холодных трещин у этих
сталей практически отсутствует В связи с этим изделия из ука-
занных сталей свариваются без осложнений различными видами
сварки как при малых, так и при больших значениях погонной
энергии, которым соответствуют скорости нагрева и охлаждения
в широком интервале значений Только при сварке изделий очень
больших толщин (35—40 мм и больше) в связи с увеличением уровня
сварочных напряжений, особенно в условиях сварки при низких
152
160

160

погонная энергия

Рис. 85. Количество перлита, мартенсита,
остаточного аустенита и твердость стали
с 0.14% С, 1,1% Мп и 0,75% Si в зависи-
мости от погонной энергии 1001»

1 — мартенсит; 2 — перлит; 3 — остаточ
ный аустенит, 4 — твердость

температурах — ниже минус
10° С, когда и свариваемый
металл остывает до гой же
температуры, прилегающие к
свариваемым кромкам участки
изделия следует подогреть до
температуры 100° С.

Аналогичны низкоуглероди-
стым нелегированным сталям
стали низколегированные ма-
рок 09Г2 и 09Г2С. Хотя в этих
сталях повышенное содержание
марганца снижает критическую
скорость охлаждения, понижен-
ное содержание углерода в них
предопределяет практически от-
сутствие мартенситного распада.

Несколько иначе ведут себя
при сварке стали 10Г2С1,

15ХСНД, 17ГС, 14ХГС и им аналогичные, низколегированные,
с повышенным содержанием марганца, хромом и другими леги-
рующими элементами, при содержании 0,15% С и более. У этих
сталей вследствие наличия карбидов с более высокой устойчи-
востью, чем цементит, при наличии повышенного количества угле-
рода начинает сказываться эффект образования негомогенного
аустенита при сварочном нагреве и при охлаждении — образо-
вание бейнита, мартенсита и даже остаточного аустенита в отдель-
ных участках (рис. 85). Поэтому рассматриваемая группа низко-
легированных сталей требует ограничений условий ведения сва-
рочного процесса.

Быстрый нагрев и быстрое охлаждение при сварке будут
способствовать повышению твердости ЗТВ. Сварку таких сталей
лучше выполнять либо при повышенных значениях погонной
энергии без подогрева, либо с небольшим подогревом, когда
при малых погонных энергиях, большой толщине свариваемого
металла и низкой его температуре предопределяются большие
скорости нагрева и охлаждения. Указанные ограничения по ус-
ловиям сварки касаются в основном больших толщин сваривае-
мого металла (свыше 25—30 мм), так как при малых толщинах,
даже если в ЗТВ образуется мартенсит, количество его настолько
невелико, что влияния на свойства практически не оказывает,
твердость ЗТВ этих сталей не превышает НВ 220.

Большего внимания требует сварка низколегированных сталей
с карбонитридным упрочнением типа 15Г2АФ (14Г2АФ, 16Г2АФ,
18Г2АФ и др ). Принцип легирования этих сталей и создания
в них повышенной прочности и вязкости основан на упрочнении
феррита марганцем (а иногда дополнительно кремнием и другими
элементами), образовании дисперсной упрочняющей фазы на
базе имеющихся в стали

лерода, ванадия

азота,

(а иногда также ниобия
или титана) и получении
очень мелкого зерна за
счет ограничивающих его
рост не растворяющихся
при нагреве нитридов
(алюминия, частично ва-
надия и др ), которые
также служат центрами
кристаллизации во время
перекристаллизации при
охлаждении.

Упрочняющая дисперс-
ная карбонитридная или

нитридная фаза выделяется и упрочняет феррит в процессе охла-
ждения Таким образом, в сталях рассматриваемого типа наличие
дисперсной фазы позволяет повысить прочность, а получение мел-
кого зерна (балл 10—12) способствует повышению вязкости
и хладостойкости.

Условия обеспечения высокой прочности и вязкости требуют
сохранения упрочняющей фазы в дисперсном состоянии и со-
хранения мелкого зерна. Нагрев металла в ЗТВ при сварке,
способный в принципе привести к коагуляции и растворению
дисперсной фазы и росту зерна, может изменить, ухудшить,
свойства стали в этих участках

Изменение свойств зоны теплового влияния при сварке низко-
легированной стали с карбонитридным упрочнением зависит в зна-
чительной мере от условий сварки Однако влияние это противо-
речиво. С одной стороны увеличение скорости нагрева и скорости
охлаждения (уменьшение погонной энергии) будет приводить
к образованию неравновесных структур, повышению твердости
и вязкости, с другой — увеличение погонной энергии и соответ-
ственно увеличение времени пребывания при высоких темпера-
турах будет увеличивать степень коагуляции упрочняющей фазы
и повышать степень ее растворения, а также рост зерна Вслед-
ствие этого прочность и вязкость ЗТВ при сварке при повышенных
значениях погонной энергии будут снижаться.

Хотя эти стали, как и другие низколегированные, практически
не склонны к образованию холодных и горячих трещин при сварке,
технология их сварки по сравнению со сваркой низколегирован-
ных сталей, не содержащих азота и ванадия, из-за указанных
обстоятельств сложнее. При малых погонных энергиях сварки
или при быстром сосредоточенном нагреве можно избежать раз-
упрочнения в связи с тем, что повышенная стойкость против
коагуляции и растворения карбонитридов обусловит сохранение
дисперсной формы Сохранится также и мелкое зерно. Поэтому
154
Рис 87 Термические циклы различных видов сварки

при ручной дуговой сварке несколько повышается твердость зон,
где при нагреве был негомогенный аустенит, за счет образования
в них неравновесных структур

При автоматической сварке под флюсом, особенно при не-
большой скорости сварки, упрочнение в зонах негомогенного
аустенита уменьшается (уменьшается степень негомогенности),
но начинает сказываться влияние повышенной длительности пре-
бывания при высокой температуре на растворении и коагуляции
упрочняющей фазы и росте зерна Поэтому сразу за упрочненным
участком находится разупрочненный участок с прочностью ниже,
чем у основного металла. В участке повышения твердости и ак-
тивного роста зерна снижается вязкость стали На рис 86 пред-
ставлено изменение твердости ЗТВ сварных соединений сталей 20,
17ГС и 15Г2АФ при ручной дуговой и автоматической сварке под
флюсом

Если характер термических циклов различных видов сварки
схематически представить графиками (рис 87), то для сварки
сталей с карбонитридным упрочнением и мелким зерном наиболее
приемлемой по сумме указанных обстоятельств должна быть
газоэлектрическая сварка — достаточно технологичный и произ-
водительный процесс, позволяющий обеспечить малое тепловое
воздействие на ЗТВ Несколько хуже, но все же вполне приемлема
ручная дуговая сварка Электрошлаковая сварка должна давать
наихудшие результаты

Во всех случаях контактная точечная и шовная сварка тонко-
листовых изделий вполне приемлема Контактную стыковую
сварку с оплавлением и без оплавления необходимо рассматри-
вать в связи с тем нагревом, который она вызывает в ЗТВ

Стремление к уменьшению веса сварных конструкций и из-
делий привело к использованию низколегированных сталей в тер-
мически улучшенном состоянии — после закалки и высокого
отпуска при температурах 550—670° С. В таком состоянии при-
меняют, например, стали 10ХСНД, 17ГС, 16Г2АФ и др Сварка
термически упрочненных сталей осложняется тем, что в ЗТВ,
там где нагрев происходит до температуры, близкой проис-
ходит некоторое разупрочнение (см рис. 75) Степень этого разу-
прочнения тем больше, чем выше прочность закаленной и отпу-
щенной стали перед сваркой и чем больше погонная энергия при
сварке Поэтому сварку термически улучшенных сталей пред-
почтительно выполнять с малым временем пребывания металла
при высокой температуре (рис 87, режимы 1—3)

Для уменьшения степени разупрочнения при сварке закален-
ных и отпущенных сталей Е. М. Кузмак с сотрудниками реко-
мендует после прохождения сварочной дуги подавать на зону
сварного соединения охладитель — сжатый воздух, паровоздуш-
ную смесь или душевую воду — в зависимости от состава свари-
ваемой стали. Такое охлаждение уменьшает продолжительность
пребывания металла ЗТВ при высокой температуре. Естественно,
что такое охлаждение надо применять с большой осторожностью,
с тем чтобы ускоренное охлаждение участков ЗТВ, нагревав-
шихся выше температуры А3, не привело к образованию в них
трещин. Кроме того, увеличение скорости охлаждения участков
ЗТВ, нагревавшихся выше Alt и особенно выше А3, может при-
вести к значительному увеличению доли мартенситного распада
аустенита, повышению твердости и прочности и уменьшению вяз-
кости В связи с этим ускоренное охлаждение зоны сварного соеди-
нения возможно только при сварке сталей, мало склонных к обра-
зованию неравновесных структур в ЗТВ, например сталей 20,
09Г2, 09Г2С и в меньшей степени сталей 17ГС, 14ХГС, 15Г2АФ.

Наиболее рациональный путь обеспечения однородных свойств
сварного соединения — его термообработка после сварки, ко-
торая может не только устранить разупрочнение ЗТВ термически
улучшенной стали, но устранить повышенную твердость и хруп-
кость упрочненных зон, нагревавшихся при сварке выше темпера-
туры А3 и частично выше Л,. При термообработке существенно
снизится также уровень остаточных сварочных напряжений,
способных вызывать образование холодных трещин и уменьшить
работоспособность конструкции или изделия в условиях низких
температур и в условиях нагружения, способствующих хрупкому
разрушению

Для сварных соединений термически улучшенных сталей наи-
более эффективной могла бы быть такая же термообработка,
какой подвергалась сталь перед сваркой, — закалка с отпуском
на ту же температуру. Такой термообработке могут подвергаться
сварные изделия целиком, если размеры их невелики и нет опасе-
ния больших короблений

Нормализация или нормализация с отпуском при обработке
всего сварного изделия — рациональная операция только для
дисперсионно-упрочненных сталей типа 15Г2АФ и др , сварен-
ных при повышенных погонных энергиях и повышенном времени
пребывания при высокой температуре. В этом случае нормализа-
ция всего изделия может полностью восстановить свойства ЗТВ
156
Таблица 1G

Условия сварки ннзкоуглероднстых н низколегированных сталей

Марка стали	Толщина металла, мм	Температура воздуха. °C	Вид сварки	Подобрев,	Термообработка сварного соединения	Твердость ЗТВ. НН
20, СтЗ	До 20  До 35  Более 35	До -30 Ниже —30 До 0  Ниже 0 До 0 Ниже 0	Все виды	100  150 100  150—200	Местный отпуск при 600—630° С или норма- лизация всего изделия *	До 180
09Г2, 09Г2С, 09Г2С1	До 15  » 25  Более 25	До -30 Ниже —30 До 0 Ниже 0 До 0 Ниже 0	То же	100  150  100 150-200	Местный отпуск при 610—640° С или норма- лизация всего изделия *	До 200
10ХСНД, 15ХСНД 17ГС 14ХГС	До 15  » 25  Более 25	До -20 Ниже —20  До 0 Ниже 0  ДоО Ниже 0	Все виды. Для термоуп- рочненной стали пред- почтительна газоэлек- трическая, ручная дуго- вая и сварка давлением	100  150  100 150-200	Местный отпуск при 620—640° С ити отпуск всего изделия *	До 220
14Г2АФ 15Г2АФ 16Г2АФ	До 20  Более 20	До -20 Ниже -20 До 0 Ниже 0	Предпочтительна руч- ная дуговая, газоэлек- трическая, контактная	100  100 150-200	Отпуск местный 530— 550° С*	До 240

.	* При сварке термически улучшеняой стали, там где это позволяют условия, лучше применять закалку и отпуск целиком сварного

сл изделия по режиму основного металла.
за счет растворения коагулировавших частиц и выделения их
в дисперсной фазе при охлаждении Одновременно нормализация
может полностью восстановить мелкое зерно в ЗТВ. В то же
время местная нормализация только участка сварного соедине-
ния каким-либо небольшим переносным нагревательным устрой-
ством (небольшая съемная муфельная электрическая или газо-
вая печь, индукционный нагреватель) нерациональна При мест-
ном нагреве для нормализации участки изделия, примыкающие
к нагревательному устройству (вне нагревателя), будут так же,
как и металл ЗТВ, нагреваться в интервале температур выше
А3 — ниже Аг и претерпевать те же превращения, что и металл
ЗТВ

Рациональной местной термообработкой зоны сварного соеди-
нения является высокий отпуск Этой операции термообработки
могут подвергаться сварные соединения различных сталей с целью
снижения твердости и хрупкости упрочненных участков ЗТВ
и снятия или снижения уровня остаточных сварочных напряже-
ний. Для сварных соединений термически улучшенных сталей
высокий отпуск не может устранить разупрочненную зону, и
роль его может свестись только к снижению твердости и хрупкости
упрочненных участков и снятию остаточных напряжений. Для
сварных соединений сталей с дисперсионным упрочнением высо-
кий отпуск не будет эффективной операцией, так как он может
привести к разупрочнению всего нагреваемого при отпуске участка
изделия за счет коагуляции дисперсных частиц

В табл 16 приведены некоторые сведения об условиях сварки
углеродистых и низколегированных сталей, а на рис 88 — микро-
фотографии характерных структур и твердость ЗТВ

Среднеуглеродистые, низколегированные стали. Помимо низко-
углеродистых сталей в сварных конструкциях иногда применяют
стали со средним содержанием углерода (0,25—0,45%), как не-
легированные (например, марок 25, 30, 40), так и низколегиро-
ванные (20ХГСА, ЗОХГСА, 25ХГМ, 40Х и др по ГОСТ 4543—71)
Эти конструкционные машиностроительные стали применяют,
как правило, после закалки с отпуском и реже в нормализован-
ном состоянии Температурная область применения сварных
изделий из этих сталей —5 4- +60° С. Ударная вязкость сталей
рассматриваемой группы сохраняется достаточно высокой (—60°С)
После термообработки достигаются прочность сталей до
100 кгс/мм2 и хорошая сопротивляемость циклическим нагрузкам
(табл 17, 18).

Критическая скорость охлаждения среднеуглеродистых леги-
рованных сталей при закалке намного ниже, чем у низкоуглероди-
стых сталей в связи с заметным увеличением интервала малой
устойчивости аустенита Поэтому при охлаждении этих сталей
даже на воздухе часть аустенита может переохладиться и пре-
терпеть превращение ниже температуры Мк. В условиях нагрева
и охлаждения ЗТВ при сварке даже в наиболее перегретых уча-
158
Рис. 88. Характерные ми-
кроструктуры и твердость
ЗТВ некоторых углеродистых
и низколегированных ста-
лей; XS00:

Мп; 0.09% V; 0,’04% Nb)
нормализованная. ручная
дуговая сварка, а — ЗТВ
в корне шва; б — ЗТВ у
верхнего слоя. « — твер-
дость ЗТВ. // — сталь
(0.14% С: 1.23% Мп) после
закалки и высокого отпу-
ска. ручная дуговая сварка;
а — ЗТВ около шва; б —
ЗТВ на расстоянии от шва
1 мм; 11! — твердость свар
вых соединений термоуп-
рочиенной стали 16ГБР при
скорости охлаждения после
сварки, а — 25’ С/с; б —
15’С/с, в -8’С/с
Таблица 17

Составы некоторых среднеуглеродистых сталей, %

Марка

С	S1	Мп

Сг

не более

813

783

782

790

840

830

Таблица 18

Свойства некоторых среднеуглеродистых сталей

Марка	Термообработка	| °т		У	кге/мм3	ан> кге м/см’			
		кге/мм*				+ 20	-20	-40	-60
30	Нормализация	50	30	50	21	8			
	Закалка при 870° С в воде, отпуск при 630° С	60	40	55	26	(12)	—	(7)	(6)
40	Нормализация	58	34	45	—	6	—	—	—
	Закалка при 840° С в воде, отпуск при 620° С	62	42	40	31	(Ю)	—	(6)	(5)
40Х	Закалка при 850° С в масле, отпуск при 550° С	80	65	50	38	6(11)	(9)	(8)	(6)
40Г	Закалка при 840° С в масле, отпуск при 550° С	84	60		40	9(15)	(12)	(Ю)	(8)
20ХГСА	Закалка при 880° С в масле, отпуск при 500° С, масло	80	65	45	—	7	—	—	
ЗОХГСА	Закалка при 880° С в масле, отпуск при 540° С, масло	110	85	45	48	5(9)		(6)	(5)

стках с гомогенным аустенитом при повышенной скорости охлаж-
дения может образоваться мартенсит.

На рис. 89 приведена термокинетическая диаграмма превра-
щения переохлажденного аустенита двух среднеуглеродистых
сталей с разным уровнем легирования.
В низколегированной среднеуглеродистой стали 34ХМ аусте-
нит в ЗТВ полностью превращается в мартенсит, а при автомати-
ческой сварке под флюсом превращение аустенита происходит
в бейнит — также неравновесную структуру. Даже при электро-
шлаковой сварке не исключено частичное превращение аустенита
в бейнит. Ручная дуговая сварка и автоматическая сварка под
флюсом более легированной среднеуглеродистой стали вызывают
полный мартенситный распад аустенита в ЗТВ. В участках ЗТВ
с негомогенным аустенитом образование мартенсита в местах,
обогащенных углеродом, еще более вероятно.

Образование мартенсита в ЗТВ при сварке среднеуглероди-
стых, низко- и среднелегированных сталей — это основная при-
чина трудности их сварки в связи со склонностью к образованию
холодных трещин. Холодные трещины могут возникать сразу
после сварки и через некоторое время Недостатком сварных
соединений рассматриваемых сталей является также мартенсит-
ное строение ЗТВ, определяющее повышенную хрупкость этих
участков, которая может сказаться при их эксплуатации, осо-
бенно при работе при пониженных температурах, динамических
нагрузках и пр.

Во избежание образования холодных трещин при сварке средне-
углеродистых сталей, особенно легированных, прежде всего не-
обходимо снизить скорость охлаждения сварного соединения после
сварки и снизить уровень возникающих сварочных напряжений.
Для этого прибегают либо к подогреву свариваемого металла, либо
к увеличению погонной энергии при сварке — увеличению сва-
рочного тока и снижению скорости сварки Часто приходится
одновременно использовать подогрев и увеличение погонной
энергии, что позволяет уменьшить хрупкость металла ЗТВ.

6	Л. С. Лившиц	161
Снижение скорости охлаждения ЗТВ не всегда позволяет предот-
вратить превращение аустенита в мартенсит Но даже если не
удается избежав мартенситного превращения, распад аусте-
нита в мартенситной зоне переносится в область температур ближе
к М„ (дальше от Мк), что делает образующийся мартенсит менее
напряженным и менее хрупким

В некоторых случаях, в основном при сварке сталей с пони-
женным содержанием углерода и повышенном легировании (на-
пример, сталь 20ХН2), полезно не уменьшать скорость охлажде-
ния, а, наоборот, увеличивать ее для получения в ЗТВ наряду
с мартенситом значительных количеств остаточного аустенита
Однако использование этой меры требует большой осторожности и
предварительной проверки путем сварки пробных изделий Рацио-
нальный метод сварки рассматриваемых сталей — контактная
сварка, при которой за счет отсутствия жидкого кристаллизую-
щегося металла и прогрева одновременно всего сечения умень-
шается уровень сварочных напряжений и опасность появления
холодных трещин.

Поскольку на образование холодных трещин может повлиять
попадающий в металл водород, для сталей рассматриваемого
типа при сварке необходимо принимать особые меры предосторож-
ности против попадания в зону сварки влаги и окалины Для
этого следует тщательно сушить сварочные материалы и очищать
перед сваркой кромки свариваемого изделия Целесообразны
также технологические мероприятия, позволяющие снизить уро-
вень напряжений в сварном изделии, термообработка, чаще всего
высокий отпуск, позволяющий одновременно привести к распаду
мартенсита и к снижению остаточных сварочных напряжений
Термообработка для сварных изделий среднеуглеродистых леги-
рованных сталей необходима сразу же после завершения сварки,
чтобы свести к минимуму время, за которое может развиться
разрушение.

Еще в большей мере, чем при сварке низкоуглеродистых сталей
в закаленном и отпущенном состоянии, при сварке термоулучшен-
ных среднеуглеродистых сталей происходит разупрочнение ЗТВ
Устранить это разупрочнение может только общая термообра-
ботка всего сваренного изделия — закалка и отпуск Общий или
местный отпуск, естественно, не повышают прочности разупроч-
ненной зоны.

Условия сварки среднеуглеродистых и среднелегированных
сталей зависят от многих факторов: состава стали, жесткости
конструкции, с которой связан уровень возникающих в сварном
соединении напряжений, толщины свариваемого металла, тем-
пературы окружающего воздуха и т. п. Поэтому нельзя точно
определить и технологические условия их сварки Стали рассматри-
ваемой группы относятся к наиболее трудносвариваемым(табл. 19)

Высокоуглеродистые стали, чугуны. Стали, содержащие более
0,5% С, не относятся к машиностроительным или конструкцион-
162
Таблица 19

Ориентировочные условия сварки
некоторых среднеуглеродистых сталей

Марка	Тол щи на	ратура	Вид сварки	"т	Термообработка сварного соедн нения	Твер дость ЗТВ  сварки. HV
30	До 5 » 15  Более 15	-10 1 0  -1-10 )	Все виды	100—150  150-200  200—250	Отпуск при 620— 640° С После ЭШ лучше нормализа- ция с отпуском	До 350
40	До 5 » 15  Более 15	01 +10 + 10 1	То же	150-200 200—250 250-300	То же	До 400
40Х  40Г	До 5 » 15 Более 15	+ 10 1 + 15  + 15 1	РД. КС, ГЭ»	200-250 200-250  250-300	Отпуск при 630— 650° С немедлен- но после сварки	До 550
ЗОХГСА	До 5 » 15  Более 15	+5 1 + 15 + 15 1	Все виды	150-200  200-250  250-300	Закалка с отпус- ком или местный отпуск при 640° С	До 550

ним В пределах содержания углерода до 0,7% углеродистые и
низколегированные стали применяют на железнодорожном транс-
порте для рельс и как штамповые При содержании 0,7—1,2% С
углеродистые и легированные стали называются инструменталь-
ными

Характерной особенностью высокоуглеродистых инструмен-
тальных сталей является наличие избыточных заэвтектоидных
карбидов, особенно стойких против растворения при нагреве,
если сталь легирована вольфрамом или ванадием У легирован-
ных высокоуглеродистых сталей очень малы критические ско-
рости охлаждения при закалке, и охлаждение на воздухе часто
дает в них неравновесные структуры — мартенсит и бейнит При
ускоренном охлаждении получаемый мартенсит твердый и хруп-
кий в связи с высоким содержанием в нем углерода Легирован-
ные инструментальные стали имеют повышенную устойчивость
против отпуска В связи с пониженной теплопроводностью в этих
сталях при наличии градиента температур при охлаждении воз-
никают более высокие остаточные напряжения, чем в сталях
низко- и среднелегированных.
В связи с приведенными обстоятельствами эти стали имеют очень
высокую склонность к образованию горячих и холодных трещин
при сварке и сваркой плавлением они практически не свариваются
В то же время некоторые из этих сталей с успехом свариваются
контактной сваркой, обеспечивающей меньший уровень свароч-
ных напряжений. Неплохо свариваются контактной сваркой
высокоуглеродистые нелегированные стали с содержанием при-
мерно до 0,9% С и легированные, вплоть до быстрорежущих,
со среднеуглеродистыми Во всех случаях после сварки необхо-
дима немедленная термообработка — общая и местная Поскольку
изделиями являются, как правило, режущие инструменты, термо-
обработке можно подвергать только рабочую часть с приварен-
ной инструментальной пластиной или наконечником (табл 20, 21)

Контактная сварка инструментальных сталей рациональна и
практически применима для приварки к державке — крепежной
части, изготовленной из углеродистой или низко-, среднелегиро-
ванной стали, рабочей — режущей части из дорогой быстрорежу-
щей стали. В качестве сталей для державок используют угле-
родистые стали типа 45 или при требовании повышенной проч-
ности и прокаливаемое™ — легированную типа 40Х. Для дер-
жавок применяют также легированные инструментальные стали,
закаливающиеся при охлаждении на воздухе или в масле (X,
ХВСГ и др.).

Процесс контактной стыковой сварки требует особых условий
Во избежание возникновения высоких временных внутренних
напряжений, возникающих при нагреве, участок стыка в свароч-
ной машине до сварки должен сначала медленно нагреться (700—
900° С) и лишь после этого должен быть быстро доведен до свароч-
ного нагрева и осадки. После осадки и сварки изделие (инструмент
сравнительно небольших размеров) должно быть немедленно пере-
несено в печь для отжига, чтобы предотвратить закалку быстро-
режущей стали и создание высоких местных остаточных напряже-
ний с образованием холодных трещин Температура печи должна
соответствовать температуре отжига быстрорежущей стали, но
быть не ниже A j — 730° С. При температуре отжига изделия вы-
держиваются ~3 ч и медленно, со скоростью 30—40° С/ч, ох-
лаждаются до 750° С, выдерживаются 3—4 ч и охлаждаются на
воздухе.

Отжиг при 830—850° С можно заменить высоким отпуском при
740—760° С в течение 9—10 ч с последующим медленным охлажде-
нием до 300—400° С Твердость сталей после одной из таких обра-
боток должна быть не выше НВ 270.

После общего отжига сварной инструмент подвергают местной
термообработке для придания нужных свойств рабочей части из
быстрорежущей стали и отдельно державке. Для этого в соляной
ванне или индукторе нагревают под закалку быстрорежущую
часть инструмента (без сварного шва) и после закалки сразу же
подвергают отпуску. Затем таким же путем нагревают под за-
164
Таблица 20

Составы некоторых инструментальных свариваемых сталей, %

Тнп стали	Марка	С	s.	Чп	( Г	\\	V	ч	1 д'“
Углеро- дистая	У7  У8	0,65— 0,74 0,75— 0,84	0,15— 0,35 0,15— 0,35	0,2- 0,4 0,2— 0,4	-	-	-	770  780	280  245
Легиро- ванная	X хвсг	0,95—  0,95-  1,05	0,15— 0,35 0,65—	0,15- 0,4 0,6— 0,9	1.3- 1,65  0,6- 1,1	0,7-	0,OS- О. 15	-	-
Быстро- режущая	Р9  Р18	0,85— 0,95 0,7-0,8	До 0,4  » 0,4	До 0,4  » 0,4	3,5—  3,8—  4,4	8,5— -10 17-  -18,5	2-2,6  1—1,4	-	180  120

Таблица 21

Термообработка и свойства некоторых инструментальных сталей

стад?	Термообработка	1	•• 1	°н	К ГС м/см*	Н RC
			кгс/мм’			
У7	Закалка при 800—830° С					62
	Отпуск при 300—350° С	122	142	210	3,8	48-51
У8	Закалка при 800° С			—	—	—	62
	Отпуск при 150—170° С			195	—	—	58
X	Закалка при 830—850° С			—	—		62
	Отпуск при 130—150° С	170	220	230	0,5	62-65
ХВСГ	Закалка при 860° С		—	—			62
Р9	Отпуск при 150° С  Закалка при 1230—1250° С	—	—	300— -320	—	61-63
Р18	Отпуск при 560° С по 1 ч 3 раза  Закалка при 1270° С	—	190	340	0,5	61-63
	Отпуск при 560° С по 1 ч 3 раза	—	237	300	0.4	61-65

калку и закаливают державку инструмента. Температура отпуска
стержневой части инструмента-державки должна быть ниже,
чем температура отпуска режущей части.

