Сварка ОГЛАВЛЕНИЕ
родных
сталей
Стр.
Предисловие.......................................................   5
Целесообразность и особенности изготовления конструкций из разнород-
ных сталей.......................................................... 7
1. Области применения комбинированных конструкций и возможное
сочетание в них разнородных сталей................................ 7
2. Особенности сварки разнородных	сталей......................... 17
Формирование состава и структуры металла зоны сплавления разнородных
сталей в процессе получения сварного соединения.....................28
1.	Кристаллизация металла шва и формирование его структуры у гра-
ницы сплавления...................................................28
2.	Химический состав металла зоны сплавления в состоянии после сварки 39
3.	Ширина слоя переменного состава и способы ее регулирования ... 4g
Состав и строение металла зоны сплавления разнородных сталей при на-
личии в ней характерной структурной неоднородности ................ 59
1.	Химический состав металла в зоне структурной неоднородности ... 59
2.	Характерное изменение структуры в нестабильной зоне сплавления . . 65
3.	Природа и механизм образования структурной неоднородности, ха-
рактерной для нестабильной зоны сплавления........................76
Стабилизация структуры н свойств металла зоны сплавления разнородных
сталей............................................................  83
1.	Механизм влияния структурной неоднородности нестабильной зоны
сплавления на работоспособность сварного соединения...............83
2.	Факторы, определяющие образование и степень развития структурной
неоднородности в нестабильной зоне сплавления.....................92
3.	Способы предотвращения образования структурной неоднородности,
характерной для нестабильной зоны сплавления......................104
4.	Напряжения в зоне сплавления разнородных сталей и пути их снижения ПО
Оптимальный состав высоконикелевого сплава для сварки разнородных ста-
лей и созданные на его основе сварочные материалы..................121
1.	Принцип выбора аустенитного металла, сплавляемого с неаустенитным 121
2.	Оптимальный состав сплава для металла шва сварных соединений раз-
нородных сталей..................................................128
3.	Сварочные материалы для соединения разнородных сталей........137
Особенности сварки разнородных сталей в защитных газах.............148
1. Шлаковые включения в многослойном аустенитном шве при сварке
в защитных газах и механизм их образования.......................148
2. Способы предотвращения образования шлаковых включений .... 156
Сварка высоколегированных разнородных сталей.......................166
1.	Сварка высокохромистых разнородных сталей ....................166
2.	Сварка хромоникелевых разнородных сталей......................169
3.	Сварка высокохромистых сталей с хромоникелевыми...............174
Сварка сталей одного структурного класса при различном их легировании 176
1. Особенности сварки..........................................  176
2. Возможные варианты технологии сварки..........................177
Список литературы.............л....................................180
184
34.641
6П4.3
Г73
Готальский Ю. Н.
73 Сварка разнородных сталей.— К.: Техшка, 1981.—184 с.,
ил.— Библиогр.: с. 180—183.
В пер.: 1 р. 60 к. 7000 экз.
В книге систематизированы и обобщены результаты исследований по сварке
разнородных сталей, рассмотрены природа и механизм образования в зоне сплав-
ления таких сталей характерной структурной неоднородности, а также вызыва-
ющие ее факторы, приведены способы стабилизации структуры и свойств зоны
сплавления. Изложен принцип выбора сварочных материалов для изготовления
конструкций из разнородных сталей. Рассмотрены трудности многослойной сварки
аустенитными проволоками в защитных газах, которая может быть широко исполь-
зована прн изготовлении комбинированных конструкций, и даны рекомендации по
их преодолению.
Предназначена для научных работников, а также инженерно-технических работ-
ников промышленных предприятий, конструкторских н научно-исследовательских
организаций, связанных с проектированием и производством сварных конструкций.
Может быть полезна преподавателям н студентам вузов машиностроительных спе-
циальностей.
31206-121
М202(04)-81 95-81 -2704060000
ББК 34.641
6П4.3
Рецензенты: кафедра металлургии и технологии сварочного производства
Ждановского металлургического института; д-р техн, наук М. Н. Гап-
ченко.
Редакция литературы по машиностроению и транспорту
Зав. редакцией М. А. Василенко
Юзеф Николаевич Готальский, д-р техн, наук
Редакторы Л. Е. Альпер, П. Ф. Боброва
Оформление художника В. П. Вересюк
Художественные редакторы Л. А. Дикарев, И. В. Рублева
Технические редакторы С. М. Ткаченко, С. В. Иванус
Корректор Т. А Прожогина
Информ. бланк № 1726
Сдано в набор 01.10.80* Подписано в печать 17.04.81. БФ 02227. Формат бОхЭО1/!»-
Бумага типогр* № I. Гарн. лит. Печ. выс. Уел. печ. л. 11,5. Уч.-изд. л. 12,6. Тираж
7000 экз. Зак. 1-189. Цена 1 р. 60 к.
Издательство «Техника», 252601# Киев# I# ГСП# Крещатик# 5.
Отпечатало с матриц книжной фабрики мм. М. В. Фрунзе на книжной фабрике
«Коммунист» РПО «Полиграфкнига» Госкомиздата УССР, 310012, Харьков-12,
Энгельса, ill.
© Издательство «Техшка», 1981
4
Предисловие
Систематическое совершенствование существующих и разработка
новых, более прогрессивных технологических процессов, непрерыв-
ное повышение экономичности используемых агрегатов, а также
появление новых видов техники определяют необходимость работы
современного оборудования многих отраслей промышленности
в агрессивных средах, при высоких температурах и в других спе-
цифических условиях. В связи с этим возникает необходимость из-
готовлять его из специальных высоколегированных сталей. Такие
стали содержат дорогие, нередко дефицитные металлы. Кроме того,
при их обработке часто возникают значительные затруднения,осо-
бенно при деформировании в горячем состоянии и сварке. Поэтому
весьма актуальным является ограниченное использование этих ста-
лей даже в конструкциях, предназначенных для работы в особых
условиях.
Основными направлениями экономического и социального раз-
вития СССР на 1981—1985 годы и на период до 1990 года преду-
смотрен дальнейший подъем всех отраслей народного хозяйства.
Особое внимание уделено развитию отраслей, определяющих тех-
нический прогресс страны, в том числе энергетики, химической,
нефтехимической и нефтеперерабатывающей промышленности, где
широко используется оборудование из специальных сталей.
Одним из способов ограниченного применения высоколегиро-
ванных сталей в таких конструкциях является изготовление их
комбинированными. Во многих случаях в специфических условиях
работает не все изделие, а лишь отдельные его узлы и даже детали.
Остальная часть изделия находится в обычных условиях, поэтому
она может быть изготовлена из средне- или низколегированной
стали или даже из обычной углеродистой.
В комбинированных конструкциях, предназначенных для ра-
боты в агрессивных средах или при высоких температурах, соеди-
нение отдельных частей целесообразно производить с помощью
сварки, так как механическое соединение часто оказывается
5
конструктивно сложным и ненадежным в эксплуатации. Однако при
этом приходится сваривать стали, отличающиеся одна от другой
своими физико-химическими свойствами, в результате чего полу-
чить качественное и надежно работающее в особых условиях свар-
ное соединение довольно трудно. Сварка высоколегированных сталей
со средне- или низколегированными составила самостоятельную
проблему, являющуюся одной из наиболее сложных проблем со-
временной сварочной науки и техники, над решением которой
длительное время работают многие исследователи как в нашей
стране, так и за рубежом.
Несмотря на трудности, встречающиеся при сварке разнородных
сталей, изготовление комбинированных конструкций находит все
большее применение в различных отраслях промышленности. Это-
му способствует непрерывное появление новых данных, использо-
вание которых позволяет сваривать стали, отличающиеся хими-
ческим составом и физическими свойствами.
В предлагаемой книге освещаются основные вопросы сварки
разнородных сталей с учетом данных, полученных в последние
годы. В ней изложены результаты исследований, проведенных ав-
тором и другими специалистами с целью уточнения и дальнейшего
развития представлений о природе явлений, осложняющих сварку
разнородных сталей, а также изыскания способов предотвращения
этих явлений. На основе анализа возможных способов сварки раз-
нородных сталей определен способ, который рекомендуется как ос-
новной, установлены требования к сварочным материалам, пред-
назначенным для изготовления комбинированных конструкций.