Содержание углерода в чугуне значительно выше, чем в ин-
струментальной стали. Однако белые чугуны, в которых углерод,
как и в стали, находится в виде цементита, не свариваются из-за
очень низкой технологической прочности в процессе сварки
Свариваются чугуны серые и ковкие со структурно-свободным
графитом Сварку чугуна применяют главным образом как ре-
монтную операцию для заварки различного рода дефектов литья -
раковин, газовых пузырей, недоливов, а также трещин литейного
происхождения и возникающих при эксплуатации чугунного
изделия Для этого наиболее удобна и маневренна ручная дуго-
вая сварка и реже другие методы сварки Для чугунов применяют
также контактную сварку — пайку с использованием присадоч-
ных материалов с меньшей температурой плавления, чем у чугуна

Основные трудности при сварке чугуна связаны с образова-
нием в зоне сварки — металле шва и участке оплавления кромок
свариваемого изделия твердых и хрупких структурных состав-
ляющих — мартенсита и ледебурита Наряду с этим большая
величина усадки чугуна при кристаллизации и остывании обус-
ловливает возникновение высоких напряжений Оба эти обстоя-
тельства делают материал очень склонным к образованию тре-
щин в сварных швах и околошовиой зоне (ОШЗ) Очень важно
для сварки чугуна то, что чугунные изделия имеют, как правило,
большую массу (станины, корпуса и пр ), и поэтому скорость
охлаждения относительно небольшой по размеру зоны сварки
оказывается очень высокой, что и предопределяет образование
не графита, а ледебурита и превращение аустенита в мартенсит

Основные методы получения бездефектных сварных соедине-
ний чугуна — подогрев и повышение температуры свариваемого
металла, уменьшение скорости охлаждения и введение в металл
шва элементов, способствующих графитизации и препятствую-
щих отбелу (кремния, углерода) Эти мероприятия позволяют
предотвратить образование ледебурита в металле шва и участке
оплавления кромок и мартенсита во всей зоне сварного соедине-
ния, в том числе в участках ЗТВ, нагревавшихся выше темпера-
туры Ас3 Температура подогрева свариваемого изделия зависит
от массы свариваемого изделия, способа и технологии сварки,
состава присадочного материала

При дуговой или газовой сварке крупные чугунные изделия
подогревают до 700° С, создают большую сварочную ванну,
применяя толстые чугунные присадочные прутки или электроды
и обеспечивают медленное охлаждение со скоростью не более
100° С/ч При сварке не очень крупных чугунных изделий и ис-
пользовании присадочного материала с пониженной склонностью
к отбеливанию можно ограничиться подогревом на 300—400° С,
но также обеспечивая медленное охлаждение для предотвращения
образования мартенсита в зоне сварки

Существуют способы сварки чугуна без подогрева Эти спо-
собы требуют применения специальных присадочных материалов
на базе сплавов, в которых не растворяется углерод (основа --
медь, никель). При сварке с такими присадочными материалами
1бв
и медленном охлаждении после сварки в участке оплавления и
ЗТВ не происходит образования ледебурита и мартенсита При
контактной сварке чугунных изделий, чаще всего труб, исполь-
зуют предварительный подогрев и медленное охлаждение после
сварки

ХЛАДОСТОЙКИЕ СТАЛИ

Эта группа низко- и среднелегированных сталей предназна-
чена для работы при температурах до —196° С. В зависимости
от состава и степени легирования нижний предел рабочей тем-
пературы может составлять —100, —120, —160 и —196° С Дол-
гое время для этих температурных условий работы применяли
только никельсодержащие стали с 3, 6 и 9% Nin низким содержа-
нием углерода или аустенитные хромоникелевые стали (гл X)
В последнее время в нашей стране и за рубежом появились ре-
комендации по применению для умеренно низких температур
низкоуглеродистых низколегированных сталей с низким содержа-
нием никеля до 1,5% и даже без никелевых. Для этих сталей
также характерно очень низкое содержание углерода (табл. 22)

Все три никелевые стали, особенно две (06Н6 и 06Н9), слож-
ные по фазовому и структурному состоянию. Благодаря значи-
тельному сужению a-области никелем (рис 90), особенно в при-
сутствии углерода, точка А3 с повышением содержания никеля
значительно понижается. Кроме того, никель сильно снижает
критическую скорость охлаждения при закалке. Поэтому стали

Марка	с	Si		Мо			NI	
06НЗ 06Н6 06Н9 06Г2НАБ 06Г2АЮ	«0,06  <0,06  <0,06  0,036  0,034	0,17-0,37 0,17—0,37 0,17—0,37 0,26 0,26		0,45—0,60 0,45—0,6 0,45—0,6  1,62 1,83			3,5—4 6-7  8,5-9,5 0,81	
стТлн	Мо. Nb	Л1	Ni		s	Р		Рабочая темпе- ратура.
06НЗ  06Н6 06Н9 06Г2НАБ 06Г2АЮ	Мо = 0,15-г- 4-0,25  Nb = 0,14	0,03 0,14	0,021 0,022		<0,01  <0,02  <0,02  0,02 0,006	<0,01  <0,02  <0,02  0,013  0,008		До -100  » —160 » —196 » —100 » —80
0	10	20 Ni,% по массе

0 ю 20 Ni,am%

Рис. 90. Часть диаграммы со-
стояния железо—никель при
температуре ниже 1000е С [в]

с 9% Ni после охлаждения с темпера-
туры у-состояния на воздухе закалива
ются с образованием мартенсита или
мартенсита с аустенитом При нагреве
закаленной стали на температуру,
близкую к 600° С, частично может
произойти обратное превращение а —>
—> у, и в стали появится некоторое
количество остаточного аустенита (5
15% в зависимости от состава стали
и температуры отпуска). Наряду с этим
произойдет также распад имевшегося
мартенсита на феррит и карбиды (об-
ласть а + у при нагреве)

Сталь с 6% Ni при охлаждении на
воздухе дает ферритномартенситную
структуру, а при более быстром ох-
лаждении — мартенсит. После отпуска
закаленная сталь имеет высокую хладо-
стойкость. Сталь сЗ% Ni закаливается
только при ускоренном охлаждении
в воде. Применяется эта сталь также

в закаленном и отпущенном состоянии. Хладостойкость никелевых
сталей определяется не только содержанием никеля, но и однород-
ностью состава, и мелкозернистостью строения Поэтому никелевые
стали перед окончательной термообработкой закалкой и отпуском
лучше подвергать нормализации. Для сталей с 6 и 9% Ni нор-
мализацию с термоулучшением можно заменить двойной воздуш-
ной закалкой — первой с более высокой температуры (—900° С)
для гомогенизации, а второй с более низкой (—780—800° С)
для получения мелкого зерна. Отпуск после такой обработки
дает некоторое улучшение свойств, однако он не всегда необхо-
дим, так как низкое содержание углерода в стали и пониженная
температура закалки позволяют получить нехрупкий мартенсит
и некоторое количество остаточного аустенита, обеспечивающих
хорошую вязкость

Никелевые стали, приведенные в табл. 23, успешно свари-
ваются различными видами сварки Для сварки стали 06НЗ
применяют электроды или проволоку либо того же состава, либо
аустенитную хромоникелевую (гл XI) Для сварки стали 06Н6
в качестве присадочного материала чаще всего используют про-
волоку из аустенитной хромоникелевой стали, а для сварки
стали 06Н9 — материал на никелевой основе (типа инконель
и др.).

Одними из основных показателей свариваемости стали яв-
ляются склонность к образованию холодных трещин, изменение
свойств в ЗТВ и необходимость принятия специальных техноло-
гических мер для получения бездефектного сварного соединения
168
Таблица 23

Свойства хладостойких никелевых сталей (6, 14, 30, 31]

Мар- ка	°в	"...	6, | ф		а() кгс м/см’ при температуре. °C				Термообработка
	кгс/мм’		%		+ 20	-120	— 160	-196	
06НЗ	45	35	25	60	12	3	2	-	Нормализация при
	55	45	25	65	15	-	6	з	Закалка при 860° С в воде, отпуск при 630° С
06Н6	50-55 45—47		30-32	70-75	20		10-12  2-3	4-6	Закалка при 860° С в воде, отпуск при 630° С Нормализация при 860° С
06Н9	65-68 58-60		28-30	70	25	—	—	12  15  24	Нормализация Закалка + отпуск Двойная нормали- зация

с надлежащими свойствами Согласно этим положениям все три
никелевые стали можно отнести к хорошо свариваемым Низкое
содержание в сталях углерода обусловливает отсутствие у них
склонности к холодным трещинам, даже если в ЗТВ после сварки
образуется мартенсит. Мартенсит с низким содержанием углерода
при высоком содержании никеля способствует получению в ЗТВ
высокой ударной вязкости и умеренной твердости металла При
наличии вязкого аустенитного металла шва это обстоятельство
обусловливает отсутствие необходимости проведения термообра-
ботки после сварки При сварке эти стали проявляют склон-
ность к росту зерна в ЗВТ. В связи с этим сваривать их целесо-
образно без большого тепловложения, предпочитая газоэлектри-
ческую и ручную дуговую сварку, для автоматической сварки
по флюсам лучше использовать тонкую проволоку.

В связи со склонностью к росту зерна никелевые стали при
сварке не следует подогревать Только при низкой температуре
окружающего воздуха целесообразен небольшой подогрев. При
высоконикелевых и хромоникелевых аустенитных швах (все
три стали) термообработка после сварки не требуется. Высокий
отпуск проводят только на сварных соединениях стали 06НЗ
при сварных швах такого же состава, что и свариваемая сталь
(табл 24)

Стали 06Г2НАБ и 06Г2АЮ благодаря очень низкому содержа-
нию углерода после нормализации (состояние применения) почти
не имеют эвтектоида (перлита), и поэтому их иногда называют
Таблица 24

Сведения по сварке никелевых хладостойких сталей

Марка	тельные  сварки	Тем пера тура  Духа, °C	7°ло	ЗТВ после сварки			
				Микро- тура	НВ	Он, кге м/см*	
						+ 20° С	Отрнца тельная температура
06НЗ *	гэ. РД, АДФ. КС**	+5	-	М + + п***	<350	гэ, РД > 15 АДФ > 10	-120° > 7  >3
		-15	150	м+ п	<350	То же	То же
06Н6	гэ, РД	+5	—	м+ Ф	<420	>15	-160° > 10
		—10	150	м+ Ф	<420	>15	>10
06Н9	гэ, РД	+5	—	м	<400	>15	[ -196° > 8
		—10	150	м	<400	>15	>8

бесперлитными Высокие свойства, получаемые после нормали-
зации, и особенно высокая хладостойкость, определяются очень
мелким зерном, устойчивым против роста благодаря наличию
нитридов алюминия и карбонитридов ниобия Несмотря на повы-
шенную устойчивость мелкого зерна против роста при нагреве,
высокая температура нагрева в ОШЗ (околошовиой зоне) приво-
дит к некоторому укрупнению зерна и ухудшению хладостой-
кости, что на сталях рассматриваемого типа ощутимо уже при
ручной дуговой сварке Лучше всего эти стали сваривать газо-
электрической сваркой тонкой проволокой с наименьшим тепло-
вым влиянием на прилегающий к сварному шву металл Твер-
дость и ударная вязкость в ЗТВ в этом случае сохраняются близ-
кими к тем же свойствам свариваемой стали

ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫЕ СТАЛИ

Низко- и среднелегированные, хромомолибденовые и хромо-
молибденованадиевые стали способны сохранять механические
свойства в условиях эксплуатации при повышенных температурах
(550—570° С). Теплоустойчивость этих сталей обусловлена тем,
по
что легирование хромом и молибденом в количествах выше крити-
ческого отношения Ме/С (см гл VII), а стали эти, как правило,
ннзкоуглеродистые приводит к тому, чю значительная доля этих
элементов находится в твердом растворе Такое легирование фер-
рита вызывает его упрочнение и затрудняет процессы диффузии
и самодиффузии при повышенных температурах, что определяет
устойчивость свойств при нагреве. С другой стороны, при легиро-
вании хромом и особенно молибденом и ванадием образуются
специальные карбиды этих элементов или комплексные карбиды
на основе этих элементов, такие карбиды имеют повышенную устой-
чивость против коагуляции при нагреве Этот фактор также влияет
на сохранение свойств низкоуглеродистых хромомолибденовых
и хромомолибденованадиевых сталей при повышенных рабочих
температурах до 570° С. (табл 25)

В табл 26 приведены пределы отношения Ме/С для некоторых
теплоустойчивых сталей, соответствующих пределам содержания
в стали углерода и карбидообразующих элементов, и свойства
этих сталей при повышенных температурах С увеличением отно-
шения Ме/С сверх критического, повышается прочность стали при
высоких температурах Особенно это заметно по показателям
кратковременных испытаний Для длительных испытаний помимо
величины отношения имеет значение индивидуальная роль ле-
гирующего элемента Для этой характеристики свойств влияние
ванадия на раствор и карбиды более эффективно, чем хрома и
даже молибдена

Ошибочно считать, что увеличение отношения Ме/С сверх
критического будет непрерывно увеличивать показатели жаро-
прочности По-видимому, влияние отношения Ме/С на кратко-
временные свойства при высокой температуре, длительную проч-
ность и сопротивление ползучести может быть различным При
длительном воздействии нагрева и напряжений повышение леги-
рования феррита сверх определенной величины может оказывать
отрицательное влияние в связи с ухудшением пластических свойств
и повышением хрупкости Этот порог перехода от положитель-
ного влияния на жаропрочность к отрицательному для кратковре-
менных и длительных испытаний может происходить при разной
величине закритического отношения Ме/С.

Низко- и среднелегированные теплоустойчивые стали, как
правило, низкоуглеродистые Только стали типа 34ХМ имеют
среднее содержание углерода Низкое содержание углерода в ос-
новных теплоустойчивых сталях оказывает большое влияние
на их свариваемость и создающиеся свойства ЗТВ В то же время
у этих сталей отношение Ме/С является закритическим, и феррит
содержит значительное количество легирующих элементов. Это
приводит к тому, что при быстропротекающем сварочном нагреве
образующийся аустенит может быть негомогенным по содержанию
углерода, но он не имеет резкой неоднородности по содержанию
легирующих элементов, хотя в местах, где до нагрева были
Таблица 25

Состав н свойства низко* и среднелегированных теплоустойчивых сталей

	Содержание • в		% легирующих элементов			Ас,	н	I I и..		«в %,.		в ф			
						1									
стали															Термообработка
	С	Сг	Мо	V	W					кге/мм*				□=£	
12ХМ	<0,16	0.8-	0,4— 0,55	-	-	785	870	-	-	45	24	19	35	5—6 .	Горячекатаная, нормализация
12Х1МФ	0,08— 0,15	0,9— 1,2	0,25- 0,35	0,15— 0.3		740—  780	880- 900	820- 830	720— 740	48	26	21	55	10	с высоким от- пуском
15Х1М1Ф	0,1 — 0,16	1,1— 1.4	0,9-	0,2— 0,35	-	770- 800	875— 920	-	-	58	35	18	50	5 '	
34 ХМ	0.3- 0,4	0.9-	0.2— 0,3	-	-	755	800	750	700	80	60		40	6	Закалка с высо- ким отпуском
15Х5М	<0,15	4.5—  6	0,4а— 0,6	-	-	815	848	775	718	40	22	22	50	12	Отжиг
15Х5МФ	<0,15	4,5—  6	0,45— 0,6	0,4- 0,6	-		-	-	-	60	42	16	65	10	Нормализация с высоким от- пуском
15Х5ВФ	<0,15	4,5—  6	-	0,4— 0,6	0,4— 0,7	830	910	845	775	40	22	22	50	12	Отжиг
12Х2МФСР	0,08— 0,15	1,6-  1,9	0,5— 0,7	0,2— 0,35	0,4- 0,7	775—  825	865—  925	770-  820	715—  765	48	26	21	—	—	Нормализация с высоким от- пуском
Таблица 26

Пределы отношения Ме/С для теплоустойчивых сталей и свойства этих сталей при повышенных температурах.
Усредненная величина критического отношения Ме/С при 650° С 10,4, при 700° С 5,8

Марка стали	Ме/С	Кратковременные испытания •		Длительные испытания ••		Термообработка•••
		о0,г. кгс/мм»	»С	®10‘/°10» кгс/мм»	•С	
12ХМ	10-23,5	27	500	16,5/12	510	Н — 900-920°
		25	550	11/7,3	540	О — 630—650°
		23	600	—	—	
12Х1МФ	11,3-31,8	33	500	19/16	520	Н - 960-1030°
		32	550	14/10,5	560	О — 680-760°
		27	600	—	—	
15Х1М1Ф	16,2-35,5	34,4	500	/17	525	Н — 1020-1050°
		30,7	550	/13	550	О — 740—760°
		28,7	595	—	—	
15Х5М	35,6-73	47	500	21/18	500	Н — 1000°
		40	550	11/7,5	550	О — 700°
		30,7	600	6,2/4,2	600	

* Данные заимствованы из источников [32, 59]

•• Длительная прочность — числитель при 10* ч; знаменатель — при 10* ч.

••• Н — нормализация, О — отпуск.
Рис. 91. Характерные микроструктуры и твердость ЗТВ
некоторых низко- и среднелегнрованных тсплоустойчи-

/—сталь 15Х1М1Ф а — микроструктура основного металла: б — то же. околошовной зоны: Х100; в — твердость сварного сот гниения
11 — сталь 13Х5М; а — микроструктура околошовной зоны; Х200; б — твердость сварного соединения с аустенитным швом
Таблица 27

Условия сварки основных теплоустойчивых сталей,
термообработка сварных соединений и свойства ЗТВ

Марка	1  ill	О  5 с	Свойства ЗТВ после сварки			Термообработка •	Свойства ЗТВ после термо- обработки	
			НВ	ъг	Uh =SSs Оо а и		НВ	
12ХМ	-20	150—  250	200	8	Сорбит	При толщине до 20 мм не проводит- ся Свыше 20 мм — отпуск при 680— 700° С 2 ч	200	10
12Х1МФ (15Х1М1Ф)	—10	300- 350	230	5	Сорбит + + мар- тенсит	Отпуск при 710— 740° С 2—3 ч	240	8
15Х5М (12Х5ВФ)	0	300- 350	380	6	Мар- тенсит	Отпуск при 740— 760° С 3-5 ч	240	8
34ХМ	0	300- 350	440	3	То же	Отпуск ** при 630-650° С 2 ч	200	6

* Термообработка указана для сварки с получением металла шва, близкого по
составу к свариваемой стали

•• Проводится сразу после сварки

карбиды, содержание легирующих элементов может быть несколько
более высоким, чем в бывших ферритных участках

В связи с этим образующийся при сварке в ЗТВ легированный
аустенит имеет повышенную устойчивость даже в зонах, обеднен-
ных углеродом, и при охлаждении после сварки может претерпе-
вать превращение при пониженных температурах, образуя либо
смешанные продукты высокотемпературного и низкотемператур-
ного распада, либо только продукты распада при пониженных
температурах Это обстоятельство и то, что в сталях содержится
небольшое количество углерода, определяют получаемые свой-
ства ЗТВ Как правило, у низкоуглеродистых сталей в ЗТВ со-
храняется высокая вязкость и относительно невысокая твердость,
уровень которых зависит от степени легирования У сталей типа
34ХМ вязкость ЗТВ, естественно, значительно ниже, а твердость
выше, чем у низко}глеродистых сталей

Различная температура превращения и различные продукт
распада аустенита определяют склонность теплостойких сталей
к образованию холодных трещин при сварке и необходимость при-
нятия технологических мер по их предупреждению Как правило,
все эти стали свариваются без ограничения всеми видами сварки
Ограничения связаны с температурой внешнего воздуха, при ко-
торой может происходить сварка, необходимостью подогрева и
условиями проведения термообработки (табл 27) На рис 91
приведены характерные микроструктуры и твердость ЗТВ не-
которых теплоустойчивых сталей
Глава IX

ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫЕ ХРОМИСТЫЕ
СТАЛИ И ИХ СВАРИВАЕМОСТЬ

Хром — основной легирующий элемент, используемый в кор-
розионно-стойких и жаропрочных сталях, широко применяется
и для легирования жаростойких, окалиностойких сталей

В коррозионно-стойких кислотостойких сталях хром играет
двоякую роль. При содержании более 12% Сг резко повышается —
смещается в положительную сторону электрохимический потен-
циал стали, сталь «облагораживается» и становится более устой-
чивой в растворах электролитов В то же время хром способствует
образованию на поверхности металла плотной и достаточно проч-
ной окисной пленки, защищающей металл от воздействия кор-
розионно-активной среды Эта же стойкая окисная пленка хрома
защищает сталь от окисления при высоких температурах —
повышает ее жаростойкость Таким образом, высокохромистые
стали оказываются стойкими против химической и электрохими-
ческой коррозии в окислительных средах.

Наряду с высокой коррозионной стойкостью стали, содержа-
щие около 12% Сг, имеют высокую прочность и жаропрочность,
значительно выше, чем у низко- и среднелегированных хромистых
и хромомолибденовых сталей К А Ланская считает, что эти
свойства высокохромистых сталей определяются фазовым на-
клепом при превращении, идущем по мартенситному типу, и
наличием дисперсных интерметаллидных фаз при дополнитель-
ном легировании стали молибденом, ниобием, ванадием и др

В связи с указанным сочетанием свойств высокохромистые
стали находят широкое применение в различных областях народ-
ного хозяйства При высоких механических и антикоррозионных
свойствах высокохромистые стали имеют пониженные технологи-
ческие свойства, в том числе пониженную свариваемость. Это
связано с особенностями фазового состояния высокохромистых
сталей и особенностями структурных и фазовых превращений,
происходящих при нагреве и охлаждении.

СТРУКТУРА, ФАЗОВОЕ СОСТОЯНИЕ
И СВОЙСТВА

Хром относится к легирующим элементам, стабилизирующим
в железных сплавах a-фазу и уменьшающим область существо-
вания у-фазы (рис. 92). Введение в железохромистые сплавы
Магнитное
преоращение

50Уе 10 20 30 40 50 60 СсКпомассе ° 4 8 12 16 20 24 28 32 Сгзкв

Рис. 92 Диаграмма состояния сила- Рис 93 Структурная диаграмма хроми-

вов железо—хром

стых. никелевых и хромо-ннкелевых ста-
лей [65]

других ферритостабилизирующих элементов (Мо, W, V, Ti, Si
и др.) еще больше сужаету-область, вто же время аустенитостабили-
зирующие (С, Мп, Ni, Си) ее расширяют Углерод, кроме того,
приводит к образованию карбидов хрома, обедняя хромом твер-
дый раствор

О фазовом и структурном состоянии сплавов железо—хром
и высокохромистых сталей с разным количеством хрома и содер-
жащих углерод и другие легирующие элементы, можно судить
по диаграммам на рис. 92 и 93. На рис 93 представлена известная
структурная диаграмма Шеффлера, уточненная и расширенная
последующими исследователями, в которой по вертикальной оси
отложено суммарное содержание в стали аустенитообразующих
элементов, приведенное к эквивалентному аустенитообразую-
щему действию никеля Ni3 Подсчитывать Ni, К А Ланская
на основании анализа имеющихся работ рекомендует по следую-
щему выражению

Ni, = % Ni + 30 % С + 0,5- % Мп + 12 %N.

По горизонтальной оси диаграммы отложен эквивалент хрома,
характеризующий суммарное влияние на структурное состояние
содержания ферритообразующих элементов:

Сг, = % Сг + % Мо + 1,5- % Si + 0,5- %Nb + 0,8 % W +

+ 1,5 • % V + 4 • % Ti + 3,5- % AI.

При подсчете Ni, для сталей, не содержащих азота, вместо
0,5-% Мп следует принимать 1,5-% Мп

Хромистые стали, претерпевающие у^а превращение, т е
находящиеся в пределах концентраций существования у-фазы,
относятся к мартенситным в связи с очень небольшой критической
скоростью охлаждения у сталей, содержащих более 5% Сг,
даже при небольшом содержании углерода Мартенситные высоко-
хромистые стали — это основная группа'-высоколегированных
хромистых сталей. Эти стали содержат 8—14% Сг и 0,06—0,4% С,
а также для придания специальных свойств — другие легирую-
щие элементы Наличие в сталях углерода при высоком содержа-
178
нии хрома позволяет получать сочетание коррозионной стойкости
и различной степени упрочнения при мартенситном превращении

В связи с наличием полиморфного превращения стали эти
термически обрабатываемы Чем выше в стали содержание угле-
рода, тем более высокую прочность можно получить как после
закалки, так и после нормализации (рис 94). Только сталь с со-
держанием менее 0,05% С практически не закаливается и яв-
ляется ферритной Твердость стали после нагрева выше Ас3
(доу-состояния) как после охлаждения в масле, так и на воздухе —
одинаковая, что свидетельствует о том, что при охлаждении в ши-
роком интервале скоростей структура стали в основном зчартенсит-
наЯд хотя при более медленном охлаждении определенное коли-
чество феррита в стали может сохраняться

Повышение содержания углерода в 13%-ных хромистых ста-
лях снижает сопротивление коррозии (рис 95) Особенно за-
метно увеличивается скорость коррозии при повышении содер-
жания углерода сверх 0,3% Объясняется это тем, что при на-
личии углерода в стали образуются карбиды хрома при отжиге,
в основном Сг23Св При этом твердый раствор существенно обед-
няется хромом, что неблагоприятно изменяет электрохимический
потенциал стали и ее коррозионную стойкость. Таким образом,
процесс образования карбидов в высокохромистых сталях не-
благоприятен для их коррозионной стойкости

Хромистые стали рассматриваемой группы помимо высокой
коррозионной стойкости обладают и другими важными свойст-
вами — повышенной жаропрочностью и жаростойкостью Повы-
шенная жаропрочность высокохромистых сталей даже без до-

Рнс 94. Влияние содержания углерода н температуры нагрева на твер-
дость высокохромистых сталей (3]:

а — после закалки в масле. / — 0.36% С; 13% Сг. 2 — 0.12% С. 12% Сг,
3 - 0.06% С; 12.4% Сг; 4 - 0.05% С; 12% Cr, S - 0,01% С. 13% Сг,
б — после охлаждения на воздухе / — 0,42% С; 12,38% Сг; 2 — 0,32% С
12,58% Сг. 3 - 0.22% С; 12,2% Сг, 4 - 0,13% С; 11,52% Сг
Рис. 95. Влияние содержания
углерода на скорость коррозии
к отожженной стали 08X13
в 10%-ной HNO. при кипении
в течение 50 ч [31

в твердом растворе; отношение Сг/С
в этих сталях значительно выше кри-
тического (см. гл VIII) Кроме того,
при достаточном содержании углерода
в таких сталях они закаливаются на
мартенсит даже при охлаждении на
воздухе. Характерно, что мартенсит-
ный распад в этих сталях происходит
при довольно низкой температуре
(150—250° С), что обусловливает зна-
чительное искажение и напряженность
структуры с повышенной плотностью
дислокаций В дополнение к этому
наличие в такой стали карбида хрома
устойчивого и относительно трудно
коагулируемого типа Ме23Св при содер-
жании в стали — 12% Сг (и более) при-
водит к дополнительному упрочнению
мартенсита за счет блокирования части-

цами карбида имеющихся дислокаций

Такое упрочнение оказывается устойчивым и при высокой

температуре в связи с устойчивостью при нагреве высокохроми-

стого мартенсита и повышенной устойчивостью против коагуля-
ции карбидной фазы

Дополнительное повышение жаропрочности высокохромистых
мартенситных сталей достигается введением карбидообразующих —
вольфрама, молибдена, ванадия, ниобия Эти элементы увеличи-
вают дисперсность карбидной фазы и устойчивость ее против коа-
гуляции и тем самым, увеличивают эффект упрочнения и сохра-
нения прочности при нагреве Кроме того, при наличии этих эле-
ментов в стали образуется особая интерметаллидная фаза
Fe2 (W, Мо) в высокодисперсиой форме Выделение ее происходит
по дефектам кристаллического строения в мартенсите, что соз-
дает дополнительное устойчивое при нагреве упрочнение

Наряду с такого рода положительным влиянием на жаропроч-
ность Mo, W, V необходимо считаться с тем, что эти элементы ста-

билизируют a-фазу, способствуя сужению у-области В связи
с этим они могут способствовать увеличению количества феррита
в стали, делая ее не полностью мартенситной, а мартенситно-
ферритной Появление в таких сталях феррита естественно спо-
собствует снижению прочности и жаропрочности К А Ланская
считает, что особенно вредным влияние феррита оказывается при
содержании его более 15—20%

Для повышения устойчивости у-фазы, расширения у-области
и уменьшения количества феррита в легированных сталях в них
вводят иногда небольшое количество никеля Это позволяет одно-

временно уменьшить критическую скорость охлаждения и снизить
температур} мартенситного распада, получая за счет этого не-
Таблица 28

Составы высокохромистых коррозиояНй-СТойких и жаропрочных
сталей на базе 10-14% Сг, %

Марка стали	с	Si	Ми	С г
08X13	<0,08	<0,8  <0,8	<0,8	12—14
12X13	0,09-0,15		<0.8	12-14
20X13	0,16-0,25	<0,8	<0,8	12—14
30X13	0,25-0,34	-0,8	<0,8	12-14
40X13	0,35-0,44	<0,8	<0,8	12-14
15Х11МФ	0,12-0,19	<0,5	<0,7	10—11,5 11—13
15Х12ВНМФ	0,12-0,18	<0,4	0,5-0,9	
18Х11МНФБ	0,15-0,21	<0,6	0,6—1	10-11,5 11—13
14Х12В2МФ	0,10-0,17	<0,5	0,5-0,8	

Марка стали	N1	Мо	W. Nb	V
08X13			—	
12X13	—	—	—		
20X13	—	—	—	—
30X13		—		—
40X13			—		—
15X11МФ			0,6—0,8			0,25-0,4
15Х12ВНМФ	0,4-0,8	0,5—0.7	0,7—1,1 W 0,2-0,45 Nb	0,15-0,3
18Х11МНФБ	0,5-1	0,8-1,1		0,2—0,4 0,15—0,3
14Х12В2МФ	—	0,6-0,9	1,7-2,2 W	

которое повышение прочности В табл. 28, 29 приведены составы,
свойства и назначение некоторых коррозионно-стойких и жаро-
прочных мартенситных и мартенситно-ферритных сталей на базе
легирования 10—14% Сг

Помимо рассмотренных, наиболее распространенных высоко-
хромистых сталей, содержащих 10—14% Сг, находят применение
как коррсзионно-стойкие стали с более высоким легированием
хромом — это ферритно-мартенситные на базе 17% Сг и феррит-
ные на базе 25—28% Сг

Стали с 17% Сг по сравнению со сталями, содержащими
-12% Сг, имеют более высокую коррозионную стойкость против
коррозии в атмосфере и в некоторых химически активных средах,
например в азотной кислоте Поэтому 17%-ные хромистые стали
иногда применяют взамен более дорогих и дефицитных хромо-
никелевых аустенитных

Структурное состояние и свойства 17%-ных хромистых сталей
зависит от содержания в них углерода и других легирующих
элементов Чистый сплав железа с 17% Сг — однофазный фер-
ритный Практически однофазное a-состояние сохраняется при
содержании в стали до 0,04% С. На таких сталях нагрев и за-
калка с температур вплоть до 1200°С не связана с перекристал-
s

Таблица 29

Термическая обработка, свойства и назначение сталей с 10—14% Сг [3, 26)

Марка стали	Термообработка •		”...		Ч>. %		Назн ачен не
		кге/мм*				кге см/см*	
08X13  12X13  20X13  40X13	3 — 1000—1050° С. М  О-700-800° С. М  3-1000—1050° С. В, М О —700-790°С, В, М 3— 1000—1050°С, В,М О-660-770’С. В.М 3 — 1000—1050’С.М О-200-300° С. В. М	>55  >60  >66	>40  >42  >45	>20  >20  >16  'вердость > 5	>60  >60  >55  0	>10  >9  >8	Коррозионно стой- кая для сернистых газов и других сред до 500°С То же „  Коррозионно-стой- кая для разных ин- струментов и пру жнн
15X11МФ	3 — 1050—1100° С, В 0 - 680-750° С, В	70—85	50-75	20-15	65-55	15-7	Жаропрочная до 550° С для деталей турбин  Жаропрочная до 580° С для деталей турбин  Жаропрочная до 580ь С для литых конструкций  Жаропрочная до 630s С для тр\б
18Х11МНФБ	3 - 1100-1150° С. В О-650 -750° С, В	70-95	50-80	23-12	65-55	15-6	
15Х12ВНМФ	3 - 1100° С. В О-680-710° С. В	80-90	68—75	15-13	60—57	10-6	
14Х12В2МФ	3 — 1020—1050° С, В О— 720—730° С. В	70-75	50-60	25-17	70-48	22-6	

• 3 — закалка. О отпуск В — воздух. М — масло.
лизацией Однако при более высоком содержании в стали yi лерода
при нагреве появляется а —> у-превращение, и после охлаждения
в структуре кроме основного феррита может образоваться мартен-
сит. В связи с этим 17%-ные хромистые стали могут быть фер-
ритными или полуферритными

Полуферритная 17%-ная хромистая сталь, содержащая ~0,1 %
С, может быть превращена в ферритную, если в нее ввести доста-
точное количество титана для связывания имеющегося углерода
в карбиды Такое количество титана отвечает примерно пяти-
кратному содержанию углерода

Для повышения прочности 17%-ных хромистых сталей без
ощутимой потери пластичности и вязкости их легируют неболь-
шими количествами никеля при низком содержании углерода.
В таких сталях никель расширяет у-область и обусловливает
появление у превращения с образованием после охлаждения
низкоуглеродистого мартенсита с повышенной прочностью и до-
статочно вязкого

Отличительной особенностью ферритных 17%-ных хромистых
сталей является их высокая склонность к росту ферритного зерна
при нагреве. Поэтому для этих сталей при технологических опе-
рациях избегают высоких нагревов, их оптимальная термообра-
ботка — отжиг при 760—780° С Для сталей этого типа ферритно-
мартенситных, содержащих никель, нагрев при закалке до 1000—
1050° С. Особенно опасен для высокохромистых 17%-ных сталей
нагрев при температурах ~500° С в связи с развитием так называ-
емой 475-градусной хрупкости, природа которой еще невполне ясна.

Хромистые ферритные стали практически не пригодны для
работы при низких температурах, так как у них пороговая тем-
пература перехода в хрупкое состояние лежит, как правило,
выше 0° С При повышенной температуре (100—200° С) ударная
вязкость этих сталей высокая (табл. 30). Особенно способствует

Таблица 30

Ударная вязкость 17%-иых хромистых сталей

Марка	Содержание. %			Ударная вязкость он. кге м/см’		Термообработка	НВ
	с	TI	Ni	+	Ь		
12X17	0,13	—	—	15,7	24,7	Отпуск при 760° С 1 ч	200
12Х17Т	0,13	1,34	—	1,4	>37	Отпуск при 760° С 1 ч	180
14Х17Н2	0,15	-	2,1	12	-	Закалка при 1030° С в масле, отпуск при 580° С	321-375
понижению ударной вязкости рост ферритного зерна при нагреве.
Ударная вязкость полуферритных сталей, например, 17%-ных
хромистых, содержащих никель, после закалки и отпуска значи-
тельно выше, чем у чисто ферритных В связи с этим ударная
вязкость сталей, содержащих титан, делающий сталь чисто фер-
ритной, ниже, чем у сталей, не содержащих титана

Дальнейшее повышение сопротивления окислению и коррозии
в ряде химических активных сред наблюдается в стали с более
высоким содержанием хрома — 25—28% Эти стали чисто фер-
ритные, даже при наличии в них —0,1 % С Такое фазовое состо-
яние стали определяет ряд свойств Прежде всего необходимо
иметь в виду низкую вязкость этих сталей Их температура пере-
хода в хрупкое состояние лежит выше комнатной температуры,
поэтому при +20° С их ударная вязкость очень невелика и может
достигать немногим более 1 кгс м/см2

Склонность к росту зерна при нагреве и уменьшение в связи
с этим вязкости и пластичности после охлаждения требует про-
ведения всех операций деформирования при повышенной темпе-
ратуре выше порога хладноломкости (выше 100° С) Попытки
уменьшить склонность ферритных высокохромистых сталей к росту
зерна за счет легирования их церием, кальцием, бором не дали
практически значимого эффекта Некоторое уменьшение склон-
ности к росту зерна в сталях с 25—28% Сг достигнуто при легиро-
вании стали азотом и никелем за счет образования небольших
количеств у-фазы

Высокохромистые стали рассматриваемой группы обнаружи-
вают повышенную склонность к 475-градусной хрупкости и меж-
кристаллитной коррозии после нагрева до температуры выше
900° С. Эта склонность к коррозии по границам зерен связана
с образованием при нагреве карбидов хрома по границам зерен
и обеднением в связи с этим пограничных участков зерен хромом
Пониженное содержание хрома на границах зерен приводит к их
повышенному поражению коррозией. Определенное значение мо-
жет также иметь наличие по границам зерен материалов с отли-
чающимися электрохимическими свойствами — карбидов и фер-

Таблица 31

Составы высокохромистых полуферритных и ферритных сталей, %

Марка	с	Si	Ми	Сг	Ni	Ti
12X17	<0,12	<0,8	<0,8	16-18	—	—
08X17Т	<0,08	<0,8	<0,8	16-18		5Х%С; СО,8
14Х17Н2	0,11-0,17	<0.8	<0,8	16—18	1,5—2,5	—
15Х25Т	<0,15	<1	<0,8	24-27			5Х%С; <0,8
15X28	<0,15	<1	<0,8	27—30	—	—
Таблица 32

Термическая обработка, свойства и назначение
высокохромистых полуферритных и ферритных сталей

Марка	Термообработка	°в | °0.2		6 | м>			Назначение
		кгс/мм"		%			
12X17	Отжиг при 760— 780° С	40	25	20	50	-	Кислотостойкая с малыми нагрузками
08X17Т	Отжиг при 760-- 780° С	45		15		4	Для коррозионно- стойких конструк- ций без ударных нагрузок Высокопрочная коррозионно-стой- кая, до 400°С
14Х17Н2	Закалка с 1000— 1050°С, М  Отпуск при 275— 350° С, охлажде- ние на воздухе	ПО	85	10	30	5	
15Х25Т	Отжиг при 740— 780° С, охлажде- ние в воде	43	—	15		2	Особо кислотостой- кая без нагрева; жаростойкая без
15X28	Отжиг при 680— 720° С, охлажде- ние в воде	45	30	25	45		нагрузок

рита. Сконность к межкристаллитной коррозии устраняется вве-
дением в сталь титана в количестве в 5 раз большем, чем содержа-
ние углерода для связывания углерода и предотвращения обра-
зования карбидов хрома на границах зерен.

Составы, термообработка, свойства и назначение высокохро-
мистых полуферритных и ферритных сталей приведены
в табл. 31, 32.

ОСОБЕННОСТИ СВАРКИ

Сварка высокохромистых сталей всех трех рассматриваемых
групп связана с рядом трудностей, определяемых их свойствами
и особенностями процессов, протекающих при нагреве и охлажде-
нии, их фазовым и структурным состоянием.

Высокохромистые стали, как и другие высоколегированные,
имеют значительно более низкую теплопроводность, чем угле-
родистые и низколегированные Это приводит к возникновению
в зоне сварки более высокого градиента температур и вследствие
этого повышенного уровня временных и остаточных сварочных
напряжений.

Стали, содержащие ~12—14% Сг, являются мартенситными.
Мартенситное превращение в этих сталях имеет две особенности,
отрицательно влияющие на образование холодных трещин при
сварке При охлаждении сталей с температур нагрева полностью
или даже частично до аустенитного состояния мартенситный
распад происходит в широком интервале скоростей охлаждения,
что обусловливает обязательное образование в ЗТВ полностью
мартенситной структуры, иногда даже с некоторым количеством
аустенита (повышенное содержание углерода, легирование нике-
лем) или феррита (стали с низким содержанием углерода, легиро-
ванные ферритообразующими элементами)

Другая особенность мартенситного превращения, обусловли-
вающая повышенную склонность к образованию холодных трещин
в ЗТВ, состоит в том, что мартенситный распад происходит при
пониженных температурах (—150° С), исключающих протекание
процессов самоотпуска. Образующийся в этих условиях мартенсит
имеет повышенный уровень микронапряжений, повышенную плот-
ность дислокаций, оказывающихся заблокированными, и поэтому
имеет повышенную хрупкость.

Еще одна особенность сталей мартенситного класса осложняет
технологические условия сварки. В связи с тем, что мартенситные
и в том числе жаропрочные высокохромистые стали являются
термически улучшаемыми и используются после закалки и высо-
кого отпуска, участки ЗТВ, нагревавшиеся при сварке до темпе-
ратуры, близкой к разупрочняются Такое разупрочнение
не может быть ликвидировано последующей после сварки простой
термообработкой — отпуском — и требует сложной, двойной,
термообработки — нормализации с отпуском Однако не во всех
случаях такое разупрочнение оказывается недопустимым. Так же
как и при сварке термически улучшенных углеродистых и низко-
легированных сталей, при определенных размерах оно может не
сказаться на агрегатной прочности в связи с эффектом контакт-
ного упрочнения.

На степени разупрочнения при сварке участков ЗТВ терми-
чески улучшенных мартенситных сталей сказывается температура
отпуска, которому подвергался после закалки свариваемый ме-
талл Поскольку для этих сталей применимы разные отпуски
(250—300° С, 600—700° С и 740—760° С) в зависимости от требу-
емой твердости, прочности и вязкости, для сварных изделий
следует предпочитать наиболее высокоотпущенную сталь, так
как в этом случае будет наименее заметным разупрочнение ЗТВ.

Для 17% и особенно 25%-ных хромистых полуферритных
и ферритных сталей сильно ограничивает возможность и услож-
няет технологию сварки быстропротекающий рост ферритного
зерна при нагреве в ЗТВ и отсутствие практической возможности
каким-либо путем измельчить это зерно после сварки, поскольку
ферритные стали не претерпевают перекристаллизации в связи
с отсутствием а у-превращения Сильный рост ферритного
зерна приводит к значительному охрупчиванию ЗТВ ферритных
сталей при сварке
Повышение хрупкости ЗТВ у высокохромистых сталей может
быть связано и с др^тими явлениями — развитием хрупкости
в участках, нагревавшихся до температуры 450—500° С, и вы-
делением по границам зерен карбидов Выделение карбидов хрома
по границам зерен в участках ЗТВ, нагревавшихся до темпера-
туры 900° С и несколько выше, обусловливает понижение их
стойкости против межкристаллитной коррозии Устранение этого
недостатка достигается использованием для сварки высокохро-
мистых сталей, легированных титаном или ниобием, которые
связывают углерод в стойкие карбиды При сварке сталей, не
содержащих титана или ниобия, устранение склонности сварных
соединений к межкристаллитной коррозии достигается термо-
обработкой, восстанавливающей стабильное состояние участков
границ зерен

Хотя высокохромистые стали можно сваривать различными
способами сварки, общим условием является использование техно-
логии с наименее интенсивным тепловым воздействием сварочного
источника теплоты на участки ЗТВ При сварке мартенситных
сталей это уменьшает размер мартенситной зоны При наличии
в этих сталях феррита и при сварке полуферритных и ферритных
сталей это ограничивает рост зерен феррита и снижает эффект
охрупчивания ЗТВ

Низкая теплопроводность хромистых сталей и вредное влияние
повышенного градиента температур в ЗТВ — фактор неблаго-
приятный Чтобы уменьшить температурный градиент в ЗТВ,
который может быть особенно заметным при сварке с малым
тепловложением, хромистые стали перед сваркой, как правило,
необходимо подогревать Температура подогрева хромистых ста-
лей перед сваркой должна быть разной для разных сталей При
сварке мартенситных сталей для уменьшения опасности возникно-
вения холодных трещин подогрев должен быть высоким (~360° С)
Такой подогрев уменьшает скорость охлаждения после сварки,
снижает уровень сварочных напряжений и способствует протека-
нию мартенситного распада в более благоприятных условиях
Однако этого мероприятия при сварке мартенситных высоко-
хромистых сталей может оказаться недостаточно для предотвра-
щения образования холодных трещин

Вследствие отмеченных ранее особенностей мартенситного пре-
вращения у этих сталей холодные трещины могут возникать сразу
же после сварки или даже в процессе охлаждения Чтобы предот-
вратить их появление, охлаждение после сварки следует за-
держать на уровне температуры мартенситного превращения —
при 100—150° С и выдержать при этой температуре определенное
время, определяемое составом стали, прежде всего содержанием
в ней углерода и массой (толщиной) сваривавшегося изделия.
В этом случае не только мартенситное превращение протекает
в более благоприятных условиях и мартенсит оказывается менее
хрупким, но также уменьшается количество остаточного аусте-
нита Уменьшение количества остаточного аустенита при таком
режиме охлаждения может снизить несколько вязкость металла
в ЗТВ в состоянии после сварки

Все сварные соединения мартенситных сталей после сварки
обязательно подвергают высокому отпуску для снятия напряже-
ний, распада мартенсита и общего повышения вязкости Сохране-
ние перед этой операцией отпуска остаточного аустенита может
привести к его распаду при отпуске и ухудшению вязкости От-
пуск сварных соединений высокохромистых сталей назначают

Таблица 33

Условия сварки высокохромистых сталей

Марка стали	1 || &8	11	и  8 е  § с	ЗТВ  сварки		Термообработка •	ЗТВ после термооб работки	
				НВ			НВ	~s
08X13	+5  +5	<10  >10	150	250	1		200	1
20X13	+ 10	Все толщины	300	500	2	Отпуск при 660-770° С (20X13)	200	3
30X13  40X13						Отпуск при  2оо-зоо*с	500	
15X11МФ 15Х12ВНМФ 18Х11МНФБ 14Х12В2МФ	+ 10	Все толщины	300- 350	500	2	Отпуск при 650-750° С	250	4
12X17 15X28	+10	<10  >10	150— 200	300	1	Отжиг при 760-780* С с ускоренным охлаждением **  Отпуск при 700-750° С	200	1
08Х17Т  15Х25Т	+10	<10  >10	150—  200	350	1	Отпуск при 700—750° С	200	1
(до температуры 680—760° С) в зависимости от состава сварива-
емой стали и металла шва более низкая температура отпуска —
для сталей без дополнительного легирования карбидообразу-
ющими элементами, более высокая — для сталей со значительными
количествами молибдена, вольфрама, ванадия.

Как правило, мартенситные жаропрочные стали сваривают
с присадочными материалами, обеспечивающими металл шва,
по составу и свойствам близкий к основному. В этом случае
должны соблюдаться все отмеченные выше условия сварки
Иногда для монтажных или ремонтных условий, где проведение
термообработки связано с большими трудностями, для сварки
можно применять аустенитные присадочные материалы (см гл. XI).

Сварка ферритных и полуферритных высокохромистых сталей
с 25 и 17% Сг, а также стали 08X13 имеет особенности, связанные
с ростом ферритного зерна в ЗТВ и значительным охрупчиванием
этих участков Пониженная теплопроводность, требующая подо-
грева для уменьшения температурного градиента, с одной стороны,
и необходимость ограничения тепловложения — с другой, при-
водят к тому, что при сварке ферритных и полуферритных высоко-
хромистых сталей температура подогрева существенно ниже, чем
при сварке мартенситных и ограничивается — 150° С При малых
толщинах свариваемого металла и положительных температурах
окружающего воздуха сварка возможна иногда и вовсе без подо-
грева.

Рост ферритного зерна в ЗТВ при сварке ферритных и пол>-
ферритных высокохромистых сталей и охрупчивание этих уча-
стков неизбежны. Для их ограничения следует максимально
уменьшать тепловложение при сварке

Одновременно с ростом зерна в ЗТВ у сталей, не содержащих
титана или ниобия, снижается устойчивость против межкристал-
литной коррозии В связи с этим сварные изделия, работающие
в условиях воздействия коррозионно-активных сред, для восста-
новления устойчивости против межкристаллитной коррозии
должны подвергаться термообработке — длительному нагреву
(отжигу), при температуре —760—780° С с последующим уско-
ренным охлаждением Такой нагрев приводит к выравниванию
концентрации хрома по зерну, восстановлению концентрации
хрома в приграничных участках зерен Ускоренное охлаждение
предотвращает возможность образования карбидов и развития
475-градусной хрупкости Если изделие работает в условиях
отсутствия коррозионно-активных сред, достаточен обычный вы-
сокий отпуск при 700—750° С

Сварка ферритных и полуферритных высокохромистых сталей,
содержащих титан и ниобий в указанных количествах, не связана
с развитием склонности к межкристаллитной коррозии В этом
случае после сварки даже для изделий, работающих в условиях
воздействия коррозионно-активных сред, применяют указанный
высокий отпуск Снижение вязкости металла ЗТВ за счет роста
ферритного зерна происходит и в этих сталях

Условия сварки мартенситных, полуферритных и ферритных
высокохромистых сталей приведены в табл. 33, некоторые харак-
терные микроструктуры ЗТВ — на рис 96 Рассмотренные труд-
ности сварки высокохромистых сталей, низкая вязкость металла
ЗТВ ограничивают применение этих материалов в сварных кон-
струкциях и изделиях.
Глава X

ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫ Е
хромоникелевые стали и их
СВАРКА

Сплавы на основе железа с высоким содержанием хрома и ни-
келя относятся к особой группе сталей с комплексом свойств,
принципиально отличающихся от свойств обычных углеродистых
низко- и среднелегированных сталей Никель, существенно ста-
билизирующий у-фазу, расширяет температурную и концентра-
ционную область ее существования, снижает критическую ско-
рость охлаждения при закалке. При легировании стали одно-
временно большим количеством никеля (более 8%) и хрома (более
18%) критическая скорость охлаждения снижается настолько,
что сталь даже при очень медленном охлаждении сохраняет пере-
охлажденный аустенит При этом снижение температуры начала
мартенситного превращения ниже комнатной приводит к сохра-
нению аустенитного состояния таких сталей до комнатной и при
определенных условиях — ниже комнатной температур.

Однако в реальных высоколегированных хромоникелевых ста-
лях, содержащих углерод и другие элементы, фазовое состояние
как при нагреве, так и после охлаждения может быть более слож-
ным. При этом во всех случаях основой обеспечения свойств
является наличие полностью или преимущественно аустенитного
состояния сплава в условиях эксплуатации

Первоначально высоколегированные хромоникелевые стали по-
явились как нержавеющие, кислотостойкие, когда было устано-
влено, что легирование стали свыше 6% Ni резко облагораживает
электрохимический потенциал, а одновременное присутствие
свыше 12% Сг способствует проявлению защитных свойств окис-
ной пленки, образующейся на поверхности металла, хром оказы-
вает также определенное положительное влияние и на сдвиг
в положительную сторону электрохимического потенциала стали.
Так возникла широко известная классическая коррозионно-
стойкая сталь 18-8, содержащая 18% Сг и 8% Ni.

В дальнейшем на основе изучения связи строения и фазового
состояния подобных сталей со свойствами появились другие
высоколегированные хромоникелевые стали с более высокой кор-
розионной стойкостью в особо химически активных средах. По-
добные высоколегированные стали с аустенитной основой имеют
высокие жаропрочность и хладостойкость. Отдельное место
занимают высоколегированные хромоникелевые высокопрочные
стали Хромоникелевые стали широко применяют в сварных
конструкциях и изделиях в разных отраслях промышленности
Свойства таких сталей, их коррозионная стойкость, жаропроч-
ность, хладостойкость, свариваемость, технологичность при де-
формации и резании зависит от химического состава сталей, их
фазового и структурного состояния

ФАЗОВОЕ И СТРУКТУРНОЕ СОСТОЯНИЕ

Из диаграммы на рис 97 видно, что тройные сплавы Fe—
Ni—Сг при содержании 8% Ni и до 20% Сг при нагреве должны
претерпевать а —»у-превращение. Однако для этих сплавов воз-
можен перегрев до у + a-состояния Температура такого перегрева
тем ниже, чем больше в стали содержится хрома. Для сплавов,
содержащих более 22% Сг, чистой у-фазы при нагреве не обра-
зуется, и может быть только смесь у + а. Максимальное содер-

жание хрома, при котором можно осуществить нагрев до чистого
у-состояния, тем больше, чем больше содержание в стали никеля.
Точно так же температура перегрева, при которой сплав переходит
в у + a-область, тем выше, чем больше в стали содержится никеля.