Отзывы и пожелания просим направлять по адресу. 252601,
Киев, 1, ГСП, Крещатик, 5, издательство «.Техника».
разнородных ГЛАВА
сталей
ЦЕЛЕСООБРАЗНОСТЬ
И ОСОБЕННОСТИ
ИЗГОТОВЛЕНИЯ
КОНСТРУКЦИИ
ИЗ РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ
1. Области применения
комбинированных конструкций
и возможное сочетание
в них разнородных сталей
Целесообразность изготовления конструкций, комбинированных из
разнородных сталей, определяется взможными областями их эф-
фективного использования и типом сочетаемых в них сталей.
Комбинированные из разнородных сталей конструкции приме-
няются прежде всего в энергетических установках, в частности в
таких агрегатах, как паровые котлы, паровые и газовые турбины,
атомные реакторы. Это объясняется тем, что на входе в турбину
целесообразно использовать более высокие параметры пара или
газа, что повышает КПД энергетической установки, т. е. улучшает
ее экономичность.
Комбинированными из разнородных сталей изготовляют диски
роторов газовых турбин. Это так называемые композитные диски,
представляющие собой обод из аустенитной стали, приваренный
к центральной части, изготовленной из теплоустойчивой перлит-
ной стали (рис. 1). Применение такого способа изготовления дисков
объясняется тем, что различные их части нагреваются до различной
температуры. Из-за высокой начальной температуры используе-
мого газа периферийная часть диска нагревается выше 600° С,
в силу чего она должна быть изготовлена из высоколегированной
стали. Центральная часть диска нагревается до температур ниже
600" С, поэтому нет надобности применять для ее изготовления вы-
соколегированную сталь.
Применение разнородных сталей весьма целесообразно и в па-
росиловых установках, например в паровпуске, который по своей
конструкции является одним из наиболее сложных узлов турбин-
ного агрегата. В современных турбинах в связи с применением
7
пара высоких и сверхвысоких параметров цилиндры высокого
давления изготовляются двухстенными. При такой конструкции
цилиндра наружная его стенка (наружный цилиндр) подвергается
Рис. 1. Ротор газовой турбины с
композитным диском и привар-
ними лопатками:
1 — перлитная сталь: 2 — аустенитная
сталь, 3 — лопатки.
воздеиствию умеренных темпера-
тур и поэтому может быть изготов-
лена из перлитной стали. Детали
паровпуска нагреваются до тем-
пературы свежего пара, в связи
с чем их необходимо изготовлять
из высоколегированных жаропроч-
ных сталей. В настоящее время
известно несколько вариантов ком-
бинированного изготовления паро-
впуска.
В современных паросиловых ус-
тановках применяются поверхнос-
ти нагрева со сварными соедине-
ниями разнородных сталей (аусте-
нитной с перлитной), выполнен-
ными контактной сваркой. Приме-
нение здесь разнородных сталей
вызвано тем, что в котлоагрегатах
температура труб поверхностей на-
грева на некоторых участках, и
прежде всего в пароперегревателе, достигает 620—640° С, в то
время как на других участках она значительно ниже./
Рис. 2. Схема соединения труб поверхностей нагрева с коллекто-
ром в котле производительностью 950 т/ч при температуре пара
585° С и давлении 2,35 МПа:
1 — выходной коллектор; 2 — патрубок паросборного коллектора; 3 — паро-
сборный коллектор (камера); 4 — промежуточные отрезки труб из перлитной
стали; 5 — труба пароперегревателя из аустенитной стали; КС — контактный
стык.
В настоящее время наиболее распространена такая конструкция
комбинированной поверхности нагрева, при которой часть паро-
перегревателя, выполненная из аустенитной стали, приваривается
8
к штуцерам выходных коллекторов непосредственно или через про-
межуточные отрезки труб из перлитной стали (рис. 2). В этом слу-
чае выходные и паросборные коллекторы, а также их патрубки
п и'отовляются из перлитных сталей.
Заслуживают внимания котлоагрегаты, в которых из аустенит-
ной стали изготовлены не только пароперегреватель, но и выход-
ные и паросборные коллекторы. При использовании пара с крити-
ческими и закритическими параметрами толщина стенок коллекто-
ров из перлитной стали должна составлять 75—90 мм. Коллектор
с такой стенкой может быть только кованосверленым, что сущест-
венно усложняет технологию его изготовления. Кроме того, при
таких коллекторах заметно увеличивается масса агрегата. Изготов-
ление коллекторов из аустенитной стали способствует существенно-
м у (почти в два раза) уменьшению толщины стенок. В этом случае,от-
падает необходимость соединять разнородные стали в пароперегре-
вателе и применять десятки тысяч сварных соединений, качествен-
ное выполнение которых представляет довольно сложную задачу.
Использование для коллекторов аустенитных сталей создает
возможность для выполнения в котлоагрегате сварного соединения
разнородных сталей только в месте присоединения паросборной
камеры к котельному паропроводу. Однако такая конструкция
пока не получила распространения, так как изготовляемые в насто-
ящее время из аустенитной стали толстостенные паропроводные
трубы в условиях длительной работы при высоких температурах
оказались склонными к локальному разрушению по околошовной
зоне, природа и причины образования которого, несмотря на боль-
шое количество проведенных исследований, еще не установлены.
Из других соединений разнородных сталей в паросиловых ус-
тановках можно отметить соединение гильзы паровпуска из жаро-
прочной высокохромистой стали с паропроводом и внешним цилин-
дром из перлитной теплоустойчивой стали. В ряде случаев в паро-
проводы из перлитных сталей ввариваются узлы или отдельные
детали из высоколегированных хромистых сталей. Это прежде всего
некоторые узлы арматуры, например регулирующие клапаны па-
ровых турбин. Сюда можно отнести также измерительные диафраг-
мы, предназначенные для замера расхода пара.
Большинство современных энергетических установок с ядерным
реактором работают по двухконтурной схеме. В первичном контуре
теплоносителем служит вода, нагретая до сравнительно высоких
температур, в результате чего она должна находиться здесь под
высоким (порядка 10—15 МПа) давлением. В наиболее распростра-
ненных реакторах (реакторы ВВР) это давление воспринимается
металлическим корпусом, поэтому он должен быть толстостенным.
По этой причине корпус реактора современных энергетических ус-
тановок изготовляется из низко- или среднелегированной стали
с облицовкой внутренней поверхности нержавеющим металлом.
Трубопроводы в первичном контуре изготовляются из аустенитной
стали. Поэтому получила распространение конструкция первичного
9
контура, при которой разнородные стали соединяются у корпуса
реактора. Вторичный контур в действующих атомных электро-
станциях полностью со-
стоит из обычных кон-
струкционных и строи-
тельных сталей. В пер-
спективе при использо-
вании других теплоно-
сителей или дополни-
тельного перегрева пара
не исключена возмож-
ность комбинированного
изготовления и этого
контура.
В оборудовании так
называемой малой энер-
гетики довольно широ-
ко можно использовать
конструкции, комбини-
рованные из разнород-
ных сталей. Сюда отно-
сятся небольшой мощ-
ности газовые турбины
в различного рода тур-
боагрегатах вспомога-
тельного назначения,
например в турбоком-
Рис. 3. Варианты комбинированного изготовления из разнородных
сталей:
а — роторов турбокомпрессоров для наддува двигателей внутреннего сгорания;
б — валов специальных электродвигателей.	\
прессорах для наддува двигателей внутреннего сгорания. Сюда же
можно отнести и различного вида электродвигатели специального
назначения. Комбинированной в таком оборудовании изготовляется
10
в основном его вращающаяся часть — ротор. Это объясняется тем,
что некоторая часть ротора работает в условиях, в которых не-
обходимо применение аустенитной стали. Но такая сталь склонна
к задиранию на трущихся поверхностях — в шейках, находя-
щихся в подшипниках. В связи с этим здесь стремятся приме-
нять перлитную сталь, что позволяет получить трущуюся поверх-
ность с более высокой твердостью.
В изготовлении комбинированных роторов газовых турбоагрега-
тов вспомогательного назначения наибольшее распространение
получило конструктивное решение, при котором к аустенитному
диску привариваются полувалы из перлитной стали (рис. 3, а).