Естественно, что если при нагреве достигнуто полностью
у-состояние, при охлаждении с достаточной скоростью может
быть зафиксирован аустенит и получена полностью аустенитная
сталь, если температура М„ лежит ниже комнатной (температура
конца охлаждения), либо мартенситная, если температура Мк
лежит выше комнатной, либо аустенитно-мартенситная, если Ми
находится выше комнатной, а Мк — ниже

Температура начала Ми и конца AfK мартенситного превра-
щения сильно зависит от содержания никеля в стали (рис. 98).
Для двойных железоникелевых сплавов это иллюстрируется на

рис 98, а, для хромоникелевых —
влияние никеля и хрома на Мн
представлено на рис. 98, бив.
Большое влияние на понижение
температуры мартенситного пре-
вращения оказывают и другие
легирующие элементы — углерод
и азот (рис. 98, г), марганец
и кремний У высоколегирован-
ных хромоникелевых сталей тем-
пература мартенситного превра-
щения лежит в области отрица-
тельных значений 0 ч-100° С и
даже ниже в зависимости от
состава стали. Таким образом,
переохлажденный до +20° С
аустенит может быть при опреде-
ленном составе стали стабильным и нестабильным и претерпевать
при определенных условиях мартенситное превращение. Этими
условиями могут быть охлаждение при закалке до пониженных
температур (температур мартенситного превращения) и холодная
пластическая деформация при положительной температуре

Большое значение для свойств рассматриваемых сталей имеют
превращения, протекающие при нагреве и, соответственно, полу-
чаемое фазовое состояние после охлаждения Хром сильно увели-
чивает устойчивость a-состояния стали, настолько сильно, что
даже при содержании в стали значительных количеств никеля
область существования у-состояния оказывается замкнутой и
окруженной a-фазой В этих условиях (см. рис. 97) в сталях со
значительным содержанием хрома при нагреве возможны две
схемы фазовых превращений Для сплавов, находящихся в кон-
центрационной области замкнутой петли у-фазы, нагрев в интер-
вале температур существования одной у-фазы должен привести
к полной перекристаллизации а —> у, с получением после охла-
ждения аустенитного состояния, стабильного или нестабильного,
с мартенситом или без мартенсита или полностью мартенситного
состояния в зависимости от условий охлаждения и состава стали.
Однако при нагреве этих же сталей до более высоких температур
можно достигнуть а -|- у-область (см. рис. 97). По существу эта
a-фаза будет высокотемпературным 6-ферритом. При охлаждении
таких сплавов должно произойти обратное превращение а —♦ у
при высокой температуре. Увеличение содержания хрома или
других стабилизирующих феррит-элементов приводит к тому,

7	Л С Лившиц	193
что сталь становится ферритно-аустенитной, отвечающей двух-
фа<ной а -I у-области на диаграмме рис 97 Количество феррита
в такой стали зависит от соотношения содержания суммы аусте-
нитообразующих (Ni, С, Мп, N) и ферритообразующих элементов
(Сг, Мо, W, V и др.) и может быть приближенно оценено по диаг-
рамме на рис 93. Для таких сталей нагрев приводит к образова-
нию а + у-фаз и охлаждение сохраняет в структуре наряду
с аустенитом или продуктами его превращения и определенное,
соответствующее составу, количество феррита.

Феррит в рассматриваемых сталях оказывает определенное
влияние на свойства Отличаясь более низкой пластичностью,
чем аустенит, он осложняет процессы обработки, способствуя
появлению надрывов В прокатанном металле феррит раскаты-
вается в слои-строчки, обусловливающие анизотропию свойств
вдоль и поперек направления проката металла. Феррит — заметно
более хрупкая составляющая, чем аустенит, поэтому он ухудшает
вязкость стали Феррит отрицательно влияет на жаропрочность.
В связи с отрицательным влиянием феррита на технологические
и другие свойства аустенитных сталей его количество регламенти-
руется Обычно для сохранения удовлетворительной деформиру-
емости допускают до 25% феррита Регулируют количество фер-
рита в основном соотношением содержания в сталях хрома и
никеля. Так, стали типа 18-8 в пределах содержания в них леги-
рующих элементов и углерода могут содержать 0—30% феррита.
Стали типа 25-20 полностью аустенитные.

Феррит в литых сталях, в том числе и сварных швах, в опре-
деленных количествах играет положительную роль. В литом
металле ферритные выделения обычно находятся по границам
аустенитных зерен и тем самым ограничивают рост аустенитного
зерна, способствуя получению мелкозернистой стали и повышению
свойств.

Большое влияние на количество феррита и стабильность
аустенита оказывает содержание и состояние углерода в стали.
Углерод сильно расширяет у-область и стабилизирует аустенит.
Однако, если углерод в Сг — Ni-сталях связан в карбиды (хрома
или других элементов), а не растворен в аустените, он теряет
свое значение как аустенитизатор. При этом понижается ста-
бильность образующегося аустенита, и сталь из области аустенит-
ных перейдет в область аустенитно-ферритных. Чтобы сохранить
аустенитизирующее действие углерода, нагрев под закалку и
условия охлаждения должны обеспечить растворение карбидов
и фиксацию углерода в растворе.

Неблагоприятное влияние на свойства хромоникелевых вы-
соколегированных сталей может оказывать о-фаза, которая обра-
зуется при длительных нагревах в интервале температур 600—
900° С в сталях с повышенным содержанием хрома и феррито-
образующих элементов. Преимущественно о-фаза выделяется из
a-фазы, однако наличие трехфазной области а + у -f- а свиде-
194
Таблица 34

Составы и свойства некоторых промышленных
хромоникелевых высоколегированных сталей

Марка стали	Содержание, %								
	С	Si	Ми		Сг	N1	Другие элементы		
08Х18Н10	«0,08	СО,8	1-1,2		17-19	9-11			
12Х18Н10Т	«0,12	«0,8	1-2		17-19	9-11	Ti > (С - 0,02) до 0,7		
12Х18Н12Т	«0,12	«0,8	1,2-2		17-19	11—13		То же	
08Х18Н12Б	«0,08	«0,8	1-1,2		17-19	11-13		Nb > 8С, до 1,2	
10Х14Н14В2М	«0,15	«0,8	СО,7		13-15	13-15	W = 2-2,75, Мо = 0,45-0,6		
20Х23Н18	«0,2	«1	«2		22-25	17-20			
05Х23Н28МЗДЗТ	0,06	«0,8	«0,8		22-25	26-29		II II II ш	
09Х14Н19В2БР1	0,07— 0,12	СО,6	1—1,2		13—15	18—20		W = 2—2,75;  Nb= 0,9-1,3	
								В С 0.005; Се С 0,02	
10Х17Н13М2Т	«0,1	«0,8	1-1,2		16-18	12-14		Мо = 1,8-2,5; Ti = 0,3-0,6	
03Х17Н14М2	0,03	«0,4	1-1,2		16-18	12—14		Мо =	1,8-2,5
			Механическцр свойства						
Марка стали	Закалка при темпера*		•• 1			• \		1 *	НВ
			кгс/ыы*			Го			
08Х18Н10	1050-1	100	48	20		40		55	
12Х18Н10Т	1050-1	080	52	20		40		55	«180
12Х18Н12Т	1050-1100		55	20		40		55	«170
08Х18Н12Б	1050-1100		50	18		40		55	
10Х14Н14В2М	1040—1070		55	22		35		—	«175
20Х23Н18	1100-1150		50	20		35		50	—
05Х23Н28МЗДЗТ	1000—1080		55	20		30		—	—
09Х14Н19В2БР1	1100-1	1150	55	22		35		50	«200
10Х17Н13М2Т	1050—1100		52	22		40		55	—
03Х17Н14М2	1050—1100		52	22		40		55	-
тельствует о том, что о-фаза может выделяться и из у-фазы
В хромоникелевых сталях a-фаза представляет собой сложное
интерметаллическое соединение на базе железа и хрома Она
значительно снижает вязкость стали и способствует ее упрочне-
нию, в том числе и при повышенных температурах (табл. 34).

ХЛАДОСТОЙКИЕ, ЖАРОПРОЧНЫЕ,
КИСЛОСТОЙКИЕ И ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СТАЛИ

На высоколегированных сталях с аустенитной основой может
быть достигнуто сочетание особых свойств: жаропрочности, кисло-
стойкости, хладостойкости и высокой прочности, значительно
превышающих по своим показателям аналогичные характеристики
низко- и среднелегированных сталей и высоколегированных хро-
мистых. Такая особенность свойств связана прежде всего с осо-
бенностями аустенитной основы, а также со свойствами низко-
углеродистого «никелевого» мартенсита. Особенности аустенитной
основы сталей связаны с двумя определяющими обстоятельствами:
кристаллическим строением с системой расположения атомов
в решетке гранецентрированного куба и высокой степенью леги-
рования — сумма легирующих элементов не ниже 25—30%.
Наличие ГЦК-решетки обеспечивает высокую пластичность и
вязкость материала. Высокая степень легирования, всегда значи-
тельно превышающая критическую величину отношения Ме/С,
обеспечивает упрочнение твердого раствора основы и низкий
коэффициент диффузии в ней углерода и легирующих элементов.

У металлов и сплавов с ГЦК-решеткой по сравнению с метал-
лами, имеющими ОЦК-решетку, вязкость значительно выше.
Имеются различные предположения о причинах этого явления.
Наиболее вероятным в последнее время считают то, что металлы
с ГЦК-решеткой значительно меньше, чем металлы с ОЦК-решет-
кой чувствительны к влиянию примесей, особенно примесей,
дающих растворы внедрения, на блокировку дислокаций. Даже
незначительные количества примесей — углерода, азота, кисло-
рода и др., всегда имеющиеся в технических и промышленных
металлах, находясь в ОЦК-решетке, существенно деформируют ее
и тем самым создают энергетические препятствия перемещению
дислокаций. При этом сильно понижается способность материала
к деформированию. Такое влияние примесных атомов на дефор-
мируемость особенно заметно на ОЦК-металлах при пониженных
температурах. Наряду с этим те же примеси в ГЦК-металлах
не вызывают столь больших искажений, и деформируемость этих
материалов сохраняется при охлаждении высокой.

Хладостойкие стали. Указанная особенность сплавов с ГЦК-
решеткой служит основой получения высокой хладостойкости
аустенитных сталей. Таким образом, главным условием получения
высокой хладостойкости аустенитных сталей является сохранение
196
стабильно аустенитного со-
стояния при низких темпе-
ратурах и при деформации

В аустенитных хромо-
никелевых сталях темпе-
ратура мартенситного пре-
вращения лежит ниже
—100° С и зависит от со-
става стали. В связи
с этим в хладостойких
аустенитных сталях содер-
жание аустенитообразу-
ющих и ферритообразу-
ющих элементов должно
быть таким, чтобы тем-

Температ ура деформации

пература начала мартен- Рис. 99. Влияние степени деформации (% на крн-
СИТНОГО превращения всег- вых) И температуры на количество мартенсита
К. .„о	в ста и 12XI8HЮТ, закаленной с 1050’С в воде

Да была Заметно ниже (/) и после закалки дополнительно стабилизиро.
рабочей температуры ме- минов при 800°с 100 ’(//) [в]
талла. Вводимые иногда

в хладостойкие стали для повышения прочности карбидообразу-
ющие элементы (молибден, титан и др.) ие должны обеднять
твердый раствор углеродом настолько, чтобы сталь перешла в не-
стабильно аустенитное состояние при низкой рабочей температуре.
Карбидные выделения и примесные атомы могут понизить
хладостойкость и в том числе, если они сосредоточатся на границах
зерен. В этом случае большое количество атомов примесей на
границах зерен может даже в аустенитной стали с ГЦК-решеткой
привести к значительным искажениям и понизить деформируемость

и вязкость пограничных участков.

В связи с таким возможным отрицательным влиянием карбид-
ных выделений и неравномерного распределения по зерну при-
месных атомов наилучшей термообработкой рассматриваемых
хладостойких сталей может быть закалка на гомогенный аустенит.
Если имеется в виду повышение прочности за счет создания дис-
персной карбидной фазы, применяют строго регламентированное
старение — отпуск. Эта обработка и легирование стали не должны
вызвать неблагоприятной сегрегации по границам зерен примесей
и не должны стимулировать активного карбидообразования На-
грев ЗТВ при сварке способен вызвать понижение их хладо-
стойкости.

Превращение аустенита в мартенсит может иметь место при
пластической деформации, особенно, если деформация эта проис-
ходит при пониженных температурах. Такой распад аустенита
под влиянием деформации при низкой температуре может иметь
место там, где одно охлаждение не вызвало бы превращения
у —»а. Поэтому хладостойкие стали должны иметь запас аусте-
нитности при данной низкой рабочей температуре, рассчитанной
Таблица 35

Свойства при низких температурах
некоторых высоколегированных хромоникелевых сталей (14]

Марка стали	обработка	Темпе- ратура испы-	ав | ’т	б	1 *	кгс м/см'
			кгс/мм'	%		
08Х18Н10 *	Горяче-	4-20	63	23	60	70	19-20
	катаная		— —	—	—	18-30
		—78	— _	—	—	18-30
		—196	144	40	43	45	10
		-253	171	41	48	43	10
12Х18Н10Т	То же	+20	76	—	47			29
		—40	94	—	42	—	31
		-75	113	-	38	—	32
		-183	162	—	33	—	29
08Х18Н12Б **	То же	+20	64	26	62		11—15
		—70	98	31	53	—	10-17
		—196	137	35	42	—	11—14
		—253	161	45	40	—	8
20Х23Н18	То же	+20	65	38	53	50	16
		—100	85	53	37	50	12
		-195	100	—	42	28	11
20Х23Н18	Закалка	+24	67	32	60	65	
	на аусте-	-195	ПО 59	54	54	12
	нит	-254	124	81	56	61	
* В холодиодеформироваином		состоянии	ан —8 кгс. м/см' от		4-20 до —78° С	
После отпуска при 600° С 100 ч а„		~ 2 кгс м/см' при —196°		С.		
•° ан на образцах с острым надрезом (тип IV).						

на дополнительное влияние деформации. Влияние термообра-
ботки, температуры и деформации на образование мартенсита
в стали 12Х18Н10Т иллюстрируется на рис. 99.

Характерным примером влияния деформации на мартенситное
превращение аустенита и снижение хладостойкости могут быть
аустенитные марганцовистые стали типа Г13 К. В. Попов
и В. Г. Савицкий показали, что меньшая хладостойкость марган-
цовистого аустенита, чем хромоникелевого, связана с высокой
его склонностью к мартенситному превращению при деформации,
сопровождающей разрушение.

Важное значение для хладостойкости аустенитных хромо-
никелевых сталей имеет мелкозернистость. Стали с мелким зерном
более хладостойки, чем с крупным. Значение, по-видимому, имеет
198
как увеличение протяженности границ зерен, так и рассредоточе-
ние примесных атомов (табл. 35).

Жаропрочные стали. Высокая вязкость основы высоколегиро-
ванных хромоникелевых сталей с ГЦК-решеткой использована
и в жаропрочных сталях этого типа. Благодаря высокой вязкости
основы представилась возможность значительного упрочнения ее
дисперсными или упругосвязанными с матрицей выделениями
карбидов или интерметаллидов. При этом высокая степень леги-
рования основы и низкий коэффициент диффузии в ней углерода
и легирующих элементов при нагреве до сравнительно высоких
температур делают дисперсное состояние упрочняющей фазы
устойчивым при нагреве, что обеспечивает сохранение прочности
и сопротивления деформированию при высоких температурах
С повышением температуры уменьшение скорости диффузии за счет
легирования уменьшается и резко начинает снижаться жаро-
прочность. Так, С. 3. Бокштейи отмечает, что легирование никеля
20% Сг снижает коэффициент диффузии хрома при 700° С в 20 раз,
а при 1000° С — всего в 2 раза. В связи с этим с повышением
температуры нагрева упрочненных дисперсными выделениями
жаропрочных сталей должна происходить их ускоренная коагу-
ляция, с чем необходимо считаться при оценке изменения жаро-
прочности ЗТВ при сварке.

Значение аустенитной основы в жаропрочных сталях связано
не только с ее более высокой вязкостью по сравнению с ферритной,
а и с тем, что при одинаковом легировании процессы диффузии
в аустените идут намного медленнее, чем в феррите. Об этом можно
судить по тому, что даже в чистом железе при температуре 910° С
(полиморфное превращение) скорость самодиффузии для а-железа
в 350 раз выше, чем для у-железа (С. 3. Бокштейн). Таким обра-
зом, наличие феррита в аустенитных сталях оказывается не-
благоприятным фактором. Феррит и с точки зрения технологич-
ности стали при операциях обработки давлением также неблаго-
приятен, так как затрудняет деформируемость и способствует
получению анизотропии свойств прокатанного металла.

В аустенитных сталях холодная деформация определяет воз-
можность протекания у —»a-превращения в недостаточно ста-
бильной основе Кроме того, аустенит под влиянием холодной
деформации упрочняется значительно сильнее, чем феррит.
В жаропрочных аустенитных сталях деформация как холодная,
так и при повышенных температурах стимулирует выделение
упрочняющей дисперсной фазы.

Таким образом, аустенитные жаропрочные стали могут быть
трех типов. 1) стали, в которых используется только повышенная
жаропрочность высоколегированного аустенита, 2)стали с до-
полнительным карбидным упрочнением аустенитной основы и
3) стали с интерметаллидным упрочнением (или карбидно-интер-
металлидным) аустенитной основы Стали типа 1 — это обычно
низкоуглеродистые высоколегированные хромом и никелем;
стали типа 2 имеют повышенное содержание углерода и стали
типа 3 легированы специальными карбидо- и иптсрмсталлидо-
оэразующими элементами, молибденом, вотьфрамом, ниобием,
тиганом и др

Высокие жаропрочные свойства на аустенитных сталях дости-
гаются после специальной термообработки Для сталей типа 1 —
это закалка на аустенит, для сталей типов 2 и 3 — это закалка
и старение — отпуск Закалка при этом должна обеспечить рас-
творение углерода и легирующих элементов, а старение — вы-
деление их в дисперсной или упругосвязанной с матрицей формой
карбидов или интерметаллидов Сохранение этого состояния
упрочняющей фазы при последующих после старения технологи-
ческих операциях изготовления изделия, и в том числе при сварке,
является условием сохранения жаропрочности Само собой раз-
умеется, что эксплуатационный нагрев также не должен привести
к изменению состояния упрочняющей фазы Поэтому старение
после закалки обычно осуществляют при температуре, близкой
к температуре эксплуатации изделия (табл 36)

Кислостойкие стали. Высокое содержание хрома и никеля
в аустенитных сталях делает их стойкими против химической
и электрохимической коррозии Сопротивление коррозии этих

Таблица 36

Жаропрочность некоторых высоколегированных
хромоникелевых сталей [37]

Марка стали	Темпе ратура нспы-  °С	Предел дли- тельной прочности о, кгс/мм*		Предел ползу- чести о, кгс/мм*		времен-  ннях О0 2
		10* ч	10* ч	10-*. %/ч	10"*, %/ч	
08Х18Н10	700	4							7.5
	800	1.8	—	—	—	7
12Х18Н10Т	600			8	7,5			12
	700	5,4	3.5	—	—	12
12Х18Н12Т	600	13,5	10	7,5		12
	700	5.4	3,5	—	—	12
10Х14Н4В2М	600	16	12	6,8	12,5	14
	700	7	5	—	—	12
20Х23Н18	700	6	3,5	3.5	4,5	19
09Х14Н19В2БР	600	19	15			—	13
	700	11	7	—	—	11
сталей зависит от их фазовой и структурной однородности, а также
однородности по химическому составу, поскольку все эти факторы
определяют прежде всего электрохимическую однородность и на-
личие повсеместно необходимой концентрации легирующих эле-
ментов для обеспечения определенного электрохимического потен-
циала В связи с этим наличие в сталях карбидов хрома или других
легирующих элементов неблагоприятно для их коррозионной
устойчивости Это определяет использование закалки сталей на
гомогенный аустенит как оптимальной термообработки для повы-
шения коррозионной стойкости

Все коррозионно-стойкие аустенитные хромоникелевые стали
являются одновременно и жаропрочными и иногда применяются
для работы в химически активных средах при повышенных тем-
пературах Нагрев таких сталей способствует стабилизации их
фазового состояния и при наличии в сталях углерода и хрома —
выделению из твердого раствора карбидов хрома (стали
08Х18Н10, Х23Н12 и др ). Выделение этих карбидов происходит
в энергетически наиболее благоприятных участках — по границам
зерен Образование карбидных выделений по границам зерен
приводит к тому, что на границах вследствие появления второй
фазы увеличивается склонность к электрохимической коррозии
Кроме того, при образовании карбида на его создание с пригра-
ничных участков зерна уходит хром, приграничная область
объединяется хромом, и коррозионная стойкость в ней снижается
Процесс карбидообразования на границах зерен повышает в этих
зернах уровень микронапряжений

И, наконец, карбидные выделения на граничных участках
приводят к повышению в них хрупкости Эти процессы образова-
ния карбидных выделений по границам зерен могут происходить
при длительных эксплуатационных нагревах при повышенных
температурах В тех случаях, когда сталь работает только как
жаропрочный материал без коррозионно-активной среды, в ней
со временем снижается пластичность и вязкость Там же, где
имеется химически активная среда, в стали развивается склон-
ность к межкристаллитному коррозионному разрушению (меж-
кристаллитная коррозия — МКК).

Предрасположенность к МКК аустенитных сталей развивается
при нагреве в интервале температур 500—700° С. При достаточно
длительном нагреве на более высокие температуры — выше 800° С
на склонности к МКК начинает сказываться другой процесс —
диффузионное перемещение атомов хрома из глубинных участков
к обедненным хромом приграничным областям Обогащение при-
граничных участков зерен хромом повышает стойкость стали
против МКК Поэтому 2—3-часовой нагрев стали при температуре
~850—900° С, при котором одновременно происходят два про-
цесса — выделение карбидов по границам зерен и восстановление
концентрации хрома в приграничных зонах, используют как тер-
мообработку, создающую устойчивость аустенитной стали против
МКК При этом, однако, происходит некоторое снижение вязкости
металла

Разработан ряд способов повышения стойкости стали протии
МКК, например ограничение содержания в стали углерода и све
дение тем самым к минимуму процесса карбидообразования Это
привело к созданию промышленных сталей с очень низким со-
держанием углерода — 00X18Н10 (С < 0,04%), 000Х17Н13М2
(С < 0,03%) и др Однако столь низкоуглеродистые стали очень
дороги Другое направление повышения стойкости аустенитных
сталей против МКК — введение в них элементов стабилизаторов,
элементов, дающих стойкие карбиды — титана, ниобия (сталь
12Х18Н10Т, 08Х18Н12Б и др).

Количество этих элементов должно соответствовать содержа-
нию углерода в стали с тем, чтобы они связали в стойкие карбиды
весь имеющийся углерод (Ti/C или Nb,'C равное или несколько
выше критического отношения). В этом случае практически ис-
ключается образование карбидов хрома по границам зерен и обед-
нение хромом пограничных участков, так как весь углерод оказы-
вается связанным элементами, имеющими с ним значительно
более высокое химическое сродство, чем хром. Карбиды титана
и ниобия выделяются из стали, как правило, при охлаждении
в области высоких температур и располагаются обычно не по
границам зерен, а в самом зерне Это служит залогом того,
что карбидообразование не сказывается на склонности
к МКК.

В некоторые хромоникелевые аустенитные стали для повыше-
ния стойкости против общей коррозии в ряде активных сред
вводят молибден, а иногда и медь (стали 10Х17Н13М2Т,
0Х23Н28МЗДЗТ и др )

Высокопрочные стали. Высоколегированные хромоникелевые
коррозионно-стойкие стали послужили основой для создания
высокопрочных сталей, обладающих одновременно и высокой
вязкостью По принципу упрочнения эти стали можно подраз-
делить на две группы — мартенситно-стареющие и промежуточ-
ные — мартенситно-аустенитные Стали первой группы условно
подразделяют на две подгруппы — низкоуглеродистые и безугле-
родистые (Я. М Пота к)

Низкоуглеродистые мартенситно-стареющие стали по своему
химическому составу относятся к сталям мартенситного класса
При закалке таких сталей с температуры аустенитизации
(—1000° С) структура их должна состоять из мартенсита и не-
большого количества остаточного аустенита (—10%), поскольку
температура начала и конца мартенситного превращения выше
+20° С (у стали 08Х15Н5Д2Т, по данным Я- М. Потака, М„ +
+ 130°, Мк + 30° С). Наличие в стали небольших количеств
остаточного аустенита способствует повышению вязкости стали,
а мартенситная основа — повышенной прочности Если коли-
чество аустенита после закалки оказывается слишком большим
202
и отрицательно сказывается на прочности, оно может быть сни-
жено путем охлаждения закаленной стали — обработкой холодом
(до -70° С)

Дополнительное повышение прочности закаленной стали до-
стигается при старении — отпуске на температуру 450° С,
когда достигается максимальная прочность стали Упрочнение
при старении вызывается по-видимому дисперсной фазой, содер-
жащей медь, но главным образом — соединениями, содержащими
титан и алюминий Значение легирования титаном состоит и в том,
что титан, связывая углерод в карбиды, уменьшает его содержание
в мартенсите (в виде пересыщенного раствора) и тем самым сг особ-
ствует повышению вязкости стали Повышению вязкости этих
сталей после старения способствует наличие значительных коли-
честв никеля, увеличивающего способность дислокаций к пере-
мещению (Я. М. Потак)

Безуглеродистые хромоникелевые мартенситно-стареющие
стали содержат до 0,03% С Это определяет, с одной стороны,
возможность сохранения мартенситом вязкости, а с другой —
эффективное развитие процесса старения, связанное с наличием
в стали титана В стали также должно быть определенное коли-
чество молибдена для предотвращения чрезмерного охрупчивания
при старении (сталь типа 0Х12Н10М2Т). После закалки стали
становятся почти полностью мартенситными (остаточного аусте-
нита^ ~3%) в связи с низким содержанием в них угле-
рода Эти стали наряду с высокой прочностью имеют хо-
рошую кислостойкость, хладостойкость и высокий предел упру-
гости.

Стали переходного класса — аустенитно-мартенситные при-
обретают такое состояние после охлаждения из аустенитной
области в связи с тем, что определяемая составом температура
начала мартенситного превращения у них находится вблизи ком-
натной (20—60° С). Достаточно быстрое охлаждение может за-
фиксировать почти полностью аустенитное состояние стали, но
аустенит должен быть нестабильным и распадаться при пласти-
ческой деформации с образованием мартенсита. Такой же распад
нестабильного аустенита достигается обработкой холодом при
—50 -=---70° С. Так же, ка < на сталях двух других рассмотренных

типов, отпуск стали, обработанной на мартенситно-аустенитную
структуру, приводит к остариванию мартенсита и повышению
прочности стали. Содержание углерода в этих сталях может
быть более высоким, чем в мартенситно-стареющих, так как на-
личие значительного количества аустенита обеспечивает получение
достаточной вязкости стали

Коррозионно-стойкие высокопрочные стали вполне техноло-
гичны. Обработку их следует производить в состоянии до старе-
ния. После нагрева до аустенитного состояния и неполного охла-
ждения — выше 200° С, когда стали остаются аустенитными, они
хорошо деформируются (табл. 37).
Марке стали	Содержание. %		
	С	Сг	N1
08Х15Н5Д2Т	<0,08	14,5	5
0Х12Н10М2Т	<0,03	п	10
XI6H6	0,05-0,09	15,5-17,5	5-
Х15Н9Ю	0,05-0,09	14,8-16,5	7—
Х17Н5МЗ	0,06-0,1	16-17,5	4,5-
1Х15Н4АМЗ	0,13	15	4.1
Состав и свойства некоторых высокопрочных хромоникелевых сталей (52)

Механические сполства

	Другие элементы	Термообработка	| °0.2		б | М>		°н>
			кгс/мм’		%		
	Си = 2  Ti = 0,1	Закалка  Закалка	отпуск  при 450° С	118  130	70 НО	14  18	58  65	20 14
	Мо = 2 Ti = 0,8	Закалка  Закалка + отпуск	160	-	-	-	22  6.8
8		Зацалка при 1000° С, обработка холодом.  Отпуск при 400° С	130	115	20	69	14
9,4	Al = 0.94-  -1,04	Закалка при 975° С Обработка холодом —70° С. Отпуск 425° С. Нагартовка + отпуск	130  180	110  175	15  3-4	-	-
5,5	Мо= 34-  -3,5	Закалка при 950° С Обработка холодом  —70° С Отпуск при 450° С	125	105	15	-	1-2
	Мо = 2,75	Закалка при 1050° С. Обработка холодом —70° С. Отпуск при 450° С	157	132	16	60	13,8
СВАРИВАЕМОСТЬ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ
ХРОМОНИКЕЛЕВЫХ СТАЛЕЙ

Несмотря на сложный химический состав, высокое содержание
легирующих элементов и в некоторых случаях сложность фазовых
и структурных изменений, хромоникелевые высоколегированные
стали различного назначения можно отнести к удовлетвори-
тельно, а иногда и хорошо свариваемым Однако сварка этих
сталей и обеспечение требуемых свойств сварных соединений тре-
буют часто принятия специальных мер Большие исследования
по сварке высоколегированных хромоникелевых сталей про-
деланы в ИЭС им Е О Патона Б И Медоваром, Н И Каховским
и др

Сложность сварки хромоникелевых высоколегированных ста-
лей во многом определяется их структурным классом и состо-
янием, фазовыми превращениями, которые могут протекать при
сварочном нагреве и охлаждении, и специфическими требованиями
к свойствам, которыми должны обладать сварные соединения
жаропрочных, хладостойких, кислостойких и высокопрочных
сталей.