В электродвигателях специального назначения комбинированным
Рис. 4. Схема присоединения наружных элементов (/ — перлитная сталь) к
корпусу реакционных аппаратов (2 — нержавеющая сталь):
а — рубашки; б — охладительных труб; в — фланца; г — упора; д — опоры (лапы); е —>
упорного кольца.
является вал ротора (рис. 3, б). Здесь также необходимо сваривать
аустенитную сталь с перлитной.
Комбинирование из разнородных сталей может быть широко
использовано в химической промышленности при изготовлении
теплообменных аппаратов, особенно таких, как кожухотрубные
теплообменники. У многих из них теплоноситель внутри труб яв-
ляется агрессивной средой или имеет высокую температуру, по-
этому трубы изготовляются из высоколегированной стали. Продукт
межтрубного пространства в этих аппаратах часто бывает таким,
что трубные доски (решетки) и корпус можно изготовлять из обыч-
ной углеродистой или низколегированной стали.
Комбинирование из разнородных сталей можно применить также
з реакционных колоннах, полимеризаторах, воздушных сатурато-
рах, вакуумперегонных аппаратах и др. Здесь в целях экономии
к корпусу, изготовляемому во многих случаях из нержавеющей
стали, привариваются различного рода наружные элементы (флан-
цы, рубашки, холодильные трубы, опоры, упорные скобы, упорные
кольца и др.), которые в соответствии с условиями работы могут
быть из обычной углеродистой стали (рис. 4).
Комбинированными из разнородных сталей могут быть изго-
товлены также холодильные установки глубокого охлаждения,
11
предназначенные для сжижения газов (кислорода, азота, водорода
и гелия).
Широко применяются конструкции, комбинированные из раз-
нородных сталей, в нефтеперерабатывающей и нефтехимической
промышленности. Непрерывный рост потребности в нефтепродук-
тах, значительное расширение их ассортимента и дальнейшее по-
вышение требований к качеству этих продуктов вызвали необходи-
мость совершенствования существующих и создания новых, более
эффективных процессов переработки нефти, в результате чего во
многих случаях нефтеперерабатывающее оборудование приходится
использовать в условиях низких (минус 50—100° С) и высоких
(850—900° С) температур. Кроме того, почти все нефти, поступаю-
щие на переработку, содержат вещества и соединения, вызывающие
коррозию металлических изделий, которая снижает качество не
только оборудования, но и получаемого продукта, поэтому для
изготовления нефтеперерабатывающего оборудования широко ис-
пользуются нержавеющие стали.
Процесс переработки нефти в настоящее время построен таким
образом, что на всем пути движения перерабатываемого продукта
в установке (от места его поступления до места выхода) физическое
состояние и химический состав его изменяются, в результате чего
различные агрегаты, установки и даже их отдельные узлы работают
в разных температурных условиях. Многие из них работают при
температуре, допускающей использование теплоустойчивых или
даже обычных конструкционных сталей.
В нефтеперерабатывающем оборудовании комбинированными
из разнородных сталей целесообразно изготовлять, например, ап-
параты (реакторы), предназначенные для осуществления тепловых
и химических процессов переработки нефти. К ним относятся преж-
де всего реакторы термического каталитического риформинга и
регенераторы установки каталитического крекинга, где к корпусу
из углеродистой или низколегированной стали привариваются
внутренние детали и устройства (защитные кожухи, кольца от-
парной зоны и др.), изготовляемые из высокохромистых сталей.
В современном оборудовании для переработки нефти комбиниро-
ванными являются также ректификационные тарелки, отдельные
элементы которых изготовляются из высокохромистых сталей.
Комбинированные конструкции применяются также в установ-
ках для дегидрирования бутана, бутилена и других исходных ма-
териалов при получении непредельных углеводородов. Такие кон-
струкции применяются и в змеевике-реакторе трубчатых печей,
которые широко распространены в нефтеперерабатывающей про-
мышленности, являясь основным агрегатом в установке для пи-
ролиза нефтяных фракций и основной частью многих аппаратов,
применяемых при других процессах переработки нефти и ее про-
дуктов. В отечественной практике змеевики в радиантной части печи
изготовляются из аустенитной стали. Для змеевиков конвективной
части могут применяться трубы из среднелегированной стали
12
Рис. 5. Макроструктура сварного со-
единения двухслойной стали (АБВ —
линия сплавления высоколегирован-
ного металла шва с углеродистой
сталью).
I5X5M, а в некоторых местах даже из обычной углеродистой
стал н.
К конструкциям, комбинируемым из разнородных сталей, можно
(н пссти также изделия, изготовляемые из биметалла, представляю-
щею собой двухслойную сталь, у которой основной (несущий)
слой является обычной углеродистой или низколегированной
сталью, а плакирующий — нержавеющей: высокохромистой фер-
ритной (полуферритной) или хромоникелевой аустенитной.
Применение биметалла позволяет значительно (до 70% от веса
и щелия) снизить расход высоколегированной стали. В связи с этим
биметаллические конструкции находят все большее применение
и условиях, вызывающих кор-
розию металла. Большое рас-
пространение такие конструк-
ции получили в пищевой, хими-
ческой, а также в нефтехимиче-
ской и нефтеперерабатывающей
промышленности. Они приме-
няются также при изготовлении
различного рода емкостей для
перевозки и хранения агрес-
сивных жидкостей. Целесообраз-
но применять биметалл для кор-
пусов ядерных реакторов, кото-
рые в настоящее время изготов-
ляются из низко- или среднеле-
гированной стали с облицовкой
внутренней поверхности нержа-
веющим металлом.
Конструкции из биметалла в основном изготовляются с приме-
нением сварки. В соответствии с принятой в настоящее время
технологией сварки биметалла основной (несущий) слой его зава-
ривается с применением сварочных материалов, образующих шов
нз углеродистого или низколегированного металла, плакирующий
(защитный) слой сваривается с получением в шве высоколегирован-
ного металла, удовлетворяющего требованиям, предъявляемым
к этому слою. При этом получается сварное соединение, макро-
структура которого приведена на рис. 5. Как показано на рисунке,
при сварке биметалла имеет место сплавление сталей разных клас-
сов (линия АБВ), что и является основанием отнести изделия, из-
готовляемые из биметалла, к конструкциям, комбинируемым из
разнородных сталей.
В ряде случаев конструкции, эксплуатируемые в агрессивных
средах, изготовляются из обычной углеродистой или низколеги-
рованной стали с нанесением путем наплавки защитного слоя из
высоколегированного металла. В таких конструкциях также может
проявиться особенность, присущая сварным соединениям из разно-
родных сталей-. Следовательно, изделия с наплавленным слоем
13
защитного металла можно отнести к конструкциям, комбинируемым
из разнородных сталей. Такие изделия широко применяются в
атомной энергетике (наплавка внутренней поверхности корпуса
реактора), а также в химической и нефтеперерабатывающей про-
мышленности, где защитный слой наплавляется на те поверхности
массивных литых или кованых деталей и фланцев из проката, ко-
торые соприкасаются с агрессивной средой.
. Особую группу конструкций, которые можно отнести к комби-
нированным из разнородных сталей, составляют изделия из закали-
вающихся сталей, сваренные аустенитными электродами. При свар-
ке таких сталей в зоне термического влияния образуются малоплас-
тичные структуры, способствующие возникновению околошовных
трещин. Чтобы предотвратить образование этих трещин, сварку
закаливающихся сталей необходимо производить с предваритель-
ным, а иногда и сопутствующим подогревом, а изделия из закали-
вающихся сталей после сварки подвергать отпуску. Однако такая
технология значительно усложняет выполнение сварочных работ,
а кроме того, подогрев свариваемого изделия и его термообработку
в ряде случаев осуществить трудно или вовсе невозможно. Отме-
ченные недостатки явились причиной новых поисков, в результате
которых было установлено, что применение еварочных материалов,
обеспечивающих аустенитную структуру металла шва, даст возмож-
ность сваривать закаливающиеся стали без трещин, не при-
бегая к подогреву и последующей термообработке.
В настоящее время сварные соединения с аустенитной структу-
рой металла шва стали применяться во всех конструкциях из за-
каливающихся сталей, которые нельзя подвергнуть предваритель-
ному подогреву и последующей термообработке.
Аустенитными электродами свариваются технологические тру-
бопроводы нефтеперерабатывающих установок, изготовляемые из
закаливающейся хромомолибденовой стали Х5М.Применение аус-
тенитных электродов вызвано тем, что термообработка этой стали,
необходимая при сварке ее неаустенитными электродами, должна
выполняться при довольно жестких условиях. Как известно, от-
пуск стали Х5М в области температур ниже критической (ниже
700° С) требует для распада образовавшегося в ней мартенсита дли-
тельной (до 4—6 ч) выдержки. При нагреве этой стали выше крити-
ческой температуры охлаждение должно быть медленным, чтобы
не превысить критическую (вызывающую закалку) скорость, ко-
торая у стали Х5М очень мала. Большинство же соединений трубо-
проводов нефтеперерабатывающих установок выполняется при их
монтаже. В таких условиях термообработка по режиму, требуе-
мому для отпуска закаленной стали Х5М, встречает значительные
трудности.
В последнее время появляется все большая потребность в раз-
личного рода сосудах, которые должны работать при высоких тем-
пературах и давлениях (реакторы химических и нефтехимических
установок, барабаны паровых котлов современных котлоагрегатов
14
и др.)- В связи с этим их следует изготовлять из легированных
сталей большой толщины, сварку которых необходимо производить
с предварительным подогревом и последующей термической обра-
боткой. Между тем конструкция и размеры этих сосудов таковы,
т о при изготовлении их недостатки, присущие такой сварке, ста-
новятся особо ощутимыми. По этой причине все чаще поднимается
вопрос о применении сварочных материалов, обеспечивающих по-
лучение аустенитного металла шва, с тем чтобы исключить предва-
рительный подогрев и последующую термообработку. Применение
аустенитных электродов необходимо прежде всего для приварки
к корпусу внутренних и наружных деталей, в том числе и штуцеров.
Таким образом, конструкции, комбинируемые из разнородных
сталей, могут быть применены почти во всех отраслях современной
промышленности. Возможное сочетание сталей в комбинированных
конструкциях определяется теми требованиями, которые выте-
кают из условий эксплуатации изделия. Такими условиями яв-
ляются агрессивная среда и высокая температура отдельно или то
и другое вместе. Поэтому в комбинированных конструкциях воз-
можно сочетание высоколегированной нержавеющей или жаропроч-
ной стали со средне- или низколегированной и даже обычной угле-
родистой. Возможно сочетание обычных конструкционных сталей
(средне- и низколегированных) со сталями, обладающими требуе-
мой работоспособностью при весьма низких температурах. По-
следними, как известно, являются высоколегированные стали.
При обычном способе производства (охлаждение после горячей
обработки на воздухе) указанные стали настолько сильно отли-
чаются друг от друга своей структурой, что их по существующим
стандартам относят к различным классам: углеродистые, а также
низко- и среднелегированные — к перлитному, а высоколегирован-
ные— к одному из таких классов, как аустенитный, ферритный,
мартенситный, аустенито-ферритный, аустенито-мартенситный и мар-
тенсито-ферритный (ГОСТ 5632 -72). То обстоятельство, что исполь-
зуемые в комбинированных конструкциях стали относятся к раз-
ному классу, и послужило основанием применить термин разно-
родные стали, который широко используется сейчас в сварочной
науке и технике.
В табл. 1 приведены основные марки сталей, из которых изго-
товляются комбинированные конструкции. Как видно из таблицы,
для изготовления комбинированных конструкций может быть ис-
пользован широкий ассортимент сталей, отличающихся одна от
другой физико-химическими свойствами. В связи с этим число
возможных сочетаний разнородных сталей может быть весьма
большим.
1. Основные области применения комбинированных конструкций и используемы е
марки сталей
Область приме- нения	Сталщ используемые для изготовления части изделия, работающей в условиях	
	специфиче ских	обычных
Энергетическое оборудование	Аустенитные: Х18Н10Т; Х18Н12Т; Х14Н14В2М (ЭИ257); Х16Н26М6А (ЭИ395); Х16Н13М2Б (ЭИ405); Х18Н9ВМТБ (ЭИ572); X15H35B3T (ЭИ612); Х17Н14В2Б (ЭП17); Х16К14В2МТ (ЭП184) Ферритные: 0X13 (ЭИ496); Х17; Х25Т (ЭИ439) Мартенситные и др.: 1X13; 2X13; 15X11МФ; 15Х12В2МФ (ЭИ756); 2Х12ВМФБР (ЭИ993)	Углеродистые: СтЗ; сталь 10; сталь 20; 22К; 25Л; сталь 45 Низколегированные: 15ГС; 14ХГС; 12ХМ; 20ХМ; ЗОХМА; 34ХМ; 20ХМЛ Среднелегированные: 35ХНЗМФ; 12Х1МФ; 15Х1М1Ф; 15Х2МФСР; 20ХЗМВФ (ЭИ415); 20ХМФЛ; 15Х1М1ФЛ; 18ХНВА
Оборудование химической промышлен- ности	Аустенитные: Х18Н9; Х18Н10Т; Х18Н12Т; Х23Н18; X17H13M3T (ЭИ432); ОХ23Н28МЗДЗТ; (ЭИ943) Ферритные: Х17; ОХ17Т; Х25Т; Х28Н (ЭИ657) Мартенситные и др.: 1X13; 2X13; 0X21Н5 (ЭП53); ОХ21Н6М2Т (ЭП54)	Углеродистые: СтЗ; сталь 20 Низколегированные: О9Г2С; юге Среднелегированные: 22ХЗМ; 2ОХЗМВФ; 25ХЗНМ; 18ХЗМ1ВФ1 (ЭИ578)
Оборудование для переработ- ки нефти	Аустенитные: Х18Н10Т; Х18Н12Т; Х14Г14НЗТ (ЭИ711); Х23Н18; Х25Н20 Ферритные: 0X13 (ЭИ496); XI7; Х25Т (ЭИ439) Мартенситные: 1X13; 2X13	Углеродистые: СтЗ; СтЗН; Сталь 20 Низколегированные: 10Г2; I2XM; 15ХМ; ЗОХМ Среднелегированные: 12Х1МФ; Х5; Х5М (Х5М-У); Х5ВФ; 18ХЗМ1В1Ф (ЭИ578); 2ОХЗМВФ1 (ЭИ579)
1 Биметалличе- ские конструк- ции ।	СтЗ + Х18Н10Т; СтЗ + 0X13 (ЭИ496); 20К + О17Н13ИЗТ; 1Х2М1 + 1Х18Н10Т; О9Г2С + + 1Х18Н1ОТ; 12Х1М + + 1Х18Н10Т; 20Х2М + + ОХ18НЮТ	Углеродистые: СтЗ; сталь 20; 15К; 20К Низколегированные: 1ОГ2; 12ХМ; 15ХМ; ЗОХМ Среднелегированные: 12Х1МФ; Х5М (Х5М-У); Х5ВФ; 18ХЗМ1В1Ф (ЭИ578); 20ХЗМВФ1 (ЭИ579)
Конструкции из закаливаю- щихся сталей	Х5М; 12ХМФ; 15Х1М1Ф; 20ХМА; 12Х2МФСР; 20ХСФЛ; 20ХЗМВФ (ЭИ415); 15Х1М1ФЛ; броневые стали	Сталь 35; еталь 45; 25Л; 34ХМ; 25ХГС; ЗОХГС} ЗОХГСНА; 35XH3M; 25X3IIM
16
2. Особенности сварки
разнородных сталей
Сварка разнородных сталей имеет свои специфические особенности,
обусловленные необходимостью получения сварных соединений,
способных работать в особых условиях.
При сварке разнородных сталей в сварном соединении могут
образовываться околошовные трещины — отколы, располагающие-
ся обычно вдоль границы сплавления на некотором расстоянии от
нее. Возникают эти трещины, как правило, в том случае, если в ком-
бинированной конструкции используются стали, склонные к закал-
ке: высоколегированные мартенситные или низко- и среднелегиро-
ванные перлитные.