Основные трудности сварки связаны со склонностью к обра-
зованию горячих трещин в швах и околошовных зонах (аустенит-
ные стали), со склонностью к образованию холодных трещин
в ЗТВ (мартенситные и аустенитно-мартенситные стали), с по-
явлением после сварочного нагрева в высокотемпературной зоне
б-феррита, с выделением карбидов из аустенита в определенных
участках ЗТВ и ухудшении в этих местах стойкости против МКК
и других свойств Определенные осложнения вносит повышенное,
по сравнению с железом, сродство хрома к кислороду и вследствие
этого повышенная его окисляемость и возможная в связи с этим
загрязненность металла шва. В аустените с высоким содержанием
никеля растворимость водорода повышена, и это может стать
причиной повышенной пористости. Эти особенности процессов
и явлений, характерных для высоколегированных хромоникеле-
вых сталей, необходимо учитывать при их сварке.

Трещины в сварных соединениях. При сварке высоколегиро-
ванных аустенитных сталей могут образовываться технологи-
ческие трещины в металле шва, околошовной зоне вблизи сплавле-
ния и в ЗТВ на некотором расстоянии от шва Причины появления
таких трещин могут быть разными. При сварке аустенитных сталей
одна из причин — отсутствие при охлаждении после сварки фазо-
вой перекристаллизации и сохранение первичных аустенитных
зерен во всем интервале температур, начиная от кристаллизации
до полного охлаждения. При многослойных швах при сварке
плавлением в каждом последующем слое кристаллизация аусте-
нитных зерен начинается с зерен предыдущего слоя, и это приводит
к образованию непрерывных протяженных границ кристаллитов
от первого слоя к последнему с образованием транскристаллитного
строения (см. рис 22, г) Такие непрерывные границы зерен,
проходящие через весь шов, в связи с особенностями состояния
металла в граничных участках служат «грассой» особой пред-
расположенности к прохождению трещин Однако одной этой
причины для появления трещин кристаллизационных или холод-
ных может быть и недостаточно, хотя такое строение металла шва
обусловливает его повышенную склонность к образованию трещин.

Другим фактором, определяющим повышенную склонность
к образованию прежде всего кристаллизационных грещин может
быть повышенная ликвационная загрязненность приграничных
областей В хромоникелевых сталях при высоком содержании
основных легирующих элементов при высоких температурах,
когда диффузионная подвижность атомов велика, создаются усло-
вия для оттеснения примесей — серы и фосфора в кристаллизу-
ющиеся последними приграничные области зерен Здесь же могут
собираться в повышенном количестве атомы и других элементов,
легирующих сталь в небольших количествах, — ниобия, молиб-
дена, титана

Повышенная склонность к ликвации примесей по границам
зерен в высоколегированных сталях приводит к тому, что в этих
зонах образуются более легкоплавкие прослойки (Б. И Медовар)
с меньшей прочностью при температурах кристаллизации, когда
остальные части, ранее закристаллизовавшиеся, приобрели доста-
точную прочность Под влиянием усадочных напряжений в них
возникают надрывы, переходящие в межкристаллитную трещину.
В аустенитном металле сварных швов с транскристаллитным
строением такая трещина может поразить весь шов, проходя по
непрерывной межзеренной границе

В связи с рассмотренным для предотвращения появления
кристаллизационных трещин в металле аустенитных швов можно
использовать особо чистые по сере и фосфору свариваемые стали
и присадочные материалы С этой целью хорошо зарекомендовали
себя при сварке аустенитные стали, рафинированные электро-
шлаковым переплавом или каким-либо другим методом. По-
скольку в процессе сварки нельзя обеспечить снижение содержа-
ния фосфора, ибо это достигается окислением, а в стали имеются
более легко окисляющиеся элементы, содержание фосфора в сва-
риваемой стали и присадочных материалах ограничивают 0,01%
и избегают использования флюсов и электродных покрытий,
способных загрязнить металл шва вредными примесями. Некото-
рое уменьшение содержания серы возможно при сварке под флю-
сом или толстопокрытыми электродами за счет взаимодействия
с СаО и с такими элементами, как алюминий и титан
(Б И Медовар).

Другой мерой предотвращения образования горячих трещин
может быть нарушение транскристаллитного строения металла
шва. Для этого композицию металла шва — соотношение содер-
жания элементов ферритизаторов и аустенитизаторов — выбирают
гее
такой, чтобы шов получился не чисто аустенитным, а аустснитно-
ферритным с небольшим количеством феррита (3—5?о) Этот
первичный 6-феррит нарушает сплошность аустенитных зерен,
становится прослойкой между аустенитными кристаллитами и на-
рушает транскристаллизацию Непрерывная транскристаллитная
граница аустенитных зерен прерывается ферритными включе-
ниями Это важно не столько для локализации кристаллизацион-
ной трещины, сколько для предотвращения образования ее в связи
с тем, что нарушается сплошность межзеренного каркаса легко-
плавкой прослойки при кристаллизации

Выделения феррита в аустенитном шве не должны образовы-
вать сплошной сетки, ибо ферритный каркас может оказать вред-
ное влияние на требуемые свойства металла Феррит как более
хрупкая фаза, находясь в виде каркаса, может повлиять на хладо-
стойкость стали Он может снизить и пластичность при длительной
работе в условиях высоких температур Феррит в большей мере,
чем аустенит, склонен к выделению a-фазы, снижающей пластич-
ность и вязкость и пр Поэтому присутствие более 8% феррита
в аустенитных швах нежелательно В то же время разорванные
ферритные выделения в аустенитном металле (обычно это бывает
до 5% феррита) могут даже оказать положительное влияние на
свойства, разрывая непрерывность границ аустенитных зерен

Помимо горячих кристаллизационных трещин в сварных швах
аустенитных сталей могут возникать горячие — высокотемпера-
турные — полигонизационные трещины, образующиеся в довольно
узком интервале температур, несколько ниже температуры кри-
сталлизации Б А. Мовчан показал, что в литом аустенитном
металле при достаточно медленном охлаждении после кристал-
лизации дефекты кристаллического строения начинают мигриро-
вать, сосредоточиваться с образованием полигональных границ
субзерен Эти полигональные границы в отдельных местах могут
совпадать со старыми границами аустенитных кристаллитов,
с участками сосредоточения примесей, и здесь могут зарождаться
трещины под влиянием напряжений, вызываемых усадкой ме-
талла Для подавления образования таких трещин можно увели-
чивать скорость охлаждения с тем, чтобы не дать развиться поли-
гонизации Уменьшение опасности появления полигонизацион-
ных трещин может быть достигнуто специальным легированием,
уменьшающим подвижность полигонизационных границ
(Б А Мовчан)

Горячие трещииы могут возникать как в металле шва, так
и в околошовных зонах в высокотемпературных участках, под-
вергаемых оплавлению с прониканием жидкой фазы по границам
зерен При этом оплавленные пограничные обогащенные при-
месями участки могут иметь двоякое значение для образования
трещин (Б И Медовар) С одной стороны, при кристаллизации
так же, как и в шве, по рассмотренным выше причинам они могут
стать очагами образования трещин, с другой — расплав может
играть роль поверхностно активного вещества и способствовать
образованию трещин на примыкающих неоплавленных границах

В сварных соединениях высоколегированных хромоникелевых
сталей при определенных условиях могут образовываться и холод-
ные трещины Б И Медовар указывает на возможность образо-
вания таких трещин в двух температурных зонах — при 500-
700° С и после полного охлаждения. Теплые трещины, образу-
ющиеся при 500—700° С, связаны с фазовыми изменениями, при-
водящими к повышению жаропрочности, повышению хрупкости
и понижению пластичности металла Трещины, возникающие
после полного охлаждения, связаны часто с образованием мартен-
сита Холодные трещины могут быть как транскристаллитными,
так и межкристаллитными В то время, как горячие — как пра-
вило, межкристаллитные

Образование холодных трещин связано с фазовыми измене-
ниями, имеющими место при охлаждении после сварки зоны
сварного соединения С фазовыми изменениями также связаны
различные свойства сварного соединения.

Фазовые и структурные превращения при сварке и свойства
сварных соединений. Процессы, протекающие при сварке различ-
ных по назначению и исходному фазовому и структурному со-
стоянию свариваемых сталей, имеют много общего Эта общность
процессов связана со следующим У всех сталей при сварочном
нагреве участки ЗТВ, примыкающие к сварному шву при сварке
плавлением, или участки свариваемых поверхностей при сварке
давлением находятся в основном в аустенитном состоянии В тех
случаях, когда при нагреве образуется дополнительно феррит,
количество его не велико, тем более, что небольшие количества
феррита оказывают положительное влияние на уменьшение воз-
можности образования кристаллизационных трещин.

Получение аустенитного состояния в зоне сварки рассматри-
ваемых сталей после завершения сварочного нагрева обеспечивает
и после охлаждения создание аустенитной основы в определенных
участках ЗТВ, примыкающих к участку сплавления или соеди-
нения Даже в высокопрочных мартенситно-стареющих и аусте-
нитно-мартенситных сталях в указанных участках после сварки
сохраняется аустенитная основа сплава Это обстоятельство обес-
печивает достаточно хорошую свариваемость практически всех
высоколегированных хромоникелевых сталей

Положительное значение для свариваемости рассматриваемых
сталей имеет и то обстоятельство, что рост аустенитного зерна
в ЗТВ этих сталей происходит в значительно меньшей степени,
чем в ЗТВ углеродистых и низколегированных сталей, и уровень
сварочных остаточных напряжений ниже, чем у низколегирован-
ных и даже углеродистых сталей Объясняется это более низким
пределом текучести аустенитных сталей В то же время деформация
отдельных участков металла зоны сварного соединения аустенит-
ных сталей по той же причине больше и, по данным В Н Земзина,
208
может достигать при растяже-
нии 5—10% Повышенная вели-
чина возможной деформации
в сварном соединении связана
не только с более низким преде-
лом текучести аустенитной ста-
ли, но и с более высоким уров-
нем временных напряжений, об-
условливаемых пониженной те-
плопроводностью этих сталей

Сварочный нагрев в различ-
ных зонах теплового влияния

может приводить к протеканию процессов, неблагоприятно влия-
ющих на качество, свойства и работоспособность сварных соеди-
нений В участках ЗТВ, нагреваемых до более высоких темпера-
тур (J), (рис 100), в приграничных участках зерен может проис-
ходить оплавление границ вследствие повышенной загрязненности
их примесями При этом должно происходить дальнейшее повы-
шение концентрации примесей в приграничных участках за счет
перемещения их атомов из глубины зерна в зону повышенной
растворимости Таким образом, в этих высоконагретых участках
ЗТВ в условиях продолжительного сварочного нагрева со-

стояние границ зерен может сильно ухудшиться, вследствие
чего увеличится возможность межкристаллитных разрушений
как в процессе сварки (горячие трещины), так и при эксплуа-
тации

В этом же высокотемпературном участке 1 и участке 2, нагретом
до более низкой температуры (см рис. 100), примыкающем к нему
(примерно до 1200° С), может произойти растворение карбидов
таких элементов, как титан, ниобий, цирконий, ванадий. Это,
с одной стороны, вызовет разупрочнение металла в тех случаях,
если его прочность и жаропрочность были обусловлены дисперс-
ными карбидными выделениями и с другой — растворение кар-
бидов указанных элементов неблагоприятно скажется на поведе-
нии этой части сварного соединения в эксплуатации при повышен-
ных температурах (450—700° С) При этих температурах перешед-
ший ранее в раствор углерод (при растворении карбидов титана,
ниобия и др ) перемещается к границам зерен и выделяется в виде
карбида хрома Это приводит к обеднению границ зерен хромом
и потере устойчивости против МКК данного участка сварного
соединения несмотря на то что сталь содержит стабилизирующие
элементы — титан, ниобий Одновременно в связи с потерей
хрома происходит разупрочнение приграничных зон зерна и по-
вышение хрупкости границ с выделившимися по ним карбидами
Одновременно перешедшие в раствор титан, ниобий и другие эле-
менты упрочняют в этих участках зерно, понижают его деформа-
ционную способность В целом за счет рассмотренных процессов
в высоконагревавшемся участке ЗТВ резко возрастает склонность
к межзеренному разрушению при цигельных нагревах под па-
1 р\ я<ой (.тока ниши' разрушения)

Ирк ниi.p.iin11, повышение склонной и метапла ЗТВ к МКК
и юкатьным разрешениям можно за счет общего снижения со-
дср :;апия углсрощ в коррозионно-стойких сталях и вредных
примесей в жаропрочных сталях Для сталей последнего типа
также рекомендуется не применять легирования такими элемен-
тами, как титан и ниобий Восстановить стойкость сварных соеди-
нении с га пей против МКК можно или общей термообработкой
изделия, соответствующей обработке свариваемой стали, или
термообработкой с дтитепызым нагревом при 850—900° С (3—
5 ч), приводящим к диффузионному повышению концентрации
хрома в обедненных приграничных участках за счет перемещения
его из глубины зерна

Для сварных соединений, эксплуатируемых без нагрева, по-
вышение стойкости сварных соединений против Л1КК может быть
достигнуто также аустенитизацией примерно при 1050—1100° С
Аустенитизация обеспечивает получение большей вязкости и пла-
стичности у металла, чем стабилизирующий нагрев при 850—
900° С за счет растворения карбидов с границ зерен Термообра-
ботка одновременно снижает уровень остаточных сварочных
напряжений.

В участках ЗТВ 3 (см. рис. 100), нагревающихся до более низ-
ких, чем рассмотрено, температур, могут протекать процессы
аустенитизации — получения гомогенного аустенита в сталях
типа 18-8, не содержащих активных карбидообразователей В ста-
лях, содержащих титан, ниобий, ванадий, в участке 3 ЗТВ должны
сохраняться карбиды этих элементов, в связи с их высокой стой-
костью и кратковременностью нагрева, однако их коагуляция
может привести к разупрочнению жаропрочных сталей на базе
карбидного упрочнения.

В участках 4 ЗТВ, нагреваемых в интервале 750—950° С
(1000° С), могут проходить с различной степенью интенсивности
процессы образования в основном карбидов хрома и выделения
их по границам зерен для тех сталей, в которых имеется углерод,
несвязанный в стойкие карбиды титана, ниобия и других элементов
с высокой степенью химического сродства к углероду Процесс кар-
бидообразования может повысить хрупкость металла в этом участке

В участках 5, нагретых ниже 700—750° С, может выделяться
феррит и при длительном нагреве ст-фазы В этой же зоне может
развиваться 475-градусная хрупкость. В участках 6, нагревав-
шихся ниже 300° С, возможно образование мартенсита, которое
может закончиться, а может и не завершиться в зависимости от
температуры конца мартенситного превращения Таким образом,
строение ЗТВ высоколегированных хромоникелевых сталей может
быть очень сложным

У разных по составу и назначению'высоколегированных хромо-
никелевых сталей указанные процессы в ЗТВ могут развиваться
210
T a fi 1 и и i 38

0»ие|ц»риВи>1<ыс условия проведения термообработки спайных соединении
некоторых высоколегированных хромонике левых сталей

Марка с г ш	УЛоийя		Вид cu ip	।	1.	!	, С.ЛК!
08X18HI0	От -183е С до —580° С Бен шрсссив них цкт	<20	Все виды	-
		20	ЭЛ. \ 1	
			Р 1, АФ. ->Ш	\\< книнлацит
	В агрессивной среде до 350 -400° С	Любая	Вес виды	1о же
12X18HI0T 12Х18Н12Т 08Х18Н12Б	От -183° С до +600° С	<20	Все виды	-
		>20	ЭЛ, АД	-
			РД, АФ, ЭШ	А>с ген.низа- ния, стабили- зация (для жаропрочных)
	В агрессивной среде до 350-400° С	Любая	Все виды	-
	В агрессивной среде до 600° С	Любая	ЭЛ, АД	-
			РД, АФ, ЭШ	Стабилизация
10Х14Н14В2М	При лоложи- тетьных тем- пературах до 620° С	То же, что для жаропрочной стали 12XI8H10T		
08Х15Н5Д2Т	Конструк- ционный магериат	<20	ЭЛ, АД, РД с ау стенитпым швом	-
			То же со швом ти- па 08Х15Н5Д21	+ отпуск
Х16Н6	То же	<20	С аустенитным швом	-
			Со швом типа Х16Н6	Закалка с обработка холодом +  -j отпуск
по-разному, но их развитие, как правило, может оказывать отри-
цательное влияние на свойства и работоспособность сварных
соединений, если эти процессы будут активными Поэтому, хотя
рассматриваемые стали свариваются всеми видами сварки, пред-
почитать следует такие, при которых тепловое воздействие на
свариваемый металл будет наименьшим, — газоэлектрическую
тонкой проволокой, электронно-лучевую и разные способы сварки
давлением — шовную, точечную, диффузионную и др. При ручной
дуговой сварке лучше использовать электроды малого диаметра.

Сварные соединения высоколегированных хромоникелевых ста-
лей термообработке чаще всего не подвергают, хотя в ряде слу-
чаев термообработка может оказать положительное влияние на
их свойства Стремление не проводить термообработку сварных
соединений связано с тем, что подвергать высокотемпературному
нагреву до 1050—1100° С полностью все сварное изделие часто
бывает сложно, а проводить местную высокотемпературную обра-
ботку нельзя, так как соседние зоны будут нагреваться до более
212
низких температур, при которых могут развиться вредные для
свойств процессы карбидообразования и выделения a-фазы Кроме
того, не тщательно выполненная высокотемпературная термо-
обработка недостаточно чистых сталей или швов может привести
в отдельных участках к оплавлению границ зерен, обогащенных
примесями, и тем самым ухудшить, а не улучшить свойства ме-
талла У массивных толстостенных изделий сложной формы при
термообработке имеется опасность возникновения трещин в связи
с пониженной теплопроводностью металла.

При низкотемпературной термообработке — стабилизирующем
отжиге с нагревом при 850—900° С имеется опасность неблаго-
приятного протекания процессов карбидообразования и снижения
вязкости металла Поэтому делают все возможное, чтобы эффект,
достигаемый термообработкой, получить за счет регулирования
химического состава стали, при котором после сварки создается
оптимальное фазовое и структурное состояние металла сварного
соединения

И все же бывают обстоятельства, когда термообработка необ-
ходима Сварные соединения стали 08Х18Н10 и даже стали
12Х18Н10Т с титаном на нижнем переделе легирования при
работе конструкции в серной, азотной кислотах, щелочах и дру-
гих агрессивных средах следует подвергать аустенитизации или
стабилизирующему отжигу для конструкций и изделий, работа-
ющих при невысоких температурах, и стабилизирующему отжигу
для конструкций и изделий, работающих при повышенных темпе-
ратурах (450° С).

Для жаропрочных сложнолегированных сталей при сварке
с большим тепловложением, когда сильно повреждаются различ-
ные участки ЗТВ, аустенитизация примерно с 1050—1100° С
может существенно улучшить состояние и свойства сварного
соединения

Для высокопрочных мартенситно-стареющих сталей и сталей
переходного класса термообработку не проводят, если сварку
выполняли с присадочным металлом, обеспечивающим получение
металла шва в аустенитном состоянии (08Х20Н6Г6 и др.). Если
же металл шва по составу аналогичен свариваемой высокопрочной
стали, сварное соединение необходимо подвергать упрочняющей
термообработке, такой же, какой подвергали сталь. Для безугле-
родистых мартенситно-стареющих сталей, предназначенных для
работы при криогенных температурах, сварные соединения под-
вергают только закалке без последующего старения Сварные
соединения на листовом металле, выполненные сваркой давле-
нием, термообработке не подвергают (табл 38, рис 101)
Глава XI

СВАРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ СТАЛЕЙ,
РАЗНОРОДНЫХ ПО СОСТАВУ
И СТРУКТУРНО МУ КЛАССУ

Использование сварных соединении, разнородных по составу
или структурному классу с шлеи, рационально в следующих
случаях.

1.	Применение металлоемких конструкций и изделий, у кото-
рых специфическим условием внешних воздействий — коррозион-
ной среды, высоких температур, изнашивающих нагрузок и др ,
подвергается не все, а только какая-либо относительно небольшая
часть изделия Остальная, наиболее металлоемкая несущая часть
этих объектов работает в обычных условиях

От наружной, несущей стенки химического аппарата не тре-
буется сопротивления коррозии, и ее можно изготовлять не из
кислотостойкой высоколегированной стали а из углеродистой
или низколегированной, с достаточной прочностью Роторы турбин
также рационально изготовлять комбинированными периферий-
ную часть (диск или обод), работающую при высокой температуре
газа или перегретого пара—из высоколегированном жаропрочной
стали, а остальную, центральную часть — из среднелегированной,
поскольку она не нагревается до столь высоких температур.
Аналогично обстоит дело с изделиями, у которых небольшая
рабочая или режущая кромка работает в условиях изнашиваю-
щих нагрузок

Соединение таких двух частей изделий рассмотренного типа
(части высоколегированной, полностью или неполностью аусте-
нитной, с несущей частью из углеродистой или низколегированной
стали) осуществляют сваркой — в крупных изделиях, как пра-
вило, дуговой с использованием присадочных материалов, в мел-
ких — сваркой давлением, диффузионной или какой-либо другой
Частным случаем такого сварного соединения является биметалл,
где углеродистая сталь плакирована коррозионно-стойкой

2.	Сварка аустенитными присадочными материалами низко-
и среднелегированных закаливающихся сталей. При получении
на этих сталях сварного соединения по составу и свойствам близ-
кого к свариваемой стали, обязательным условием после сварки
является проведение термообработки (см. гл. VIII). Однако про-
ведение термообработки сварного соединения не всегда осуще-
ствимо

214
,1 in кр\numабаритпых аппаратов,
!ipoi;l/!<cl" •-<• '• 1 MIX трми
пповоюв минных нпелип -j.к pi ома
пните । роени я нт и выполнить оГинх,о
термообработку нельзя ш-за больших
размеров изделии и оюуюншя соот-
ветствующих термических печей, а вы-
полнить местную нельзя также либо
из-за больших размеров участка, кото-
рый должен нагреваться, либо из-за того, что такая термообра-
ботка может оказать неблагоприятное влияние на свойства или
напряженное состояние соседних зон Часто от местной термооб-
работки стараются избавиться просто потому, что это дорогая
и сложная операция, особенно в условиях строительства и монтажа

Опыт показал, что во многих случаях создание в сварных
соединениях закаливающихся сталей аустенитных швов позволяет
не использовать термообработку без опасности появления трещин
в ЗТВ со значительной твердостью после сварки (рис 102). В та-
ком сварном соединении твердые закалившиеся участки 2 нахо-
дятся между мягким (с низким пределом текучести и высокой
вязкостью) металлом шва 1 и мягкими зонами отпуска 3 Более
низкое сопротивление возникновению малых пластических де-
формаций окружающего металла разгружает закалившуюся часть
сварного соединения Это обстоятельство наряду с некоторыми
другими позволяет обходиться без термообработки сварных соеди-
нений закаливающихся сталей с аустенитными швами, особенно
в тех случаях, когда среднелегированные закаливающиеся стали
содержат мало углерода (стали 12Х5М, 12Х5ВФ, 12Х1МФ и др )
Иногда аустенитные швы получали даже на стали ЗОХМА с целью
не применять термообработку сварного соединения

3.	Сварка ферритных и полуферритных высокохромистых ста-
лей аустенитными присадочными материалами Это создает более
работоспособные сварные соединения, чем полученные при сварке
ферритных сталей присадочными материалами с составом, ана-
логичным составу свариваемой стали При сварке ферритных
сталей в ЗТВ происходит существенное ухудшение вязкости
металла в связи с сильным ростом зерна Наличие аустенитного
металла шва с высокой вязкостью и низким пределом текучести
облегчает условия работы зоны выросшего зерна в сварном соеди-
нении ферритной стали

4.	Сварка между собой статей одною структурного класса
с близким структурным состоянием, отличающихся качественно
и количественно по легированию Такие случаи часты, например,
при соединении корпусов аппаратов из среднелегированных сталей
теплоустойчивых или повышенной прочности с технологическими
трубопроводами, работающими в более легких условиях и изгото-
вленных поэтому из менее легированных или даже углеродистых
сталей
Основные области использования сварных соединений
разнородных сталей

В	Эффективность использования	Свариваемые стали		Металл шва
		1	2	
I	Экономия дорого- стоящей высоко- легированной стали	Высоколегиро- ванная жаро- прочная, кисло- тостойкая, изно- состойкая и др	Средне- или низ- колегированная, углеродистая	Аустенитный (аустенитно- ферритный)
11	Отказ от прове- дения термообра- ботки сварных соединений	Средне- или низ- коуглеродистая, легированная сталь, закалива- ющаяся при ох- лаждении на воз-	Такая же сталь или другая низ- колегированная или углеродистая	То же
III	Улучшение свойств сварного соединения	духе  Высокохромистая ферритная или полуферритиая	Такая же сталь или низколегиро- ванная (углеро- дистая) или высо- колегированная хромоникелевая	
IV	Замена флацце- вого соединения сварным	при  врезке трубопро- вода в аппарат или другой тру- бопровод	Среднелегирован- ная или низко- легированная	Низколегирован- ная (другого со- става) или угле- родистая	Перлитный низколегиро- ванный нли углеродистый

Все четыре случая использования сварных соединений разно-
родных сталей (табл 39) получили широкое практическое при-
менение до того, как достаточно хорошо были изучены условия
их формирования при сварке и свойства отдельных зон и всего
соединения в целом. Отсутствие должного изучения условий полу-
чения работоспособных и надежных сварных соединений разно-
родных сталей привело к тому, что начали происходить разруше-
ния таких соединений и чаще всего вблизи зоны сплавления
металла шва со свариваемой сталью (рис ЮЗ). Проведенные
исследования и разработки В Н. Земзиным, Л. С. Лившицем,
Ю Н. Готальским и др. позволили разобраться в причинах таких
разрушений и в условиях, их вызывающих, а также рекомендовать
рациональные технологические условия сварки и сварочные мате-
риалы, определить условия, при которых эксплуатация сварных
соединений разнородных сталей наиболее надежна

Особенности строения и свойств сварных соединений разно-
родных сталей связаны с формированием зоны сплавления и с воз-
216
Рис. 103. Разрушение сварного соединения разнородных сталей вблизи участка сплав-
ления аустенитного шва типа XI8H10T со сталью I2X5M,

а — часть трубы с разрушением; 6 — микрофотография места разрушения; X150

можностью изменения состава и структурного состояния этой зоны
и прилегающих участков в процессе нагрева, который может иметь
место при эксплуатации, при термообработке или даже в процессе
охлаждения после сварки.