Трудность сварки разнородных сталей в металле шва состоит
и в том, что могут появиться горячие трещины, под которыми
принято понимать трещины, образующиеся при температурах, на-
ходящихся в области солидуса металла шва. В конструкциях, ком-
бинируемых из разнородных сталей, свариваются высоколеги-
рованные стали с низко- или среднелегированными и углеродисты-
ми. В большинстве случаев, особенно когда в качестве специальной
стали используется аустенитная, сварка производится с примене-
нием материалов, обеспечивающих высоколегированный металл
шва, который весьма склонен к образованию горячих трещин.
Отмеченные трудности встречаются не только при изготовлении
конструкций, комбинируемых из разнородных сталей. Способы
их предотвращения уже достаточно известны и определяются теми
причинами, которые вызывают образование трещин в сварном со-
единении.
Околошовные трещины-отколы неоднократно рассматривались
в литературе. Однако механизм образования этих трещин и при-
чины их возникновения еще не достаточно ясны и для их объясне-
ния выдвинуты две гипотезы.
Согласно первой гипотезе, названной закалочной, отколы возни-
кают в результате закалочных явлений, происходящих в околошов-
ной зоне легированных сталей. При сварке сталей, склонных к за-
калке, в околошовной зоне вследствие образования мартенсита,
обладающего из всех структурных составляющих наибольшим
удельным объемом, возникают структурные напряжения, которые
вызывают микротрещины. Под действием сварочных напряжений
микротрещины развиваются и переходят в макротрещины, наблю-
даемые при изготовлении сварного соединения или в процессе его
эксплуатации.
Вторая, так называемая водородная, гипотеза основана на том,
что главной причиной образования трещин в околошовной зоне
закаливающихся сталей является насыщение этой зоны водородом
путем диффузии его из металла шва. Для доказательства исполь-
зуется тот общеизвестный факт, что замена феррито-перлитных
электродов аустенитными исключает появление отколов. Согласно
17
водородной гипотезе, отсутствие отколов при сварке аустенитными
электродами обусловлено тем, что в аустенитном металле раство-
римость водорода значительно больше, чем в феррито-перлитном.
Резкое падение растворимости водорода в феррито-перлитном ме-
талле шва при фазовом превращении последнего приводит к диффу-
зии этого элемента в околошовную зону, где в это время, вследствие
большей легированности свариваемого металла по сравнению с
металлом шва, сохраняется еще аустенитная структура. В резуль-
тате при одинаковом количестве усвоенного сварочной ванной во-
дорода в случае сварки феррито-перлитными электродами около-
шовная зона насыщается им значительно больше. Выделяясь при
последующем распаде аустенита околошовной зоны, атомарный
водород скапливается в местах физической несплошности этой зоны
(пустые места решетки, стыки мозаичных блоков, границы зерен
и др.) и переходит в молекулярное состояние. При этом развива-
ются большие давления, вызывающие образование надрывов, кото-
рые затем развиваются в трещины, обнаруживаемые в околошов-
ной зоне.
Появилось и другое представление о механизме влияния водо-
рода на образование холодных трещин в околошовной зоне, соглас-
но которому насыщение водородом металла шва околошовной зоны
-снижает его сопротивляемость замедленному (задержанному) раз-
рушению, что и увеличивает вероятность образования надрывов.
Оцнако указанные гипотезы вызывают следующие возражения.
Водородной гипотезе противоречит ряд факторов, наблюдаемых
в практике сварки закаливающихся сталей. С ее помощью нельзя
удовлетворительно объяснить, например, тот общеизвестный факт,
что с увеличением содержания углерода склонность стали к обра-
зованию трещин резко увеличивается. Эта гипотеза не объясняет
также, почему при прочих равных условиях трещины часто возни-
кают в случае сварки стыковых швов и отсутствуют при выполне-
нии наплавочных слоев (наплавка отдельных валиков или широко
применяемая в практике сварки закаливаемых сталей предвари-
тельная облицовка свариваемых кромок). Противоречит водородной
гипотезе и тот общеизвестный факт, что склонность стали к обра-
зованию трещин в околошовной зоне повышается с увеличением
ее толщины.
Вместе с тем некоторые эксперименты показывают, что можно
вызвать трещины в околошовной зоне, насыщая шов водородом
[391. Однако считать эти эксперименты подтверждением опасного
насыщения околошовной зоны водородом нет оснований. Выделен-
ный из металла шва водород прежде всего будет скапливаться в
несплошностях самого металла шва, возникновению которых спо-
собствует ускоренная его кристаллизация в условиях сложно на-
пряженного состояния. При этом атомарный водород переходит
в молекулярный, который не способен к диффузии.
Сказанное не означает, что водород не влияет на образование
трещин в околошовной зоне закаливающихся сталей. По мнению
18
Рис. 6. Характерный вид и располо-
жение околошовной трещины— откола.
автора, он является не основной причиной появления трещин, а лишь
усугубляющим фактором. Возникшие в указанных экспериментах
при насыщении шва водородом трещины в околошовной зоне сле-
дует связывать не со скоплением водорода в этой зоне, а с пониже-
нием пластичности самого металла шва, насыщенного водородом.
Снижение пластичности металла шва создает неблагоприятное на-
пряженное состояние околошовной зоны, что, как будет показано
ниже, и увеличивает вероятность образования в ней трещин.
Закалочной гипотезе в том виде, как она была сформулирована
первоначально, также противоречит ряд факторов, наблюдаемых в
практике сварки закаливающихся сталей. Известно, например, что
сталь ЗОХГСА малых и средних толщин успешно сваривается, хотя
в околошовной зоне образуется
мартенсит. Без трещин в около-
шовной зоне при наличии в ней
мартенсита свариваются закали-
вающиеся стали в случае приме-
нения предварительного или со-
путствующего подогрева. Нако-
нец, общеизвестно, что при на-
плавке отдельных валиков тре-
щины-отколы отсутствуют даже
в том случае, если она произво-
дится на сталь, при сварке ко-
торой стыковым швом отколы
неизбежно образуются. Однако
если в закалочной гипотезе
г
эти противоречия устраняются,
исходить из того, что причи-
ной трещин в околошовной зоне является не мартенсит как
таковой, а образование неблагоприятных продуктов мартенситного
превращения. Одним из них является мартенсит крупноигольчатый
[50]. Следует отметить, однако, что такой мартенсит образуется
в участке перегрева и при сварке в мощных режимах. Сварка же за-
каливающихся сталей производится, как правило, при умеренных
режимах и встречающиеся здесь отколы в большинстве случаев
располагаются вдали от границы сплавления (рис. 6), т. е. вне
участка перегрева. Поэтому образованием крупноигольчатого мар-
тенсита следует объяснять возникновение только тех отколов, ко-
торые располагаются непосредственно у границы сплавления.
При умеренных режимах сварки основной причиной возникно-
вения трещин в околошовной зоне закаливающихся сталей явля-
ется образование в этой зоне мартенсита с высокой степенью тетра-
гональное™ [14]. Основанием для такого утверждения явились
результаты исследований природы мартенсита и механизма превра-
щения, вызывающего его образование.
Мартенсит по своей природе представляет низкотемпературную
модификацию твердого раствора, существующую только в метаста-
бильном состоянии. В силу этого он является структурой неустой-
чивой и уже при нагреве до 20—100° С начинает распадаться
19
с выделением углерода (761. По своему строению мартенсит является
кристаллическим веществом с тетрагональной решеткой [44], сте-
пень тетрагональности которой — величина переменная и опреде-
ляется содержанием углерода в твердом растворе. С выделением
углерода из твердого раствора тетрагональная решетка постепенно
изменяет свои параметры в сторону приближения их к параметру
а-железа.
Различная тетрагональность решетки и придает различные свой-
ства мартенситу. Мартенсит с решеткой, обладающей низкой сте-
пенью тетрагональности, менее хрупок, имеет меньший удельный
объем [52] и, следовательно, вызывает меньшие структурные на-
пряжения. Кроме того, уменьшение степени тетрагональности
решетки мартенсита способствует повышению подвижности дис-
локаций и тем самым облегчает релаксацию напряжений в местах
их концентрации. Следовательно, с уменьшением тетрагональ-
ности решетки образующегося в зоне термического влияния мар-
тенсита должна уменьшаться вероятность образования околошов-
ных трещин.