ОБРАЗОВАНИЕ ПРОМЕЖУТОЧНЫХ СПЛАВОВ
В ЗОНЕ СПЛАВЛЕНИЯ

Любой метод сварки плавлением связан с расплавлением
и перемешиванием сплавляемых сталей. При ручной дуговой или
автоматической сварке под флюсом между собой сплавляются
металл кромок свариваемого изделия и металл присадочного
материала. Доля участия каждого из этих металлов в образовании
сплавов «смешения» зависит от их химического состава и условий
сварки, определяющих степень проплавления кромок сварива-
емого металла дугой. В. М. Земзин приводит данные по степени
проплавления свариваемых кромок двух сталей — аустенитной
и перлитной, отличающихся по теплофизическим свойствам
(табл. 40).

При сварке давлением с оплавлением кромок также проис-
ходит перемешивание свариваемых металлов, одиако зона пере-
мешивания может быть меньше по протяженности и по степени
проплавления в связи с тем, что при сжатии свариваемых поверх-
ностей (осадке) практически весь жидкий металл удаляется,
выдавливается, и стали свариваются в твердом высоконагретом
состоянии В этом случае за счет взаимной диффузии в процессе
пребывания при высокой температуре происходит взаимное про-
никание в пришовные зоны легирующих элементов, по содержанию
которых различаются свариваемые стали. Однако чаще всего
глубина взаимодиффузии оказывается очень небольшой. Опыт
показал, что даже при сварке давлением без оплавления имеет
Т а б 1 и ц а"74О

Степень проплавления свариваемых кромок

Вид сварного СО^ДИ1КНИЧ	Сиаривас i »1 сталь	С.о чн  ручноИ дуговой		'лент'оч^	J шл?-°
Наплавка валика	Перинная Аустенитная	15—40  25-50	35—60	8—20  15-25	-
Однослойные стыко- вые соединения	Перинная  Аустенитная	20-40  30-50	25-50 40-G0	-	20-40  30-50
Корневые швы много- слойных стыковых и тавровых соединений	Перлитная Аустенитная	25-50  35-50	35-60  40—70	2	

место взаимодиффузии элементов через плоскость сваривания,
правда, на очень небольшую глубину (20—30 мкм)

Наибольшее значение изменение состава и строения зоны
сплавления имеет при дуговых методах сварки плавлением, когда
проплавление, как видно из табл 40, может составлять 50%.
Протяженность этой зоны в зависимости от способа сварки и тех-
нологии может меняться и доходить до 1 мм на кромках, а в корне
шва V-образной разделки может быть еще больше.

Структурное состояние и свойства промежуточных сплавов
в зонах сплавления будет зависеть от их состава. Естественно,
что при сплавлении, например, нелегированнои углеродистой
стали с 0,2% С с аустенитным металлом шва типа 08Х18Н10
не может быть дискретного перехода от одного материала к дру-
гому Проплавление и смешение этих сталей приведет к образо-
ванию в промежуточной зоне нового переходного сплава усред-
ненного состава в соответствии с долей участия основного и при-
садочного материалов. Участки перехода от этого промежуточного
сплава к основному металлу и металлу шва также не будут ди-
скретными, а будут характеризоваться градиентом концентрации
и иметь ряд постепенно меняющихся промежуточных соста-
вов (рис. 104).

На схеме рис. 104 показано возможное изменение концентра-
ции какого-либо легирующего элемента, имеющегося в присадоч-
ном металле и, естественно, в металле шва //, но не имеющегося
в свариваемой стали /. Такими элементами, например, могут быть
хром и никель при сварке аустенитным или аустенитно-ферритным
присадочным металлом типа Х18Н10 нелегироваиной или низко-
легированной стали без хрома и никеля

Изменение концентрации рассматриваемого элемента будет
определяться 1) степенью (глубиной) проплавления, чем больше
218
проплавление, тем шире, протяжен-

нее вся зона (.мешения, состоящая из

участков 1 | 2 т 3-, 2) протеканием
диффузионных процессов, которые бу-
дут идти с большей скоростью в жид-
ком металле и с меныней скоростью
в кристаллизующемся участке вблизи
кромки

Такие условия формирования зоны
сплавления в сварных соединениях
разнородных сталей обусловливают
образование в ней трех участков уча-
стка /, представляющего собой основ-
ную часть зоны сплавления с отно-

' ' И

Рис 104. Изменение составов
п образование промежуточных
сплавов в участке сплавления
сварных соелинений разнород-

сительно однородным составом, который

выравнивался благодаря большой скорости диффузии в жид-

ком металле с дополнительным перемешиванием за счет воз-
действия сварочной дуги; участка 2, где концентрация легиру-
ющего элемента диффузионно понижалась от характерной для
участка смешения 1 до содержания этого элемента в свариваемой
стали, в рассматриваемом случае до нуля; участка 3, где кон-
центрация легирующего элемента диффузионно на малом рассто-
янии меняется от содержания его в’участке смешения 1 до наиболее

высокого содержания в сварном шве

Участок 2 должен быть меньше участка 3, так как в нем диф-
фузия идет при более низкой температуре в частично закристал-
лизовавшемся или неоплавленном металле. В участке 3, наиболее
нагретом, диффузия идет очень быстро. Распределение легиру-
ющего элемента может соответствовать кривой а при меньших
степенях проплавлениями кривой б при больших степенях про-
плавления. Конечно, представленные графики схематичны и ре-
альное распределение элементов в зоне сплавления может от них
отклоняться Однако бесспорно то, что, говоря о каком-то составе
участка сплавления, определенном степенью проплавления и долей
участия в его формировании основного и присадочного материалов,
имеется в виду усредненный состав, соответствующий большей
части рассматриваемой зоны

Наряду с этим усредненным составом (участок /) в зоне спла-
вления будут и другие переменные составы, в основном в участке,
примыкающем к свариваемой стали и в меньшей степени в участке,
примыкающем к металлу шва Размеры этих участков (2 и 3 на
рис. 104) будут зависеть от условий сварки — степени пропла-
вления, перегрева металла сварочной ванны, продолжительности
существования ванны, продолжительности пребывания при высо-
кой температуре в твердом состоянии и др.

Характер — состав, фазовое и структурное состояние металла
в зоне сплавления, а также его свойства будут зависеть от состава
свариваемой стали, состава присадочного материала и степени
О 4	8 tZ f6 20 24 28 32 36 CrJnS

проплавления. Учитывая переменный состав зоны сплавления при
дальнейшем рассмотрении ее, строение и свойства будут относиться
к усредненному состоянию, близкому к тому, в котором находится
основная часть этой зоны — участок 1 (см рис. 104). Оценить
состав и структурное состояние металла зоны смешения можно
по структурной диаграмме (см. рис. 93, 105).

На структурной диаграмме, представленной на рис 105, точ-
ками 1—6 отмечены структурные состояния, соответствующие
усредненным составам свариваемых сталей и сварочных присадоч-
ных материалов: 1 — свариваемая низколегированная сталь, 2 —
присадочный металл типа Х18Н10, 3 — присадочный металл
типа Х25Н13, 4 — свариваемая хромистая сталь с 13% Сг, 5—
свариваемая хромистая сталь с 17% Сг и б — свариваемая хро-
мистая сталь с 28% Сг. Прямые, соединяющие точки 1 и 2, 1 и 3,
характеризуют структурное состояние всех промежуточных спла-
вов, которые могут создаваться при смешении низколегированной
стали с присадочным металлом типа Х18Н10 и Х25Н13, соответ-
ственно, при разных соотношениях количеств свариваемой стали
и присадочного металла.

Чем больше в сплаве смешения свариваемой стали, тем ближе
он на прямой 2—1 к точке 1 при сварке присадочным металлом
типа Х18Н10 (или на прямой 3—1 при сварке присадочным метал-
лом Х25Н13). Чем больше в сплаве смешения присадочного ме-
талла, тем ближе сплав находится к точке 2 или 3 на тех же пря-
мых при сварке, соответственно металлами Х18Н10 и Х25Н13
Степеням проплавления (смешения) 20—40% на прямых 1—2
и 1—3 соответствуют заштрихованные участки. При сварке низко-
легированной стали присадочным металлом типа Х18Н10 (элек-
троды типа ЭА1, сварочная проволока Св-04Х19Н9) основная
часть зоны смешения будет иметь аустенитно-мартенситную струк-
туру; небольшие участки, примыкающие к свариваемой стали,
220
будут чисто мартенситными, а небольшие участки, примыкающие
к шву, — чисто аус1ени1ными

Поскольку положение точ1 " 1 д™ разппчных свариваемых
низко- и срсднеуперодистых, низко- и среднелегированных ста-
лей мало меняется и всегда остается в нижней угловой области,
то можно обобщить, что при сварке всех этих сталей с присадоч-
ными материалами типа Х18Н10 в зоне сплавления получаются
в основном сплавы с мартенситно-аустенитной структурой Мар-
тенсита в них тем больше, чем больше степень проплавления
и выше доля участия свариваемой стали При проплавлении до
20% зона сплавления близка к чисто аустенитной при проплавле-
нии более 50% зона сплавления близка к чисто мартенситной
Отсюда можно сделать заключение что материал типа Х18Н10
не следует применять для сварки углеродистых, низко- и средне-
легированных сталей Однозначно не допустимо применение таких
материалов для сварки сталей с повышенным содержанием угле-
рода (более 0,15%), так как в этом случае образующийся в зоне
сплавления мартенсит будет высокоуглеродистым хрупким и
опасным для эксплуатации.

При сварке материалами типа Х18Н10, низкоуглеродистых
нелегированных, низко- и среднелегированных сталей образу-
ющийся мартенсит будет низкоуглеродистым, менее хрупким
и менее опасным для разрушения, особенно при ограниченной
степени проплавления (20—25%), когда наряду с низкоуглеро-
дистым мартенситом в основной части зоны сплавления будет
иметься значительное количество аустенита Опыт промышленного
применения электродов типа ЭА1 (Х18Н10) для сварки сталей
типа 12Х5М показал, что сварные стыки, например, труб оказы-
ваются работоспособными при отсутствии высоких нагревов при
эксплуатации

Гораздо лучшее структурное состояние зоны сплавления полу-
чается при сварке присадочным материалом типа Х25Н13 (точка 3
на диаграмме рис. 105). В этом случае на линии составов про-
межуточных сплавов (1—3) проплавлению в пределах 20—40%
(заштрихованный участок) соответствует структурное состояние
от аустенитно-ферритного (проплавление 20—30%) до аустенит-
ного (проплавление 30—40%). При большей степени проплавления
в зоне сплавления может начать появляться мартенсит. Таким
образом, присадочный материал типа Х25Н13 позволяет практи-
чески избежать присутствия в основной части зоны сплавления
мартенсита, способного повысить хрупкость сварного соединения.

Еще меньшая опасность появления в участке сплавления мар-
тенсита может быть при использовании присадочных материалов
с более высоким содержанием никеля — с большим запасом аусте-
нитности. Однако, как для присадочного материала типа Х25Н13,
так и для более высоконикелевого при получении аустенитно-
ферритного или даже чисто аустенитного строения основной
части зоны сплавления, в участках, примыкающих к свариваемой
стали, всегда может быть очень небольшая зона с мартенситной
С!р\рои При прочих равных ХСТОЬнЯЧ размер ЭТОЙ ЗОНЫ ojjei
тем меньше чем выше ях^трпитилст1- присадочною материала
и чем меньше степень проплавления

При сварке хромистых ферритных и полуферритных сталей
с 13, 17 и 28% Сг хромо-пикелевыми присадочными материалами
типов Х18Н10 и Х25Н13 составы промежуточных сплавов будут
определяться линиями 2—4, 2—5, 2—6 и 3—4, 3—5, 3—6 соответ-
ственно. При использовании присадочного материала типа
Х18Н10 для сварки сталей 13% Сг и 17% Сг при малом пропла-
влении (до 20%) зона сплавления будет аустенитно-ферритной
При увеличении степени проплавления сверх 20—25% в ней
появится мартенсит (А Ф + М) При сварке стали с 28% Ci
этим же присадочным материалом при любой степени проплавле-
ния в зоне сплавления мартенсита не будет Строение этой зоны
будет аустенитно-феррнтным при увеличении количества феррита
с увеличением степени проплавления В связи с отмеченным,
ручную дуговую сварку тонкими прутками (2,5—3 мм) всех трех
ферритных сталей можно производить электродами типа ЭА1
(Х18Н10) При большом диаметре стержней и при автоматической
сварке присадочный материал типа Х18Н10 следует использовать
только для стали Х28.

Присадочный материал типа Х25Н13 при сварке всех трех
рассматриваемых сталей дает в основной части зоны сплавления
аустенитно-ферритную структуру. При сварке стали Х28 это
имеет место при любом проплавлении, для сталей с 13% Сг и 17%
Сг при проплавлении ниже 50%.

ДИФФУЗИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ В ТВЕРДОМ
СОСТОЯНИИ НА ГРАНИЦЕ СПЛАВЛЕНИЯ
РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ

В сварном соединении разнородных сталей сосуществуют
разделенные неширокой зоной сплавления промежуточного со-
става две стали, которые существенно отличаются по содержанию
легирующих элементов, и прежде всего никеля и хрома, а также
углерода и других в основном карбидообразующих элементов
Различно в этих сталях и содержание железа Различаются чаще
всего их фазовые и структурные состояния При этом такие раз-
личные по составу и строению стали объединены общностью
атомно-кристаллического строения и металлической связью

В области зоны сплавления этих сталей возникают сложные
обменные процессы атомами различных элементов, стремящиеся
привести к минимуму свободную энергию всей разнолегированной
системы сплавов одного кристаллического агрегата. Протекание
этих обменных процессов обусловлено разницей в уровне свобод-
ных энергий атомов различных элементов, растворенных в находя-
щихся в сварном контакте материалах с различной кристалли-
222
ческой сIр\ кг\ром, различным состоянием самой основы — железа
или, наконец, разницей концентрации лаких ю але.мстов г ; он-
idKiирмищнлея сталях

Эти обменные диффузионные процессы могут развивания при
повышенных и высоких температурах, когда обеспечивается по-
вышенная подвижность атомов растворенных элементов и железа.
Поэтому изменение состава, состояния и свойств участков металла
в районе зоны сплавления может происходить либо при термо-
обработке, которую в принципе можно выполнять в широком
интервале температур с нагревом вплоть до 1050—1150° С, либо
при эксплуатационном нагреве, который обычно ограничен тем-
пературой 600—650° С

При рассмотрении сварных соединений разнородных сталей
интерес может представлять диффузия через зону раздела прежде
всего хрома, никеля и железа, по содержанию которых чаще всего
сильно отличаются находящиеся в сварном контакте стали,
а также — углерода, поскольку опыт показал, что именно пере-
мещение атомов этого элемента определяет возможность изменения
свойств сварных соединений Затронув вопрос о диффузии хрома,
никеля, железа и углерода, отметим, что как в у-железе, так
и a-железе скорость диффузии хрома, никеля, железа и других
элементов, дающих растворы замещения, на несколько порядков
ниже, чем скорость диффузии углерода Так, по данным
М А. Криштала, коэффициент диффузии хрома в у-железе при
1050° С равен 58- 1О'|! см2/с, а углерода при 1000° С — около
2,6 -10-7 см2/с Коэффициенты диффузии никеля, железа и других
элементов, дающих растворы замещения, либо одного порядка
с коэффициентом диффузии хрома, либо отличаются от него не
больше, чем на один порядок.

Такая разница в коэффициентах диффузии углерода и других
перечисленных элементов приводит к тому, что при данных усло-
виях — температуре, фазовом состоянии основы и т. п , там, где
перемещение углерода будет значительным, перемещение хрома,
никеля и железа будет мало заметным или даже не ощутимым.
Это обстоятельство — одна из причин того, что диффузия углерода
в сварных соединениях разнородных сталей оказывает большое
влияние на их свойства, а диффузия других легирующих элементов
имеет гораздо меньшее значение.

Некоторое значение диффузия легирующих элементов через
границу раздела разнородных сталей может иметь при длительных
нагревах до высоких температур, значительно превышающих
по этим параметрам возможные условия нагрева при термообра-
ботке или эксплуатации. К. Е. Чарухина и С А Голованенко
с соавторами приводят график изменения концентрации хрома
в стали 12Х18Н10Т, находящейся в сварном контакте с нелегиро-
ванной сталью СтЗ (биметалл) после нагрева при 950 и 1150° С
(рис. 106) Только длительный нагрев при 1150° С дает заметное
перемещение хрома из высоколегированной стали в нелегирован-
223
б)

Расстояние
а)

Рис. 106 Изменение концентрации хрома (а) и миьротвсрдости (б) в сварном
соединении биметалла СтЗ—12XI8HI0T [8]

ную и некоторое повышение твердости приграничного участка
нелегированной стали Такое перемещение хрома (закономерность
перемещения никеля и других элементов в этих условиях практи-
чески аналогична) и связанное с этим очень небольшое изменение
свойств (твердость — рис 106, б), которое может иметь место
только при высокотемпературной термообработке, для агрегатных
свойств сварного соединения практического значения не имеет.
Возможные расстояния перемещения тех же элементов при более
низких температурах эксплуатации (500—600 вплоть до 700° С)
даже при очень большой продолжительности пребывания при этих
температурах значительно меньше и менее значимы для свойств.

Практически важное, а подчас определяющее значение для
свойств и работоспособности сварных соединений разнородных
сталей имеет перемещение углерода через зону сплавления. Это
перемещение углерода, как видно на рис. 39, способно привести
к образованию обезуглероженной бесперлитной зоны на угле-
родистой или низколегированной стали и примыкающей к ней
науглероженной зоны, которая в зависимости от состава этой
части сварного соединения и условий сварки (степени проплавле-
ния) может быть мартенситной, мартенситно-аустенитной, аусте-
нитно-карбидной. Такое изменение структурного состояния в зоне
сплавления приводит к резкому скачкообразному изменению
свойств на участке очень малой протяженности

На рис. 107 представлен график изменения твердости в уча-
стке сплавления сварного соединения стали ЗОХМА с металлом
шва 08Х18Н10 после нагрева при 700° С в течение 100 ч Пере-
мещение углерода из стали ЗОХМА в аустенитный шов привело
к образованию науглероженной зоны с высокой твердостью по-
рядка HV 500 и примыкающей к ней обезуглероженной с твер-
достью всего HV 100. Рядом с этой обезуглероженной зоной на
стали ЗОХМА создается неширокая зона частичной закалки с твер-
достью 300. Общий размер участка, где так резко изме-
няются состав и свойства металла, достаточно велик и составляет
в рассматриваемом случае ~5 мм.
10 864202168 ММ
Расстояние от сплавления

Рис. 107 Твердость в участке сплавления свар
кого соединения стали ЗОХМА со швом типа
08X18HI0 после нагрева при 700° С 100 ч

Образованно такой не-
однородной и свойств, как
следствие Х".м "четкой не-
однородности по содержа-
нию углерода, способно
значительно ухудшить раз-
личные характеристики
общих свойств сварных
соединений Особенно за-
метно ухудшаются свой-
ства, связанные с возмож-
ностью развития местных
микропластических дефор-

маций, например длительная прочность и выносливость Ухуд-
шение этих свойств, по-видимому, связано с наличием обез-
углероженной разупрочненной зоны, по которой и происходит
зарождение и развитие разрушения (см рис 103, б).

Так, например, при испытании образцов сварных соединений
стали ЗОХМА с металлом шва типа 18Х5М, где после нагрева
ниже температуры A j в участке сплавления появлялись обезугле-
роженная зона — на стали ЗОХМА и науглероженная — на шве
18Х5М, обнаружено существенное снижение предела длительной
прочности и предела выносливости — испытание при переменном
изгибе симметричным циклом (табл. 41 и 42). Науглероженные
участки зоны сплавления могут оказать отрицательное влияние
на вязкость стали и снизить в этой зоне сопротивление сварного
соединения хрупкому разрушению.

Для эффективного использования сварных соединений в про-
мышленности (см. табл. 39) необходимо установить условия, обес-
печивающие минимальное развитие диффузионной неоднородности
при термообработке и длительных рабочих нагревах. Эти условия
в дополнение к тому, что обеспечивает минимальную химическую

Таблица 41

Результаты испытания выносливости сварного соединения
стали ЗОХМА с металлом шва 18Х5М [33]

обработка	Ширина обезугле- роженпоП	Тип образца	Место разрушения	кгс7мм*
650-660° С	0,2	Гладкий	Основной металл	34
5 ч	0,2	С концентратором		27,5
	0,2	Гладкий	Шов	32
	0,2	С концентратором	»	26,5
	0,2	Гладкий	Сплавление	30
	0,2	С концентратором	»	24
700° С 10 ч	0,6			20

Зле Лившиц

225
Таблица 42

Длительная прочность при 600° сварных соединений
стали 30ХЛ1Л с металлом шва 18X5.41

Термообработка	Напряме- кге/мн*	Время до разруше-	Характер и место разрушения
Закалка при 850° С	6	>1000	Не разрушился
в масле, отпуск при	8	285	По шву с шейкой
650° С, 1,5 ч	10	147	По стали ЗОХМА с шей- кой
	12	54	То же
Закалка при 850° С	6	G13	По зоне сплавления,
в масле, отпуск при	8	196	хрупко
650°С, 1,5 ч, нагрев	10	79	
при 700° С 10 ч	12	29	

и структурную неоднородность за счет проплавления н смешения
разнолегированных металлов, должны обеспечить получение на-
дежных в работе сварных соединений разнородных сталей.

Перемещение углерода в участке сплавления и образование
химической и структурной неоднородности в нем, способной ухуд-
шить свойства сварных соединений, может быть следствием ряда
причин Основной общей причиной должна быть признана разница
в термодинамической активности углерода в растворах, находя-
щихся в сварном контакте сталей. Могут быть еще и другие ча-
стные причины диффузионного перемещения Однако они обусло-
влены, в конечном счете, указанной главной. Упомянутыми ча-
стными причинами могут быть: 1) разность концентраций углерода
в контактирующих сталях на основе однотипной по кристалли-
ческой природе матрицы (контактируют стали на основе а-раствора
или стали на основе у-раствора); 2) разница в пределах раствори-
мости углерода в твердых растворах контактирующих сталей
(аустенит и феррит); 3) образование химических соединений
в стали, куда перемещается углерод, и стимулирование за счет
этого дальнейшего протекания реакционной диффузии. Каждое
из приведенных трех явлений связано с различием в показателях
термодинамической активности углерода в контактирующих рас-
творах

Схематически рассмотренные условия перемещения углерода
через зону сплавления разнородных по составу или фазовому
состоянию сталей, представлены на рис. 108. Все три частные
причины перемещения углерода через сплавление можно свести
к одной общей — разнице в термодинамической активности угле-
рода в сталях / и II, когда аС1 > Оси. В первом случае (/ на
рис. 108) это вызвано влиянием на повышение аС1 более высокого
содержания углерода в стали /; во втором случае связано с тем,
что ас в феррите выше, чем в аустените, в третьем случае — вли-
226
янием карбидообразующих элементов на пони-
жение ас, что делает аСц < аС1

В обобщенном четвертом случае более вы-
сокое аСр чем аСи предопределяет возмож-
ность перемещения углерода даже из стали
с меньшей концентрацией в сталь с большей
концентрацией и образование представленных
штриховой линией обезуглероженной и иаугле-
роженной зон. Таким образом, задача пред-
отвращения образования рассматриваемой не-
однородности в зоне сплавления разнородных
сталей сводится к обеспечению в них близких

значений термодинамической активности углерода в растворах
(ас, aClI). На рис 40 и стр. 73 приведены сведения о влиянии

легирующих элементов на активность углерода в твердом растворе
Данные эти относятся в основном к аустениту, но они позволяют
качественно судить о влиянии легирования на активность угле-
рода в феррите Из этих данных видно, что повышают активность
никель, кремний и кобальт, а понижают — марганец, хром и алю-
миний Особенно сильно снижает активность хром, его влияние
на понижение активности почти на порядок выше, чем влияние
никеля на повышение активности Поэтому очевидно в аустенитной
хромоникелевой стали, где хрома к тому же содержится больше,
чем никеля, активность углерода в аустените оказывается очень
низкой Другие карбидообразующие элементы — вольфрам, мо-
либден, ванадий также понижают активность углерода в растворе

Сведений о влиянии легирования на показатели активности
углерода в а- и у-железе совершенно недостаточно для того,
чтобы судить об этих характеристиках подвижности углерода
в различных сталях, которые важны для рассмотрения разно-
родных сварных соединений. Поэтому для оценки такой характе-
ристики различных сталей можно исходить из экспериментального
материала, основанного на измерении глубины обезуглероженного
слоя в сварном контакте нелегированной и легированной стали
после нагрева при температуре, характерной для условий экс-
плуатации

Размеры обезуглероженной зоны получены в результате про-
ведения такой серии опытов, где с нелегированной сталью, со-
державшей во всех случаях 0,16% С, были сварены стали, леги-

8*

227
рованные порознь разными количествами марганца, хрома, воль-
фрама, ванадия, ниобия, кремния и никеля, при содержании
в них —0,1% С после нагрева при 700° С 100 ч (рис. 109) Полу-
ченные сведения позволяют судить об относительном влиянии
различных легирующих элементов на активность углерода в фер-
рите.

Если рассматривать влияние легирующих элементов
(рис 109, а), то хром следует отнести к элементам, наиболее сильно
понижающим активность углерода. Только ванадий оказывается
более сильно действующим, чем хром. Однако, учитывая, что хром
вводится в сталь в значительно больших количествах, чем вана-
дий, его следует считать основным легирующим элементом в ста-
лях, определяющим понижение активности углерода. Марганец
также сильно влияет на активность углерода в растворе, но менее
значительно, чем хром Вольфрам, дающий более стойкие карбиды,
чем хром, влияет намного слабее хрома Связано это, по-видимому,
с высокой атомной массой вольфрама

Действительно, если проследить за влиянием легирования,
исчисляя количество введенных элементов в атомных процентах
(рис 109, б), то степень влияния их на понижение активности
углерода в растворе возрастает с увеличением степёжь-химиче-
ского сродства легирующего элемента к углероду. [Из графика
на рис 109, а видно, что никель и кремний приводят к «выталки-
ванию» углерода и образованию обезуглероженной .зоны в нике-
левой и кремнистой стали, что свидетельствует ю повышении
активности углерода в растворе этими элемента^иДКремний при
одинаковом содержании по массе повышает активность углерода
сильнее, чем никель.

Таким образом, в сварных соединениях разнолегированных
сталей регулировать их составы с целью избежания появления
228
струм урной неоднородности при эксплуатационном нагреве эф
фектпвнее всею за счет изменения содержания хрома и марганца
для понижения актвиоми углерода и никеля для повышен."'’
активности у iлерода Использовать кремний для повышения
активности нецелесообразно, так как этот элемент неблагоприятно
влияет на вязкость Активные карбидообразователи ниобий,
вольфрам и молибден в тех количествах, в каких их можно вво-
дить в конструкционную сталь (до 0,5%), мало влияют на изме-
нение активности углерода Эффективным может быть введение
небольших количеств ванадия

Влияние легирующих элементов на активность углерода в рас-
творе зависит от содержания углерода в легированной стали
и определяется рассмотренным ранее критическим значением отно-
шения Ме/С (гл VII) Поскольку на энергетическое состояние
кристаллической решетки основы стали (феррита) легирующий
карбидообразующий элемент влияет, только находясь в растворе,
поэтому при докритическом его содержании (Ме'С < fe), когда
он связан в карбиды, на активность углерода в растворе он прак-
тически не влияет Только когда легирование стали при данном
содержании в ней углерода начинает превышать критическую
величину Ме/С, для данного элемента и данных условий нагрева

начинается заметное изменение активности растворенного угле-
рода, о чем можно судить по зависимости глубина обезуглерожи-
вания нелегированной стали — отношение Ме/С в легированной
стали (рис НО) При докритической степени легирования в свар-
ном соединении нелегированной стали нагрев не вызывает обез-
углероживания

Судя по графикам на рис 109 и НО, особенно активное по-
нижение активности углерода (рост обезуглероженного слоя)
происходит на начальной стадии легирования, дальнейшее уве-
личение легирования приводит к замедлению приращения глу-
бины обезуглероживания, и кривые становятся более пологими
Особенно хорошо это видно на примере вольфрама Поэтому
можно ожидать, что для каждого элемента имеется какой-то
характерный уровень легирования, выше которого практически

Ме/С, °/о по массе	Ме/С, 0Лат.
„ 2,83%Мо

Рис. Ill Характерный вид зависимости глубины
обезуглероживания от /т для нагрева при 700° С
(т — продолжительность нагрева)

не происходит дапьнеи
шего влияния его на об-
разование стр}кт\рнои не-
однородности в участке
сплавления сварных сое-
динений разнородных ста-
лей Ю Н Готальский
считает, что для хрома
при закритическом его со-
держании сверх 6% пре-
кращается его дальнейшее
влияние на образование
структурной неоднород-

ности По-видимому, такое затухающее влияние количества легиру-
ющего элемента на величину обезуглероженной зоны в контакти-
рующей нелегированной стали связано не с затуханием влияния
на изменение активности углерода в растворе, а с тем, что процесс
обезуглероживания происходит диффузионно и подчиняется пара-
болическому закону диффузии (гл. III) Проверка соответствия
кинетики обезуглероживания диффузионной закономерности пол-
ностью подтверждает это предположение (рис 111)

Приведенные на рис 109 и ПО графики позволяют ориенти-
ровочно определять составы разнородных свариваемых низко-
и среднелегированных сталей, при которых нагрев не будет вызы-
вать образования диффузионной неоднородности по углероду на
границе сплавления Для этого содержание легирующих эле-
ментов в каждой из сталей должно быть таким, чтобы они были
способны вызвать одинаковую степень обезуглероживания в свар-
ном контакте на нелегированной стали Собственно, такой же
принцип может быть заложен в основу получения устойчивых
против образования структурной неоднородности в участке спла-
вления сварных соединений низко- или среднелегированных ста-
лей с аустенитными сталями или швами, а также хромистых фер-
ритных сталей с аустенитными

Высокое содержание хрома в аустенитных сталях, даже при
наличии повышенного содержания углерода, предопределяет вы-
сокое закритическое отношение Сг/С и сильное понижение актив-
ности углерода Содержание 10% Ni, повышающего активность
углерода в растворе, оказывается далеко недостаточным, чтобы
компенсировать противоположное действие хрома Кроме того,
более высокая растворимость углерода в аустените также опре-
деляет более низкую активность углерода в аустените, чем в фер-
рите Поэтому сварное соединение, в котором сталь типа 08Х18Н10
находится в контакте с углеродистой или низко- и даже средне-
легированной сталью, всегда склонно к образованию диффузион-
ной неоднородности при нагреве Это обстоятельство подтвер-
ждается микрофотографиями сварных соединений на рис 112.
Если сочетание сталей 15 и 12Х18Н10Т неустойчиво против обра-
230
Рис 112 Участок зоны сплавления;

а — пелсгированной стали с 0.1G% С со сталью 08Х18Н10. б — стали 15Х5М со
сталью 08XI8H10 после нагрева при 700° С 100 ч; X 500; в — стали 12Х1МФ со сталью
типа 12Х18Н10Т после сварки; г — то же. после длительной эксплуатации при 570° С;

зования структурной неоднородности на границе сплавления,
то сочетание стали 12Х5М с 12Х18Н10Т дает зону сплавления
без развития диффузионной неоднородности даже при нагреве
на 700° С

Использовав нелегированную сталь с 0,16% С в качестве
эталона, как и в ранее описанных случаях, были произведены
цагревы сварных соединений этой стали с разными по содержанию
никеля аустенитными сталями и ферритной сталью 08X13. При-
веденные в табл 43 экспериментальные данные наряду с данными
рис 109 и 110 могут служить основой для выбора составов высоко-
легированных аустенитных сталей и сплавов, при которых в уча-
стке сплавления с легированными неаустенитными не будет обра-
зовываться при нагреве диффузионной неоднородности по угле-
род) Так, для сварки стали, содержащей более 3% Сг (например,
231
I .) б л и на 15

Величина ооезуглеро/кенного слоя
на нелегированной стати
с 0,16% С в сварном контакте
с высоколегированными сталями

Тип легнрп	I Лубина обезугле PO/KCHHOIO С И»1 ( 1М) после 11 at рент при 70U 1		
	1ч | 10 ч		| 100 ч
XI8H10	0,3	0,8	2,4
Х25Н20	0,3	о,ь	1,9
Х25Н40М7		—	0,9
Х15Н60	0,2	0,4	1,2
Х25Н60М10					о.ь
0X13	0,3	0,8	2,4

(см § 1) и диффузию углерода
сталей следует рассматривать
yi лерода может существенно

I2X5M), испопьзпванпо при-
садочных материатов типа
Х25Н2о \25H4u\i7 и др , да-
ющих в участке сплавления
с нелегированной сталью обез-
yi лерожепную зон\ менее 2 мм,
не должно вызывать образова-
ния диффузионной неоднород-
ности

Из табл 43 видно так-
же, что для сварки хро-
мистой стали могут быть
применены аустенитные элек-
троды с металлом шва типа
Х18Н10.

Образование промежуточных
сплавов в участке сплавления
через зону раздела разнородных
совместно, так как перемещение
изменить структурное состояние

Таблица 44

Коэффициенты теплового расширения различных сталей [20]

Структурный класс	Металл	а 10» и интервале темпе ратур, «С			
		S	g	g	g
Перлитный	Сталь 20  15ХМ  12Х1МФ  34ХНЗМФ  Шов типа стали 15	12,1  12,6  11,8  12,1  11,4	13,4  13,7  12,8  13  13	14,4  14,3  13,6  13,7  13,6	13,8  13,9
Ферритный и мартенсит- но-ферритныи	12X13  Х17Н2 18X11МФБ	10,4 10,3  10	11.4  11,3 11	12,2  12,1  11,5	12
Аустенитный на желез- ной основе	I2X18H10T  Х16Н13М2Б  Х23Н18  X15H35B3T  Шов типа Х20Н10М2Ф  Шов типа Х15Н35ВЗБ	17  15,4  13,6	17,5  17.1  16,3  15,9  16,8  14,2	18,2 17,8  16,8 16,5  17,8 15	18,6  18,2  17,8  16,9  18,2  15,4
Аустенитный на никеле- Х15Н60М7	12,1  вой основе			12,7	13,6	-
Т а б з и ц а 15

Общие рекомендации ио сварке разнородных сталей

Стрива». tut  1 1 2		Условия работы	Металл шт	Тсрчообр 'бОТЬ 1
Разнолегироваи- ныс перлитные		Без нагрева	Должен соответ- ствовать менее зе- гированной стали	Предназначенная для сварных соеди нении более леги- рованной стали
		С нагревом до 580° С	Промежуточное легирование	
Перлит-	Феррит- ная, по- луфер- ритная	Без нагрева	Перлитный inn аустенитный  Х18Н10, Х25Н13	При перли гпых — высокий отпуск (ес- ли требуется по ста- ли)
		С нагревом до 580° С	Аустенитный с содержанием Ni > 15%	-
Разнолегирован- ные мартенситные		Без нагрева	Неаустенитный, соответствующий менее легирован- ной стали	Высокий отпуск
			Аустенитный Ni (20-40%)	-
		С нагревом до 580° С  С охлаждением ниже —20° С	Неаустенитный, соответствующий менее легирован- ной стали  Аустенитный с Ni (40-60%)	Высокий отпуск
Разнолегирован- ные аустенитные		Без нагрева	Аустенитный, со- ответствующий менее легирован- ной	-
		С нагревом до 650° С	Аустенитный про- межуточного со- става	Аустенитизация, стабилизирующий отпуск
Перлит- ная	Аусте- нитная	Без нагрева	Аустенитный Х25Н15 или типа аустенитной ста- ли	-
		С нагревом до 580° С	Аустенитный с Ni > 20-35%	-
<>браз\'ющихся на I ранние силанов Уменьшение содержания
рлерода в граничных участках со стороны неаустенитнои стали
должно способствовать уменьшению запаса аустенитности в этой
части (участок 2 на рис 104) и увеличению в связи с этим возмож-
ности образования мартенсита и повышению хрупкости.

Кроме того, этот мартенсит в связи с низким содержанием
углерода должен иметь повышенную вязкость. Повышение содер-
жания углерода в граничных участках со стороны аустенитной
стали (участок 3 на рис 104), наоборот, приведет к повышению
запаса аустенитности и уменьшению вероятности образования
мартенсита, но в аустените появится большое количество карбид-
ных выделений Повышение легирования аустенитной стали пре-
имущественно никелем, что уменьшает перемещение в нес углерода
из неаустенитной стали, одновременно оказывает благоприятное
влияние на строение и свойства зоны сплавления, уменьшая
вероятность образования в ней мартенсита.

В сварных соединениях разнородных сталей необходимо счи-
таться с различием теплофизических свойств неаустенитных и
аустенитных сталей Из табл. 44 видно, что у аустенитной стали
типа 08Х18Н10 коэффициент теплового расширения отличается
от этой же характеристики перлитной низколегированной стали
примерно на 25—ЗЭ%, а высокохромистых сталей почти на 40%
Различие в коэффициенте теплового расширения при термоде-
формационном цикле сварки способно привести к повышению
уровня остаточных сварочных напряжений и деформаций, с чем
нельзя не считаться Важно еще и то, что при разнице в коэффи-
циентах теплового расширения охлаждение после термообра-
ботки, в том числе и после высокого отпуска, может вызвать тепло-
вые напряжения и коробление

В условиях циклических нагревов разность в коэффициентах
теплового расширения оказывается особенно опасной, ибо может
привести в этих условиях к образованию и развитию трещин
Поэтому при выборе сварочных материалов для сварки пеаусте-
нитпой стали е аустенитной следует пользоваться электродами
или сварочными проволоками, дающими шов с промежуточным
тепловым расширением, а при сварке неаустенитных сталей
аустенитными швами — сварочными материалами с высоким со-
держанием никеля, дающими металл шва с коэффициентом тепло-
вого расширения, близким к этой характеристике свариваемой
стали (табл 44)

Опыт многолетнего применения сварки для соединения разно-
родных сталей показал надежную работоспособность таких кон-
струкций (табл 45)
I л а в a XII

ТВЕРДОСПЛАВНЫЙ НАПЛАВЛЕННЫЙ
МЕТАЛЛ

ОСОБЕННОСТИ СОСТАВА И СТРОЕНИЯ
ИЗНОСОСТОЙКИХ НАПЛАВЛЕННЫХ СЛОЕВ

Твердосплавные покрытия на рабочих участках различных
изделий и инструментов, работающих в условиях изнашивания,
чаще всего абразивной средой, наносят на основной металл как
правило методами ду говой или газопламенной наплавки В по-
следние годы разработаны и применяются и другие способы нанесе-
ния твердых износостойких покрытий наплавка трением, напыле-
ние в вакууме, объемное армирование и др , однако они не нашли
еще столь широкого использования, как дуговая наплавка

Твердосплавные покрытия, работающие при различных усло-
виях изнашивающего воздействия абразивной среды (ударно-
абразивное воздействие, воздействие закрепленного и незакреплен-
ного абразива и пр ), представляют собой чаще всего сплавы на
основе железа, по составу и строению занимающие промежуточное
место между инструментальными сталями и чугунами, хотя
имеются наплавочные материалы и с невысоким содержанием
yiлерода (—0,4—0,7%)

Условия воздействия на металл абразивной среды и разруше-
ние ею металлической поверхности предопределяют необходимый
состав, микростроение и фазовое состояние и свойства наплавлен-
ного металла Хотя механизм взаимодействия абразивных частиц
с изнашиваемой поверхностью и механизм ее разрушения не
вполне ясны, исследования М М Хрущова, М. А Бабичева,
Б И Костецкого, И В Крагельского, В Н Виноградова,
Г К Шрейбера, Г М Сорокина и др позволяют рассматривать
этот процесс как многостадийный Каждая из стадий в различных
условиях работы может протекать по-разному, соответственно
изменяя состояние рабочей поверхности металла

В зависимости от размеров и свойств (твердости и прочности)
абразивных частиц, а также от характера нагрузки (ударная,
безударная, циклическая, постоянная и пр ) абразив может
внедряться в металл (мелкий, сыпучий абразив) и затем его резать
или деформировать, деформировать и разрушать металл без вне-
дрения в нею (монолитный абразив), создавать наклеп и раз-
рушение, при ударном воздействии вызывать деформирование
металла, усталостное и хрупкое разрушение
23«
Дпя противодействия такому воздействию внешней среты
меылл должен иметь твердую сосивляющую, conpoiивляющуюся
воздействию абразива 1акои составляющей в мсгалте чаще всего
являются карбиды Эти карбиды должны быть связаны матрицей,
свойства которой имеют двоякое значение; она скрепляет карбид-
ные частицы и сама непосредственно противодействует изнаши-
ванию Так, твердая матрица (мартенсит) будет сама но себе
противодействовать абразиву Вязкая матрица из нестабильного
аустенита также может обеспечить высокую износостойкость,
так как, с одной стороны, она обеспечивает хорошее закрепление
карбидов и сопротивление металла ударным нагрузкам, а с дру-
гой — под влиянием воздействия абразива, в определенных усло-
виях, она может претерпевать мартенситное превращение в по-
верхностном слое с повышением за счет этого сопротивления
воздействию абразива Таким образом, в износостойком напла-
вленном металле определяющее значение имеют карбидная фаза
сплава и его основа — матрица

; условий работы привело к созданию очень боль-
хюстойких армирующих покрытий. Наплавочные
зной основе содержат 0,7—2,5% С и редко 0,3—
ты легирования по углероду однотипного мате-
т 0,2—0,4% Наиболее применимы для легирования
ц, хотя многие сплавы легированы также воль-
!м, бором и никелем Реже в сплавы вводят титан,
ний, кобальт
ному состоянию износостойкие наплавки можно
классифицировать на мартенситно-карбидные (Л4 | /<) неста-
бильно аустенитные с карбидами (Я -| К), заэвтектические —
ледебуритно-карбидные (Л + Л), доэвтектические — ледебуритно-
мартенситные и ледебуритно-аустенитные (Л + М и Л Ч- Я)
и аустенитно-мартенситные с карбидами (Я М + Л) (риег-1 1В)г
Естественно, эти типы наплавленного металла будут иметь различ-
ный комплекс свойств в основном по износостойкости и вязкости
и по-разному будут сопротивляться изнашивающим и ударным
нагрузкам, что и предопределит их работоспособность в различ-
ных условиях Одним из показателей свойств наплавленного
'металла является твердость, с которой иногда отождествляют
износостойкость По-видимому, износостойкость с твердостью
можно отождествлять только для одного и того же материала
после различной термообработки Для разных материалов ото-
ждествление твердости и износостойкости может быть с опре-
деленным приближением справедливым в пределах материалов
одного структурного типа Для разных по структурной природе
материалов износостойкость с твердостью отождествлять нельзя
(рис 114).—

Наплавленный ме-

талл	20X23	30X27H4C3 30ХСГ5 09Х4В18Ф

Структура	А -I- К Л + К Л \ А А I М -| К


lzXi5B13<l>2 Релит кар
бкд вольфрам

I I.iri павлен ны й

Структура .

25Х27Р1С1	25Х25Р1С2

Л + К Л + К

40X30PIC1	30Х25Р2С1

Л+ К Л+ К
Рис 115 Микроструктура наплавленного металла типа'30Х25РС при наплавке на токе
140-150 А (а) и 200-220 A (ff) X 200

Рассматривая корреляцию износостойкости с твердостью, необ-
ходимо учитывать вид износа При ударно-абразивном изнашива-
нии наличие ударных нагрузок приводит к тому, что сплавы
с наиболее высокой твердостью (Л 4- К) оказываются наименее
стойкими (см,-рис, 444) В то же время для изнашивания при
трении о закрепленный абразив эта связь оказывается заметно
выраженной, правда, с некоторыми отклонениями, обусловлен-
ными более высокой износостойкостью карбидов по сравнению
с мартенситом

Структурное состояние износостойкого наплавленного металла
в основном определяется его составом Однако влияние может
оказать и технология наплавки — тепловой режим процесса
Увеличение погонной энергии при наплавке, увеличение свароч-
ного тока, уменьшение скорости перемещения наплавочного элек-
трода (источника теплоты) приводит к увеличению длительности
существования ванночки жидкого металла и уменьшению скорости
охлаждения наплавленного металла То же достигается при пред-
варительном подогреве наплавляемого металла Такие условия
приводят к увеличению размеров кристаллизующихся фаз —
например, первичных карбидов в заэвтектоидных сплавах
(рис 115). В связи с этим условия ведения процесса наплавки
должны быть жестко регламентированы для избежания ухудшения
свойств наплавленного металла.

Некоторое влияние на строение и свойства наплавленного
металла может оказать термообработка Однако при больших
размерах наплавляемых изделий ее подчас трудно осуществить,
да и радикального изменения свойств наплавленного металла до-
стигнуть чаще всего нельзя В заэвтектических сплавах свойства
в основном определяются первичными карбидами, а повлиять на
239
нич ।ерническом обрабо1кои нетыя В ^эвтектических спивзх
i ледебуритом доступная термическая обработка — высокий от-
пуек также мало меняет свойства, так как основное влияние на них
окатывают карбиды ледебурита Если в этих сплавах имеется
Мартенсит, то высоким отпуском можно несколько улучшить
ударостойкость сплава Если же в сплавах имеется аустенит,
то при высоком отпуске могут быть только ухудшены свойства,
Vah как распад аустенита понизит ударостойкость и не изменит
практически износостойкости, определяемой главным образом
неизменяющейся при отпуске карбидной фазой Высокий отпуск
может оказаться полезным только для наплавленного металла
с невысоким (0,8—1%) содержанием углерода В этих случаях
в зависимости от состава металла и структурного состояния после
наплавки высокий отпуск может привести к различного рода
изменениям — снятию напряжений, распаду остаточного аусте-
нита, коагуляции вторичных карбидов и др

Важное значение для работоспособности наплавленных изде-
лий имеет надежность связи наплавленного металла с основным.
Основным металлом чаще всего бывает низко- или среднеуглеро-
дистая сталь, а наплавленным — высокоуглеродистый, высоко-
легированный сплав Строение и свойства участка сплавления
этих двух материалов будут зависеть от степени проплавления,
характера промежуточных сплавов и диффузии углерода в при-
граничных участках

чПри наплавке на низкоутлеродистую сгаль (0,2% С), в зависи-
мсст1\отхостава наплавляемого металла, в зоне сплавления могут
получйС^я структуры с превалирующим количеством мартенсита
или/аустщтнтга без карбидов или с карбидами в зависимости от
содержания углерода и карбидообразующих элементов (рис 116)

Структурное состояние участка сплавления, а следовательно,
и его свойства зависят также от диффузии углерода из наплавлен-
ного металла в основной или, наоборот, из основного металла в вы-
соколегированный наплавленный При температурах выше
для основного металла и наплавленного, когда обе стали нахо-
дятся в аустенитном состоянии, несмотря на высокое содержание
в наплавленном металле элементов, снижающих активность угле-
рода, последний все же перемещается в нелегированную сталь
По-видимому, это происходит в связи с тем, что повышение актив-
ности углерода за счет высокого его содержания оказывает реша-
ющее влияние и направление перемещения определяется раз-
ностью концентраций при высокой растворимости углерода в аусте-
ните обеих сталей При температурах ниже Д, в том же сочетании
наплавленного и основного металла углерод очень активно пере-
мещается из низкоуглеродистой стали в высокоуглероднстую
высоколегированную, так как при малых растворимостях угле-
рода в a-Fe решающее значение приобретает понижение его актив-
ности хромом и другими карбидообразующими элементами в на-
плавленном металле
Таким образом, для улучшения связи наплавленного металла
с основным полезно удлинить время пребывания соединения при
температуре выше А3 либо замедлив охлаждение непосредственно
по завершении процесса наплавки, либо проведением соответ-
ствующей термической обработки С другой стороны, нагрев
ниже Л] должен ухудшить связь наплавленного металла с основ-
ным Поэтому по завершении процесса наплавки надо избегать
задержек пребывания в субкритическон температурной зоне
По тем же соображениям высокий отпуск наплавленных изделий
может привести к ухудшению состояния участка сплавления

ЗНАЧЕНИЕ КАРБИДНОЙ ФАЗЫ

Карбиды в износостойком наплавленном металле являются
основной фазой, оказывающей сопротивление действию твердых
абразивных частиц При твердости абразивов более 1000 кгс/мм2
даже мартенсит высокоуглеродистых сталей не может сопроти-

241
Рис 117 Втяни? содержа-
ния хрома и типа карбидов
в хромистых сталях на твер-

г притрснпи по абразиву [34 J.

Штриховые липни
содержащие ~0,4(
сплошные линии -

сплаоы,

сплавы.

/ - Fe3C: 2 - Сг,С3. 3 -

вляться внедрению этих частиц в металл В структуре металла
только карбиды и их производные (карбобориды) могут иметь
твердость выше твердости абразивных частиц Ниже приведены
прцблцженные-эначения твердости., рячлншиих—карбидов—ч-ябрп-
зивов.

Карбид, абразив

Твердость, кге/мм2

Карбид, абразив

Твердость, кге/'мм2

Fe3C	Сг7С3	\V2C	\\С	\’С

1050	1250	3000	1750	2900

TiC	Мо2С	Кремень	Кварц	Корунд

3200	1600	1000	1100	2300

Карбиды, являясь твердой и хрупкой составляющей в стали,
по-разному сопротивляются различным видам воздействия абра-
зива. При трении по абразиву без ударов карбиды повышают
износостойкость, при ударно-абразивном износе большое коли-
чество карбидов может привести к снижению стойкости четалла

Карбиды различных типов имеют различную твердость, и по-
этому они должны по-разному влиять на сопротивление поверх-
Hocni металла воздействию абразивов На примере вольфрама
виднодиято разные карбиды одного и того же металла, имея раз-
личнуюЧвердость, могут по-разному влиять на воздействие абразив-
ных уастт! и изнссостойкость при скольжении по абразиву
Поэтому при\изменении уровня легирования сплавов одним и тем
же элементом\при сохранении содержания в стали неизменного
количества углевода, а следовательно, приближенно неизменного
количества карбиХной фазы износостойкость сплавов будет изме-
няться в связи с изменением типа образующихся специальных
капбидов (цис 117)\JC повышением содержания хрома в стали
происходит переход от цейшгрПта к карбиду хрома Сг,С3 и далее,
к более богатому хромомукубическому карбиду Сг23С0 Стали
с большим количеством углерода (1 %) имеют большее количество
карбидов и соответственно более высокую износостойкость

Практически все наплавочные износостойкие сплавы имеют
закритическую степень легирования карбидообразующими эле-
меХгаМи (Ме/С > /г) Это значит (гл VII), что в них весь углерод
связ^тьщ карбид легирующего элемента, и при дальнейшем уве-
личении легирования может происходить переход специального
карбида, более бедного легирующими элементами, в карбид
того же элемента, но с большим его содержанием При переходе
242
Рис 118 Различная форма карбидов в заэвтектических сплавах [27]

а — крупные первичные карбиды хрома, б — первичные карбиды вольфрама, х550

от карбида одного типа к другому (более легированному, устой-
чивому и, твердому) увеличивается износостойкость. По заверше-
ний возможных преобразований в карбидной фазе дальнейшее
увеличение содержания легирующего элемента приводит к рас-
творерцю его в феррите (или другой основе). При этом износо-
сюйкостЬх^акже может возрастать, особенно в тех случаях, когда
повышение легирования основы связано с образованием мартен-
сита или другой неравновесной структуры

, Рассмотренное, хорошо подтверждается примером -р+ю—Н8 на
хромистых сталях У сталей с 2% Сг при 1 % С не достигается
критическая величина Сг/С и карбидная фаза состоит из карбида
цемеХтитногоЛипа Fe3C или (Fe, Сг)3С В интервале легирования
до 5%\хром/ происходит переход через критическое значение Сг/С
и при ХМо Сг карбидная фаза состоит из карбида типа Сг7С3
или (Сг,)\е)7С3 Износостойкость при этом существенно возра-
стает При\дальнейшем увеличении содержания хрома до 14%
карбидйая фа\а преобразуется в карбид типа Сг23Св или (Сг, Fe)23CG.
Переход от карбида типа Сг7С3 к карбиду типа Сг23С0 сопрово-
ждается также повышением износостойкости, но меньшим, чем
переход от цементитного карбида к специальному Дальнейшее
увеличение содержания хрома сопровождается небольшим при-
ростом износостойкости, связанным, по-видимому, с увеличением
содержания хрома в основе, где главную часть составляет оче-
видно феррит или феррит с аустенитом

В статях со значительно меньшим содержанием углерода
(0,4%) переход через критическую величину Сг/С происходит
при содержании хрома меньше 2%. Поэтому стали с 2% Сг и
0,4 % С не имЬют в карбидной фазе цементита Однако износо-
стойкость этих сплавов ниже, чем у-уранее-раееме-треетных более
высокоуглеродистых сталей в связи со значительно меньшим
Типы карбидов, коли icctbo карбидпои фазы
и коэффициенты изиососгойкости наплавленною металла