При данном содержании углерода в стали тетрагональность
решетки мартенсита определяется температурой мартенситного пре-
вращения. Чем ниже температура, при которой совершается мар-
тенситное превращение, тем выше степень тетрагональности решет-
ки и, следовательно, тем больше вероятность образования трещин.
Известно, что опасность возникновения закалочных трещин при
мартенситном превращении уменьшается с повышением темпера-
туры, при которой совершается такое превращение [27, 76]. Это
объясняется тем, что при более высоких температурах (выше
150° С и особенно выше 200° С) мартенситное превращение проис-
ходит с самоотпуском, т. е. образующийся мартенсит быстро от-
пускается, теряет свою твердость и приобретает способность к не-
которой пластической деформации, достаточной для уменьшения
пиковых значений структурных напряжений [76]. К этому следует
добавить еще и тот общеизвестный факт, что с повышением темпе-
ратуры мартенситного превращения количество остаточного аус-
тенита увеличивается, что также способствует релаксации напря-
жений.
Основным фактором, определяющим температуру мартенсит-
ного превращения, является, как известно, температура его нача-
ла, т. е. мартенситная точка (Мн) стали. Чем выше мартенситная
точка, тем меньшая доля превращения останется на область более
низких температур [27]. Из всех факторов, определяющих мартен-
ситную точку, решающим является химический состав стали: мар-
тенситная точка тем выше, чем меньше содержится в стали угле-
рода, марганца, хрома, никеля и молибдена, причем основное
влияние оказывает содержание углерода. Следовательно, с пони-
жением содержания углерода склонность стали к образованию
трещин должна уменьшаться, что и соответствует действитель-
ности.
20
I la температуру мартенситного превращения существенное вли-
иппе оказывает также напряженное состояние металла и его плас-
тическая деформация. Давление по трем осям повышает устойчи-
вость аустенита и снижает температуру его распада [68]. Давление
по одной или двум осям, вызывающее пластическую деформацию,
смещает мартенситное превращение в область более высоких тем-
пе ратур [58].
Таким образом, в околошовной зоне сварного соединения зака-
ливающихся сталей температура мартенситного превращения и,
следовательно, образование трещин должны в значительной сте-
пени определяться собственными напряжениями первого рода, вы-
зываемыми сваркой.
Сварка, как правило, вызывает объемные (трехосные) напряже-
ния. Однако в зависимости от величины отдельных составляющих
лих напряжений различают линейное, плоскостное и объемное
напряженные состояния. При сварке стыковых швов с увеличе-
нием толщины свариваемого металла создаются условия для появ-
ления объемных напряжений, что у закаливающихся сталей спо-
собствует сдвигу мартенситного превращения в область более низ-
ких температур. Склонность закаливающихся сталей к образованию
трещин в околошовной зоне с увеличением толщины возрастает.
В случае наплавки отдельного валика или облицовки кромок зака-
ливающихся сталей возникают двухосные напряжения, которые
способствуют протеканию мартенситного превращения в области
более высоких температур. В этом случае отколы в закаливающихся
сталях не наблюдаются.
С позиции отмеченного эффекта превращения мартенсита в об-
ласти более высоких температур (верхняя область мартенситного
превращения) получает более строгое толкование физическая сущ-
ность и принцип выбора оптимальной температуры предваритель-
ного или сопутствующего подогрева. При сварке с подогревом ме-
талл околошовной зоны охлаждается медленно, особенно в области
мартенситного превращения. В результате основной объем этого
превращения происходит в области температур, при которых оно
сопровождается самоотпуском. Отсюда следует, что целесообраз-
нее подогрев до температур, близких к мартенситной точке свари-
ваемой стали.
Положительное действие смещения мартенситного превращения
в область более высоких температур позволило более строго,'"чем
при водородной гипотезе, объяснить установленную практикой и
ставшую широко известной возможность сварки закаливающихся
сталей без подогрева путем применения сварочных материалов,
обеспечивающих получение металла шва аустенитного класса. При
аустенитном шве в сварном соединении создается иное, чем в со-
единении с феррито-перлитным швом, распределение сварочных на-
пряжений. При аустенитном шве в околошовной зоне возникает
напряженное состояние, которое протекающее здесь мартенситное
превращение смещает в область более высоких температур, в силу
21
чего происходит оно с самоотпуском. При этом из твердого раствора
выделяется углерод, вследствие чего уменьшаются тетрагопаль-
ность решетки мартенсита и, следовательно, ее искажение, вызван-
ное превращением аустенита в мартенсит. В результате мартенсит,
образующийся в околошовной зоне, при аустенитном шве имеет
меньшую твердость и вызывает меньшие напряжения второго
рода, чем при феррито-перлитном, что и увеличивает стойкость
околошовной зоны против образования трещин.
Таким образом, для предотвращения отколов при сварке зака-
ливающихся сталей необходимы следующие условия: применение
технологии, способствующей развитию происходящего в околошов-
ной зоне мартенситного превращения в области температур, близ-
ких к мартенситной точке свариваемой стали, и исключение усло-
вий, способствующих насыщению сварочной ванны и, следовательно,
металла шва водородом. Мартенситному превращению в области
температур, близких к мартенситной точке, содействуют медленное
охлаждение сварного соединения ниже мартенситной точки (за-
медлить охлаждение здесь можно с помощью предварительного
или сопутствующего подогрева), а также устранение или снижение
объемных напряжений, вызываемых сваркой (существенным здесь
является повышение пластичности металла шва — сварка аусте-
нитными электродами — или применение предварительной обли-
цовки свариваемых кромок).
Все эти требования удовлетворяются используемыми в настоя-
щее время способами сварки закаливающихся сталей — сваркой
перлитными электродами с подогревом и сваркой аустенитными
электродами без подогрева. Следует отметить, однако, что оба спо-
соба не обеспечивают полного решения проблемы сварки закалива-
ющихся сталей, особенно в современном сварочном производстве:
в перлитном шве часто образуются трещины, в аустенитном— нель-
зя получить высокий предел текучести.
Изложенное современное представление о причинах образова-
ния околошовных трещин позволяет наметить новый способ сварки
закаливающихся сталей. Поскольку аустенитный металл шва ока-
зывает положительное влияние на предотвращение околошовных
трещин, сварку закаливающихся сталей можно производить с ис-
пользованием сварочных материалов, обеспечивающих получение
металла шва с задержанным распадом аустенита в нем до темпера-
тур 200° С и ниже. В этом случае околошовная зона свариваемой
закаливающейся стали по условиям происходящего в ней мартен-
ситного превращения будет близка к околошовной зоне сварного
соединения, выполненного аустенитными сварочными материа-
лами. А это значит, что сварку закаливающихся сталей мате-
риалами, обеспечивающими получение металла шва с указан-
ным распадом аустенита, можно производить без подогрева.
Если при этом применить сварочные материалы, обеспечиваю-
щие получение металла шва, аустенитная структура которого рас-
падается с образованием структуры, придающей металлу высокую
22
прочность, то новый способ сварки позволит получить металл шва
с высокими прочностными характеристиками.
Практическим осуществлением нового способа сварки закали-
вающихся сталей может быть использование сварочных материа-
лов, обеспечивающих в металле шва химический сост ав и структуру
низкоуглеродистых мартенситных сплавов (мартенситные стали)
или сплавов переходного класса (аустенито-мартенситные стали).
Как известно, аустенито-мартенситные и малоуглеродистые мартен-
ситные стали получают свою структуру только при температурах
100—160° С (мартенсито-стареющие стали) и даже при 20—60° С
(аустенито-мартенситные стали). До этих температур в них сохра-
няется структура аустенита. Следовательно, металл шва аустенито-
мартенситного или мартенситного класса в период происходящего
в околошовной зоне мартенситного превращения сохраняет физико-
механические свойства, присущие аустенитному металлу. В резуль-
тате основной объем этого превращения должен происходить в
верхней его области и поэтому оно будет протекать с образованием
благоприятных продуктов, что и исключает надобность подогрева
при сварке.
В металле шва мартенситного или аустенито-мартенситного клас-
са распад аустенитной структуры происходит с образованием мар-
тенситной или аустенито-мартенситной структуры, которые при-
дают металлу высокую прочность при достаточных в большинстве
случаев пластических и вязких характеристиках. При традицион-
ных способах сварки закаливающихся сталей такую прочность
металла шва можно получить только при сварке с подогревом, кото-
рый, как отмечалось, существенно усложняет условия работы свар-
щика и не всегда может быть осуществлен.
В современном сварочном производстве применение материалов,
обеспечивающих металл шва из сталей аустенито-мартенситного
или мартенситного класса, следует считать основным способом свар-
ки закаливающихся сталей. Обусловлено это тем, что в настоящее
время для изготовления сварных конструкций все чаще приме-
няются закаливающиеся высокопрочные стали. При сварке таких
сталей необходимо не только исключить образование околошовных
трещин, но и обеспечить довольно высокие механические свойства
металла шва. Использование здесь традиционного способа сварки
закаливающихся сталей, заключающегося в применении материа-
лов, обеспечивающих получение металла шва аустенитного класса,
не позволяет получить требуемое сварное соединение из-за не-
достаточных прочностных свойств этого металла. Не всегда пред-
ставляется возможным получить требуемое соединение таких сталей
и вторым традиционным способом сварки закаливающихся сталей,
который состоит в применении предварительного или сопутствую-
щего подогрева и сварочных материалов, обеспечивающих получение
металла шва из низко- или среднелегированной стали. В ряде слу-
чаев для сварки этих сталей требуется такое легирование металла,
при котором в нем возникают либо холодные, либо кристаллиза-
23
ционные (горячие) трещины. Как показали исследования автора,
выполненные совместно с В. В. Снисарем, А. Л. Купоревым и
Э. Л. Демченко, применение материалов, обеспечивающих металл
шва с аустенито-мартенситной структурой или со структурой высо-
колегированного безуглеродистого мартенсита, позволяет со-
временные закаливающиеся высокопрочные стали успешно сва-
ривать без подогрева, получая при этом требуемые сварные со-
единения.
Горячие трещины в металле шва являются весьма распростра-
ненным дефектом высоколегированного металла шва, особенно
аустенитного. Образование их в настоящее время связывают с на-
личием в нем прослоек незакристаллизовавшейся жидкости. Ве-
роятность образования этих трещин определяется соотношением
величины растягивающих напряжений, возникающих в результате
неравномерного нагрева свариваемого металла, а также кристал-
лизации сварочной ванны и охлаждения сварного соединения, и
пластическими свойствами металла шва в так называемом. эффек-
тивном интервале кристаллизации. Под этим интервалом понимают
часть интервала кристаллизации, в котором металл шва находится
в двухфазном твердо-жидком состоянии. Началом его (верхней
границей) является срастание дендритов в общий каркас, концом
(нижней границей) — полное затвердевание металла шва, т. е.
температура реального солидуса. Полагают, что металлу в твердо-
жидком состоянии присуща высокая хрупкость, поэтому эффектив-
ный интервал кристаллизации называют также температурным
интервалом хрупкости (ТИХ). По мнению автора, этот термин
более приемлем, но, как будет показано далее, нижнюю границу
температурного интервала хрупкости следует ограничивать не ли-
нией солидуса, как это принято сейчас, а несколько (порядка 50—
100° С) ниже.
Как видно из изложенного, образование горячих трещин в ме-
талле шва связывается с его первичной кристаллизацией, в резуль-
тате чего эти трещины часто называют кристаллизационными.
Согласно существующему представлению, горячие трещины в
металле шва образуются в том случае, если в температурном ин-
тервале хрупкости величина деформации превысит пластичность,
которую приобретает к этому времени затвердевший металл. Если
же деформация затвердевшего металла в этом интервале не достиг-
нет его пластичности, трещины не образуются.
Предполагается, что наличие жидких прослоек ослабляет сече-
ние затвердевшего металла и тем самым способствует его разруше-
нию. В связи с этим принято считать, что если к моменту возник-
новения ощутимых растягивающих напряжений металл шва успел
полностью затвердеть, образование горячих трещин в нем исклю-
чено.
Образование горячих трещин в металле шва, по мнению автора,
не следует связывать только с наличием в нем жидких прослоек.
Трещины могут возникать и после полного его затвердевания.
24
Основанием для такого утверждения является тот факт, что во всех
материалах при температурах, близких к солидусу, существует
так называемый интервал хрупкого разрушения, в котором мате-
риал находится в твердом состоянии, но пластичность его прибли-
жается к нулю [381. Эго обстоятельство, а также то, что к моменту
полного затвердевания металла шва возникают ощутимые растяги-
вающие напряжения, позволяет считать, что именно в этот момент
наиболее вероятно образование трещин. Кроме того, появились
жспериментальные данные [95], которые показывают, что горячие
трещины в металле шва возникают именно после полного его за-
твердевания. Сказанное и явилось основанием считать температур-
ный интервал хрупкости, с которым принято связывать образование
горячих трещин, более широким, чем эффективный интервал крис-
таллизации.
Из изложенного следует, что стойкость металла шва против
образования горячих трещин, или, как ее еще называют, технологи-
ческая прочность металла шва, зависит от его хрупкости и пластич-
ности в этом интервале, а также интенсивности нарастания растя-
гивающих напряжений (темпа деформации). Чем шире указанный
интервал и ниже пластичность, тем ниже стойкость металла шва
против образования трещин.
Ширина температурного интервала хрупкости металла шва
определяется его химическим составом. Весьма важное значение
имеет содержание элементов, образующих легкоплавкие соединения
и эвтектики, которые, затвердевая последними, располагаются по
границам столбчатых кристаллитов, в силу чего вероятность по-
явления трещин увеличивается.
Легкоплавкую эвтектику, особенно в высоколегированных ста-
лях, которые в большинстве случаев содержат никель, образует
прежде всего сера. Сернистоникелевая эвтектика (Ni—NiS) обла-
дает весьма низкой температурой плавления (645° С) и поэтому
располагается по границам зерен (столбчатых кристаллов) металла
шва. Следовательно, для предотвращения горячих трещин в ме-
талле шва необходимо прежде всего уменьшить содержание серы.
Кроме серы, ликвирующими элементами, образующими относитель-
но легкоплавкие интерметаллидные соединения или эвтектики и тем
самым способствующими образованию горячих трещин в аустенит-
пом металле шва, являются углерод, фосфор, кремний, ниобий.
Поэтому содержание их также следует снижать.
Другим способом предотвращения появления горячих трещин
в металле шва путем выбора соответствующего его состава является
легирование элементами, улучшающими механические свойства,
и прежде всего пластичность межкристаллических прослоек. В аус-
тенитном металле шва с двухфазной структурой это достигает-
ся легированием элементами, образующими неаустенитную фазу
(б-феррит, карбиды, нитриды и др.), располагающуюся по границам
кристаллов [45, 51]. Получение металла шва с двухфазной, особен-
но аустенито-ферритной (у + 6-феррит) структурой в настоящее
25
время hii.'ihi к я основным способом предотвращения появления
горячих ipi iiijiii при сварке аустенитных сталей.
В hi.n i ноцитированных однофазных сплавах (чистоаустенитный
мп । । । inu.i) горячие трещины образуются по полигонизационным
। p.iiiiiii.iM, появляющимся в закристаллизовавшемся металле при
имтрагуре несколько ниже линии солидуса в результате движения
п 1 руипировки дислокаций и вакансий [55]. Установлено, что пред-
отвратить в таком металле появление трещины можно, легировав
его элементами, которые уменьшают подвижность дислокаций и тем
самым смещают температурный интервал полигонизации в область
более низких температур, что частично или полностью тормозит
выделение полигонизационных границ. Для сплавов аустенит-
ного класса на никелевой и железной основе такими элементами
являются молибден, вольфрам, тантал, рений и др. [55].
Сварке разнородных сталей присущи также специфические труд-
ности. Одна из них вызвана возможностью образования в металле
шва так называемых холодных трещин, которые возникают в
остывшем уже сварном соединении даже спустя 10—20 ч после
сварки.