Тип сплава	01X2	01X0		08X2	| 08X17			10X24
Тилы карбидов	! Тс3С	< 17с,		1 чС | Cl , ,С.			с
Количество карбидов, об %	5	ь		10	|	11			12
Коэффициент износостойко- сти	0,93		I.24	1	1,26 | 1,41		1,44
Тип сплава	05Х4В12Ф		16Х4В12Ф		10Х14В13Ф2	40В8	
Тилы карбидов	W2C 4- VC		Ме23С0		WoC 4- 4- Ме;Сэ	Ме0С 4- + Ме2зСб	
Количество карбидов, об %	6		31		26	10	
Коэффициент износостойко- сти	1.9		3,7		5,5	1,6	

количеством, карбидов (5%), чем \ высоко}глеродистых сталей
(11?Ф) с теуже содержанием хрома Характерно, что при меныпем
содер>(<а1ип1 углерода закритическое \ всличение легирования хро-
мом значительно сильнее повышает износостойкость, по-видимом},
в связке тем, что в этом случае преобладающее значение в основе
приобретает мартенсит Однако даже наличие мартенсита не поз-
воляет на словах с содержанием углерода 0,4% полечить столь же
высокую изнЪсюстойкость, как на сплавах без мартенсита, но
с содержанием углерода около 1% и большим количеством за счет
этого карбидов (11% по объем}) Последнее обстоятельство еще
раз показывает, что карбиды позволяют более эффективно по-
высить износостойкость, чем мартенсит

В табл 46 приводятся типы карбидов, количество карбидной
фазы по"объему, и коэффициент износостойкости (эталон — не-
легировайная столь с 0,25% С) наплавленною металла
 Карбиды в/износостойких наплавках мог}т иметь различные
раЗктеры^иформу, зависящие главным образом от условий кристал-
лизации и^аяь^тейшего охлаждения сплава Конечно, при оди-
наковом количестйъ^арбидной фазы, форма и размеры карбидов
должны оказывать определенное влияние на износостойкость
Однако это влияние фазы и размеров карбидов надо рассматривать
не изолированно, а в связи со свойствами той матрицы, в которой
карбиды расположены и в связи с характером изнашивающих
нагрузок, которым подвер1ается металл. При трении но абразив}
бгЗ \даров, Тич иоЛСе, npii НаЛИЧИн ЬЯэпОн <1X V IC п>11 н<>И »iclTpHii,i»
в'шяпие формы и размеров i арб!'ДП!>х вычстсний при неизменном
\пх колii'iei гве	невелико ( перехо к>м к прочной млрнце, но

тХкже при отсутствии ударов значение размеров и формы карбидов
несколько увеличивается, но также не оказывает решающего
влияния ра износостойкость материала В нервом случае (аусте-
нитная матрица) отсутствие влияния размеров и формы карбидов
на изноцк той кость определяется тем, что все карбиды хорошо
закреплены-.в вязкой матрице и не выкрашиваются, а суммарная
контактная 'Поверхность мелких и крупных карбидов разной
формы приблизительно одинакова Во втором случае (мартенсит-
ная, матрица) роль карбидов как твердой фазы несколько сни-
жае!ся в связи с высокой твердостью основы, однако, в этом слу-
чае' металл с крупными карбидами может оказаться менее работо-
способным в связи с повышенной возможностью выкрашивания
_т^ердой контактной поверхности с большой площадью

Особое значение форма и размеры карбидов приобретают при
действии одновременно с изнашивающими ударных нагрузок
В этих условиях работают различные грунто- и породоразрабаты-
вающие инструменты, детали шаровых мельниц и пр При наличии
ударных воздействий твердых тел о .металлическую поверхность
меняется схема ее разрушения Приобретает значение сопротивле-
ние динамическому воздействию составляющих микроструктуры,
и в том числе карбидов, как наиболее хрупкой части Однако
и в этом случае вязкая основа, прочно удерживающая карбиды
и способная деформироваться под влиянием ударных воздействий
по абразиву, уменьшает вреднее влияние на разрушение рабочих
поверхностей увеличения размеров карбидных выделений

Характер основы, матрицы, в которой расположены твердые
карбидные частицы, жак-видно-из ранее пртпзеденнолт-матер+шла,
не имеет решающего влияния для износостойкости в условиях
трения по абразиву без ударов При малом количестве карбидной
фазы (4—5%) переход от мягкой матрицы к; мартенситной связан
с повышением износостойкости (рпГ Tit, сплавы с 0,4% С)
При значительном количестве карбидной фазы, когда она оказы-
вает решающее влияние на износостойкость, роль основы сплава
уменьшается При любом количестве карбидной фазы большое
значение характер основы приобретает при наличии наряду
с износом трением и ударных нагрузок

Рассматривая роль карбидной фазы в износостойком напла-
вленном металле, необходимо остановиться на роли бора, который
часто вводят в эти сплавы Бор в высокоуглеродистых сплавах
значительно увеличивает их общую твердость и износостойкость,
однако ударостойкость при этом сильно снижается .феа6гт“4?)

Характер изменения-микроструктуры при введении бора
представлен на рис 119 Из приведенных экспериментальных
данных видно, что бор, по-видимому, существенно смещает в сто-
рону меньших значений критическую величину отношения Me С
Характеристики наитавтенною металла без бора и с бором

Показатель	Тип наплавленною метал та			
	1 1X1’0	1 1X201’0 1	I2X7B9	12X7B9P0 7
Тип карбидов	М-Сл	М7Сз + -1- М23 (С. В)о	м23с0 - М,..с	Мм(С, В)„
Твердость HV	447	730	400	820
Коэффициент изво состойкости	1.4	2,2	2	4.9
Число ударов (гру зом 31 кг) до раз рушения	300	30	140	G

В связи с этим при одном и том же содержании в стали углерода
и легирующего элемента в сплавах с бором появляются карбиды,
более богатые легирующим элементом, чем в сплавах, не содержа-
щих бора В этих карбидах бор замещает часть атомов углерода,
образуя карбобориды, имеющие, по-видимому, более высокую
твердость и большую хрупкость Меняется микроструктура
сплава — увеличивается размер карбидов и карбоборидных
выделений и в отдельных местах они образуют замкнутые кон-
туры Влияние бора на матрицу сплава обнаружено не было
Поэтому повышение твердости и износостойкости следует связы-
вать со свойствами карбоборидов, их высокой твердостью и хруп-
костью, а снижение ударостойкости — с укрупнением карбидных

Рис 119 Микроструктура хромовольфрамового наплавленного металла без бора (о)
и с бором (б), Х650
" карбибирндных выдетений и обрпоплине । гт.ы1\Пч\ коптур< в
которые при ударах разрушаются даже при сравнительно вязкой
матрице Разрешение такой утолщенной сетки и полусетки свя-
зано, по-видимому, с создающимися в ней условиями напряжен-
ного состояния при динамическойнагрузке.

ЗНАЧЕНИЕ ОСНОВЫ (МАТРИЦЫ)

Состояние основы сплава, ее структура и свойства имеют
значение, когда изнашивание теталла абразивом сопровождается
воздействием ударных нагрузок При любом состоянии карбидной
фазы—ее кристаллическом строении, разх-ерах выделений и их
форхю, склонность к разрешению,или,наоборот,сопротивляемость
разрешению износостойкого наплавленного металла главным обра-
зом следует связывать с тем, какой является матрица сплава
и каковы ее свойства Матрица сплава по объему или площади
сечения, как правило, должна занимать большею долю, чех: кар-
биды Обычно объем карбидов составляет до 20% и реже до 40%,
а остальное занимает матрица От ее состояния и свойств зависит,
прочно ли будет едерживаться карбиды при воздействии абразив-
ных частиц и ударов, как будут распространяться зарождающиеся
в отдельных местах очаги разрушения Наряду с этим сснсва
также может внести свой вклад в износостойкость материала
Наиболее износостойкой основой является мартенсит Хорошо
закрепляет твердые частицы и имеет хорошую вязкость аестенит
Смешанная аустенитно-мартенситная основа может иметь хорошую
износостойкость и вязкость и явиться во многих случаях наилуч-
шей матрицей Хорошее сопротивление износу при трении по
абразиву с ударами должно обеспечиваться матрицей из неста-
бильного аустенита, так как хорошо цементируя карбидные
частицы, такая основа, распадаясь в рабочем слое на мартенсит,
дает повышение износостойкости Феррит, как основа, хуже аусте-
нита Прежде всего, в связи с меньшей вязкостью, а также и по-
тому, что и прочность и твердость у него ниже Поэтому феррит
хуже, чем аустенит, закрепляет карбидные включения и хуже,
чем аустенит, сопротивляется разрушению

8)овать состояние основы можно содержанием легиру-
ентов Получение полностью или частично аустенитной
ак наиболее благоприятной, может быть достигнуто
ержания никеля, марганца или углерода
нии никеля в высокоуглеродистых хромистых напла-
лавах без бора и с бором можно судить по данным
тщз чо

14з таблицы видно, что в высокохромистом сплаве с 2% С
20X18) основа и без никеля имеет значительное количество
аустенита, и это обеспечивает высокую устойчивость против удар-
ных нагрузок. В безникелевом сплаве с меньшим содержанием
углерода — 1,2% количество аустенита очень невелико и ударо-
Влияние нике™ на копичествп
аустенита и свойства
высокохромистых
наплавочных сплавов

					I
					
					О — “
ТПП		о		1	
СП! III!		г: н			
					о о q
	м			о §	
		а		=	
У12Х14Р0.5			7	750	3,3	10
	0.85	8	740	3,2	10
	1,75	12	520	3,2	20
	2,9			490	3,1	40
	3,9	38	480	3.1	50
	6,9	49	400	3	80
	8	53	360	2.7	190
	9,7	63	335	2	200
У20Х18		57	540	2,5	180
	з	60	515	2	200
	9	66	510	2	200

Влияние марганца на количество
аустенита и свойства
высокохромистых
наплавочных сплавов

Тип	* = й	§ "	-	•Э-'о og	В” 1
У12X14	1.4	12,5	500		
	3,35	35,8	450	1,8	—
	7,1	55	420	1 3	140
	10,5	60	340	L3	145
У12Х14Р0.6	1,3		600	2,5	4
		45	581	2,2	—
	7,2	50	580	—	5
	11,2	59	575	1.8	6

стойкость сплава также очень невысока Только при содержании
аустенита более 50% сплавы имеют хорошую ударостойкость
при неплохой износостойкости (коэффициент 2,5) Даже в напла-
вленном металле с бором, значительно ухудшающем вязкость
сплава, наличие около 60% аустенита в основе делает материал
хорошо сопротивляющимся ударам

Наличие в наплавленном металле марганцовистого аустенита
менее эффективно\ля повышения ударостойкости высокоугле-
родистых, высокохромистых наплавочных сплавов (табл 49)
В безбористых сплавкх марганец практически, как и никель,
способствует получению^ хорошей ударостойкости, когда коли-
чество аустенита в сснове\достигает 55—60% Однако в борсодер-
жащнх —с 1,2% С fa 14%\Сг, в основе которых получение более
50% ахстенита за счет легирования никелем обеспечило значи-
тельное повышение ударостойкости, получение 60% аустенита
в основе за счет легирования марганцем не дало хорошей ударо-
стойкости сплава. Пока трудно сделать окончательное заключение
о природе различия во влиянии на свойства высоколегированных
износостойких сплавов легирования никелем и марганцем при
одинаковом количестве аустенита в основе Можно полагать,
что большое влияние имеет различие в свойствах никелевого
и марганцовистого аустенита Но не исключена и возможность
влияния доли марганца, входящей в карбид или карбоборид
2

3

4

5

6

7

8

9

10

12

13

14

15

16

17

18

19

20

21

22

23

24

25

26

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Акулов А И , Бельчук Г. А., Демьянцевич В Л. Технология и оборудова-
ние сварки плавлением М , Машиностроение, 1977

Алексеенко М. Ф., Лившиц Л. С. Индукционный нагрев при термообработке
стали М , Оборонгиз, 1953.

Бабаков А. А , Приданцев М В. Коррозионно стойкие стали и сплавы М ,
Металлургия, 1971.

Багрянский К- В., Доброткина 3 А. Хренов К. К. Теория сварочных про-
цессов Киев, Высшая школа, 1976

Бакши О. А., Шрон Р. 3 Прочность при статическом растяжении сварных
соединений с мягкой прослойкой — Сварочное производство, 1962, № 5
Банных О А., Ковернистый Ю. К- Стали для работы при низких температу-
рах М , Металлургия, 1969

Бернштейн М. Л. Стали и сплавы для работы при высоких температурах
М , Металлургиздат, 1956

Биметаллические соединепия/К Е Чарухина, С А Головаиепко, В А Ма-
стеров, Н Ф. Казаков М , Металлургия, 1970

Бокштейн С. 3. Строение и свойства металлических сплавов М , Металлур-
гия, 1971

Винокуров В. А. Отпуск сварных конструкций для снижения напряжений
М , Машиностроение, 1973.

Геллер Ю. А. Инструментальные стали Изд 2-е. М , Металлургиздат, 1961
Гельман А. С. Основы сварки давлением М , Машиностроение, 1970
Готальский Ю. Н. К проблеме сварки разнородных сталей, длительно ра-
ботающих при высоких температурах — Автоматическая сварка, 1964, № 12
Гудков С. И. Механические свойства стали при низких температурах. М ,
Металлургия, 1967

Гуляев А. П., Малинина К. А., Савернна С. М Инструментальные стали
Справочник М , Машиностроение, 1975

Гуляев А. П Металловедение Изд 2-е М, Оборонгиз, 1951 г Изд 5-е
М , Металлургия, 1977

Ерохин А. А. Основы сварки плавлением М , Машиностроение, 1973
Жуховицкий А А., Шварцман Л. А. Физическая химия М , Метатлурр
издат, 1963

Земзин В. Н. Жаропрочность сварных соединений Л, Машиностроение, 1972
Земзин В Н Сварные соединения разнородных сталей М —Л , Машино-
строение, 1966

Каракозов Э С. Соединение металлов в твердой фазе М , Металлургия, 1976
Каховский Н. И. Сварка нержавеющих сталей Киев, Техника, 1968
Красулин Ю. Л Взаимодействие металла с полупроводником в твердой фазе
М., Наука, 1971

Криштал М. А. Диффузионные процессы в железных сплавах М , Металлург-
издат, 1963

Куркин С. А. Прочность сварных тонкостенных сосудов, работающих под
давлением. М, Машиностроение, 1976

Ланская К- А. Высокохромистые жаропрочные стали М , Металлургия, 1976
Лариков Л. Н Рябов В Р Фальченко В М Диффузионные нроцсееы и твер-
дой фазе при сварке М , Машиностроение, 1975.

Ламин 10. М Металловедение и термическая обработка металлов Изд. 2-е

М Металлургия, 1976

Лашко Н. Ф., Лашко-Авакян С В Металловедение сварки (некоторые во-
просы) М Машгиз, 1954

Лебедев Д. В Конструктивная прочность криогенных сталей М., Металлур-
гия, 1976.

28

29

30

31

32

33

34

35

36

37.

38

39.

40

41

42.

43.

44

45

Лебедев Д.'В., Попова Л. В., Знкеев В. Н. Свойства малоперлитных низколе-
гированных сталей при низких температурах —Проблемы прочности,

Легированные стали для нефтехимического оборудован и я/В. Г Дьяков,
Ю С. Медведев, 3 Л Абрамова и др Машиностроение, 1971
Лившиц Л. С Сварка легированных сталей на монтажных работах в строи-
тельстве М , Госстройиздат, 1962.

Лившиц Л. С., Гринберг Н А , Куркумелли Э Г Основы легирования на-
плавленного металла М , Машиностроение, 1969

Лившиц Л. С , Щербакова В. С. Распределение углерода и легирующих
элементов между твердым раствором и карбидами в стали — Известия
АН СССР, серия «Металлы», 1967. № 4

Лившиц Л. С., Щербаков В. С Значение относительной степени легирова-
ния (Ме/С) для формирования свойств стали — Известия АН СССР, серия
«Металлы», 1969, № 5

Марочник стали для машиностроения Изд 2-е/Под ред. О. В Спасской
М , НИИ Информации по машиностроению М , 1968.

Медовар Б И. Сварка жаропрочных аустенитных сталей и сплавов М ,
Машиностроение, 1966

Металловедение и термическая обработка Т I и II Под ред. М. Л. Берн-
штейна и А Г Рахштадта Изд 2-е М , Металлургиздат, 1961.

Металлография железа Т III Пер с англ/Под ред Ф Н Тавадзе М,
Металлургия, 1972

Металлохимические свойства элементов периодической системы/И И Кор-
нилов, Н. М. Матвеева, Л И Пряхина, Р. С Полякова. М , Наука, 1966.
Мовчан Б. А. Микроскопическая неоднородность в литых сплавах Киев,
Гостехиздат, 1962.

Мовчан Б. А. Границы кристаллитов в литых металлах и сплавах Киев,
Техника, 1970.

Могутное Б. М., Томилин И. А. Шварцман Л. А. Термодинамика железо-
углеродистых сплавов, М , Металлургия, 1972

Мороз Л. С., Чечулин Б Б. Водородная хрупкость металлов М , Металлур-
гия, 1967

46	. Некрасов Б В Основы общей химии TIM, Химия, 1973

47	. Николаев Г. А. Ольшанский Н. А. Специальные методы сварки. М , Машино-
строение, 1975

48	Общая металлургпя/Под ред. В. Г Воскобойникова. М., Металлургия, 1973

49	Основы матерналоведения/Под ред И И Сидорина М , Машиностроение,
1976.

50	Петров Г. Л., Ту марев А. С. Теория сварочных процессов Изд 2-е М ,
Высшая школа, 1976.

51	Попов К В , Савицкий В Г. Низкотемпературная хрупкость стали и дета-
лей машин М , Машиностроение, 1969.

52	. Потак Я М. Высокопрочные стали М , Металлургия, 1972

53	Походня И. К. Взаимодействие металла с газами при дуговой сварке М ,
Машиностроение, 1972.

54	Применение термически упрочненных и низколегированных сталей для
объектов нефтяной и газовой промышленности/Е М Кузмак, Н Н Коше
лев, А. Н. Хакимов и др М , Недра, 1977

55	Прохоров Н. Н. Физические процессы в металлах при сварке Т I М , Me
таллургия, 1968.

56	Рыкалин Н. Н Расчеты тепловых процессов прн сварке. М , Машгиз, 1951
58

59

60

61

62

63

64

65

66

67

Семенов А П Схв..тивлние Mi-т mnn М , M.iinrin 1058

Семенов А. П Схватывание металлов — основа холодной сварки — Авто-
матическая сварка, 1964, № 5

Справочник по свойствам сталей, применяемых в котлотурбостроснии/Под
ред А А Канаева М , Машгиз, 1955

Технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением/Под ред
Б Е Патона М., Машиностроение, 1974

Уикс К. Е., Блок Ф Е Термодинамические свойства 65 элементов, их окис-
лов, галогенидов, карбидов и нитридов Пер с англ М , Металлургия,
1965

Физическое металловедение — Атомное строение металлов и сплавов/Под
ред Р Кана Пер. с англ Вып. I. М, Мир, 1967

Химушин Ф Ф. Нержавеющие стали М , Металлургия, 1967

Чалмерс Б Физическое металловедение Пер с англ М , Металлургиздат,
1963.

Шевандин' Е.'М.,' Разов И. А Хладноломкость и предельная пластичность
металлов в судостроении Л , Судостроение, 1965

Шоршоров М. X., Белов В. В Фазовые превращения и изменение свойств
стали при сварке. М , Наука, 1972

Шоршоров М. X. Металловедение сварки стали и сплавов титана М , Наука.
ОГЛАВЛЕНИЕ

Предисловие	3

Глава I Основы физического строения металлов и его значение для
сварки	5

Атомы и межатомные связи	5

Кристаллическое строение металлов	15

Несовершенства кристаллического строения	22

Глава П. Плавление и кристаллизация металлов и сплавов

Плавление металлов, сварочная ванна
Общие закономерности кристаллизации, строения слитка и свар-

ного шва	32

Аллотропические изменения, их роль при сварке	40

Диаграммы состояния сплавов и значение их при кристаллиза-
ции металла в сварных соединениях	41

Кристаллизационные горячие трещины	59



Глава III Диффузия в металлах, сплавах и сварных соединениях 63

Основные закономерности процесса	64

Диффузионные процессы при сварке	67

Глава IV Деформация, рекристаллизация, разрушение	77

Деформация и ее роль при сварке	77

Рекристаллизация и ее значение при сварке	84

Разрушение. Холодные трещины в сварных соединениях	91

Особенности свойств сварных соединений	97

Г л а в а V Сплавы железа с углеродом. Стали. Чугуны	103

Общая характеристика сплавов	103

Фазовое и структурное состояние сплавов, значение их при сварке 105

Гл а в а VI. Структурные и фазовые превращения в сталях и особенно-
сти их при сварке	1 Ю

Процессы, протекающие при нагреве сталей выше температур по-
лиморфных превращений	1Ю

Процессы, протекающие при охлаждении стали, нагретой выше
температур А3 и At	Н7

Превращения при нагреве сталей	ниже температуры Aj	128

Глава VII Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие
в сталях при сварке	133

Влияние легирующих элементов на фазовые составляющие стали 133
Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при
нагреве	138

Влияние легирующих элементов на превращение аустенита при
охлаждении	14!

Влияние легирующих элементов	на свариваемость сталей	*44
Глава VIII Углеродистые низко- и среднелегированные стали в свар-
ных изделиях и конструкциях Чугуны	149

Углеродистые, низко- и среднелегированные стали, их свойства
и свариваемость	149

Хладостойкие стали	167

Теплоустойчивые стали	170

Г л а в а IX. Высоколегированные хромистые стали и их свариваемость 177

Структура, фазовое состояние и свойства	177

Особенности сварки	185

Глава X Высоколегированные хромоникелевые стали и их	сварка 191

Фазовое и структурное состояние	192

Хладостойкие, жаропрочные, кислостойкие и высокопрочные стали 196

Свариваемость высоколегированных хромоникелевых сталей	205

Глава XI Сварные соединения сталей разнородных по составу и струк-
турному классу	214

Образование промежуточных сплавов в зоне сплавления	217

Диффузионные процессы в твердом состоянии на границе сплавле.-
ния разнородных сталей	222

Глава XII Твердосплавный наплавленный металл	235

Особенности состава и строения износостойких наплавленных
слоев	235

Значение карбидной фазы	241

Значение основы (матрицы)	247

Список литературы

249
ИБ № 613

ЛЕВ СЕМЕНОВИЧ ЛИВШИЦ

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ ДЛЯ СВАРЩИКОВ

Редактор Т. Е. Черешнева

Технические редакторы А. Ф. Уварова, Л Т Зубко

Корректор О. Е. Мишина

Переплет художника В. И. Столярова

Сдано в набор 29 08 78 Подписано в печать 03 01.79. Т-01104.

Формат 60х90*/1в Бумага типографская № 1 Гарнитура литературная
Печать высокая Усл печ л 16,0 Уч-изд л 17,55 Тираж 20 000 экз

Заказ 1080 Цена 1 р 30 к

Издательство «Машиностроение», 107885, Москва, ГСП-Ь
1-й Басманный пер , 3

Ленин! радская типография № Ь Ленинградского
производственного объединения «Техническая книга» Союзполиграфпрома
при Государственном комитете СССР по делам издательств,
полиграфии и книжной торговли

|93|44, Ленинград, С-144, ул Моисеенко, 10.
Издательство «Машиное»роение»

НОВЫЕ КНИГИ
по сварочному производству

Выпуск 1979 года

Гржимальский Л. А., И л ь е в с к и й И И. Тех-
нология и оборудование пайки. 15 л , ил 90 к

Гитлевич А. Д, Этингоф Л А. Механизация и
автоматизация сварочного производства. Учебник для технику-
мов 2-е изд., перераб 18 л , ил. 95 к.

Донской А В, Клубник и'н В С. Электроплаз-
менные процессы и установки в машиностроении. 16 л., ил. 90 к

3 е м з и н В. Н., Ш р о н Р 3. Термическая обработка
и свойства сварных соединений. 26 л., ил 1 р. 60 к.

Китаев А М. Электродуговая сварка. В помощь рабо-
чему-сварщику 12 л., ил 55 к.

Лившиц Л С Металловедение для сварщиков. 20 л ,
ил. 1 р 40 к

Новожилов Н.М Основы металлургии дуговой сварки
в газах. 15 л., ил 1 р 20 к

Потапов Н Н. Основы выбора флюсов при сварке сталей.
12 л., ил. 60 к.

Фастрицкий В. С, ФишкинП Ш Электромаг-
нитный контроль точечных сварных соединений. 6л, ил 30 к.

Чулошников П Л Контактная электросварка легких
сплавов. 14 л. ил 1 р. 10 к

Шебеко Л. П., Гитлевич А. Д, Брейт-
м а н М М. Экономика, организация и планирование свароч-
ного производства. Учебник для техникумов 3-е изд , персраб
и доп. 19 л , ил. 1 р

Своевременно заказывайте и приобретайте
новые книги издательства «Машинострое-
ние» в магазинах, распространяющих тех-
ническую литературу!
И з та тс льство «Ма ш и нос трое ние >

НОВЫЕ КНИГИ

по термической обработке материалов

Выпуск 1979 года

Арза масов Б Н Химико- термическая обработка метал-
лов в активизированных газовых средах. 18 л , ил 1 р 30 к

Васильев А С Ламповые генераторы для высокочастот-
ного нагрева. 4-е изд., перераб и доп 7 л ил (Б-чка высокоча-
стотника-термиста) 30 к

Вологдин В В , Кущ Э В Индукционная пайка.
4-е изд , перераб и доп 6 л , ил (Б-чка высокочастотника-терми-
ста). 30 к

Глу ханов Н П Физические основы высокочастотного
нагрева. 4-с изд , перераб. и доп 5 л , ил (Б-чка высокочастот-
ника-термиста) 20 к.

Головин Г. Ф , Зимин Н В Технология термиче-
ской обработки металлов с применением индукционного нагрева.
4-е изд , перераб и доп 8 л , ил (Б-чка высокочастотника-тер-
миста) 40 к.

Демичев А Д Поверхностная закалка индукционным
способом. 7 л , ил (Б-чка высокочастотника-термиста) 30 к.

Дорофеев К П Основы автоматизации производства
и вычислительная техника в термических цехах. Учебник для тех-
никумов. 2-е изд , перераб и доп 16 л , ил 70 к

Иванов В II, Лунин И В , К у л ж и и с к и й В Л
Высокочастотная сварка металлов. 7 л , ил (Б-чка высокочастот-
ника-термиста) 30 к

Прогрессивные методы химико-термической обработки^ Под ред
Г Н. Д у б и н и н а и Я Д Когана 14 л, ил 2 р 10 к

Р ы с к и и С Е Применение сквозного индукционного на-
грева в промышленности. 4-е изд , перераб и доп 5 л , ил (Б-чка
высокочастотника-термиста) 20 к

С л у х о ц к и й А Е Индукторы. 4-е изд., перераб и доп
7 л., ил (Б-чка высокочастотника-термиста) 75 к

Фогель А А Индукционный метод удержания жидких
металлов во взвешенном состоянии. 10 л , ил. (Б-чка высокоча-
стотника-термиста) — 75 к

Своевременно заказывайте и приобретайте
новые книги издательства «Машинострое-
ние» в магазинах, распространяющих тех-
ническую литературу!
1р.30к.

"МАШИНОСТРОЕНИЕ"