Основная специфическая трудность сварки разнородных ста-
лей, как свидетельствуют многочисленные исследования [15, 82],
обусловлена тем, что в зоне их сплавления* может происходить
значительное изменение структуры сплавляемых металлов**. В ре-
зультате здесь образуются прослойки разупрочненного или охруп-
। ченного металла. Разупрочнение или охрупчивание в зоне сплав-
ления разнородных сталей может быть настолько сильным, что
происходит преждевременное (аварийное) разрушение сварного
соединения. В практике эксплуатации сварных соединений разно-
родных сталей известно немало случаев хрупких разрушений по
зоне сплавления, хотя каждый из свариваемых металлов в отдель-
ности имеет высокую вязкость. Такое изменение структуры металла
в зоне сплавления разнородных сталей условно названо образова-
нием структурной неоднородности.
Специфической трудностью сварки разнородных сталей, осо-
бенно аустенитных с неаустенитными, с точки зрения получения
надежно работающего соединения, является неизбежное наличие
в нем остаточных напряжений, которые во многих случаях дости-
гают значительных величин и имеют неблагоприятное распреде-
ление. Последующая термическая обработка, с помощью которой
* Под зоной сплавления разнородных сталей следует понимать участок
сварного соединения, включающий границу сплавления и непосредственно
примыкающие к ней микроскопической толщины слои металла шва и около-
шовной зоны свариваемой стали, в которых в процессе кристаллизации сва-
рочной ванны и последующего нагрева (многослойная сварка, термообработка,
эксплуатация при высоких температурах) происходит изменение химического
состава, структуры и свойств.
** Термин «сплавляемые металлы» здесь и далее применяется для сокра-
щения выражения «основной металл и металл шва».
26
обычно устраняются сварочные напряжения в так называемых од-
нородных соединениях, в соединениях разнородных сталей только
ухудшает их распределение и поэтому не может быть признана це-
лесообразной.
Таким образом, для получения качественных и надежно рабо-
тающих сварных соединений необходимо применить технологию
сварки, которая исключает образование околошовных трещин при
использовании в свариваемой конструкции закаливающихся ста-
лей; обеспечивает получение металла шва без горячих трещин;
не вывываетчрезмерного разбавления высоколегированного металла
менее легированным; исключает образование структурной неодно-
родности в зоне сплавления как в процессе получения сварного
соединения, так и при последующем его нагреве (термообработка,
эксплуатация в условиях высоких температур); обеспечивает полу-
чение сварного соединения, в котором сплавляемые металлы имеют
близкие коэффициенты линейного расширения.
Сварные соединения разнородных сталей, полученные с приме-
нением технологии, разработанной с учетом указанных требова-
ний, являются вполне приемлемыми как по результатам различ-
ного рода испытаний в лабораторных условиях, так и по данным
их работы в реальных конструкциях.
Р ^сталей ГЛАВА
2
ФОРМИРОВАНИЕ СОСТАВА
И СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛА
ЗОНЫ СПЛАВЛЕНИЯ
РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ
В ПРОЦЕССЕ ПОЛУЧЕНИЯ
СВАРНОГО СОЕДИНЕНИЯ
1.	Кристаллизация металла шва
и формирование его структуры
у границы сплавления
В сварных соединениях разнородных сталей, выполненных свар-
кой плавлением, одним из сплавляемых металлов является металл
шва. Первоначальный состав и структура этого металла форми-
руются в процессе кристаллизации сварочной ванны. Следова-
тельно, выяснение природы и механизма образования в зоне сплав-
ления разнородных сталей структурной неоднородности, возмож-
ность появления которой обусловливает основную трудность их
сварки, необходимо начинать с процесса кристаллизации металла
шва в этой зоне с учетом тех особенностей, которые вызываются
сплавлением металлов, обладающих различными физико-хими-
ческими свойствами.
Сварочная ванна с точки зрения условий кристаллизации рас-
плавленного в ней металла обладает рядом специфических особен-
ностей, основными из которых являются значительный градиент
температуры жидкого металла и большая скорость его охлажде-
ния. И все же кристаллизация металла в сварочной ванне долж-
на подчиняться общим законам затвердевания жидкости. В силу
этого процесс кристаллизации металла шва должен представлять
собой первоначальное образование зародышей кристаллов (зерен)
и последующий их рост. Затвердевание металла сварочной ванны,
сточки зрения общих положений физического металловедения, мож-
но отнести к процессу кристаллизации на анизотропной подкладке,
которой в данном случае является нерасплавленная часть свари-
ваемого металла. Однако кристаллизация металла сварочной ванны
имеет ту особенность, что происходит на подкладке, нагретой до
оплавления. В силу этого зародышами кристаллов здесь являются
частично оплавленные зерна свариваемого металла. Обоснованием
28
сказанного может быть тот факт, что в зоне сплавления зерна за-
кристаллизовавшегося металла сварочной ванны (металла шва)
являются общими с зернами свариваемого металла (рис. 7). Сле-
довательно, кристаллизация металла сварочной ванны представ-
ляет собой только одну стадию — вторую из двух стадий, состав-
ляющих процесс затвердевания в общем виде.
Отсутствие образования центров кристаллизации (зародышей)
является одной из особенностей кристаллизации металла свароч-
ной ванны.
В современной теории кристаллизации вторая стадия этого про-
цесса — рост зародышей (кристаллов) — представляется в виде
последовательного послойного присоединения по их кристалли-
ческим плоскостям молекул, ато-
мов или ионов кристаллизующе-
гося вещества [72, 77]. При кри-
сталлизации металла сварочной
ванны такой механизм роста
зародышей вызывает присоеди-
нение к кристаллическим плос-
костям частично оплавленных
зерен свариваемого металла ато-
мов металла шва. В результате
между свариваемым металлом
и металлом шва создается меж-
атомное сцепление, которое, в
свою очередь, создает сварное
соединение. В конечном ито-
Рис. 7. Микроструктура зоны сплав-
ления аустенитного металла шва с пер-
литной сталью, X 100.
ге в зоне сплавления образуются указанные общие зерна.
Образование в зоне сплавления зерен, являющихся общими для
нерасплавленной части свариваемого металла и металла шва, пред-
ставляет основную и существенную особенность кристаллизации
металла сварочной ванны. Появление таких зерен дало основание
кристаллизацию металла в сварочной ванне выделить в особый вид,,
названный взаимной, или совместной, кристаллизацией. Следует
отметить, однако, что ни первый, ни второй из этих терминов нель-
зя признать удачным, так как в процессе кристаллизации жидкого-
металла сварочной ванны нет образования и роста кристаллов (зе-
рен) в свариваемом металле, которые следовало бы ожидал ь, исходя
из смысла упомянутых терминов.
Поскольку кристаллизация металла сварочной ванны имеет
специфические особенности, для краткой характеристики этого про-
цесса необходим термин, который отображал бы имеющуюся здесь
специфику, т. е. отсутствие обычного процесса зарождения крис-
таллов и образование общих зерен (металлической связи) между
свариваемым металлом (подкладкой) и кристаллизующимся спла-
вом. В остальном затвердевание металла сварочной ванны явля-
ется известным процессом кристаллизации на анизотропной под-
кладке, называемой ориентированной кристаллизацией [83, 61, 721.
29
О влиянии особенностей кристаллизации сварочной ванны на
'Структуру металла шва в зоне сплавления разнородных сталей
можно судить по образуемой здесь первичной структуре. Обнару-
жить эту структуру довольно трудно. Обусловлено это тем, что в
большинстве сталей из-за присущей им вторичной кристаллизации
не всегда удается выявить первичные зерна. Даже в тех металлах,
которые при аллотропическом превращении не образуют фаз, за-
тушевывающих границы первичных зерен, выявляемую обычными
методами структуру не всегда можно считать первичной. При мед-
ленном охлаждении зародыши новой фазы возникают преимущест-
венно на границах зерен старой фазы в результате наличия здесь
различного рода дефектов кристалла, которые облегчают пласти-
ческое течение растущего кристалла на ранней стадии его развития
из зародыша и тем самым способствуют снятию упругих напряжений.
Из-за такого зарождения центр новой фазы располагается на гра-
нице старой фазы, и границы их зерен не совпадают.
При ускоренном охлаждении, когда перекристаллизация про-
исходит при большем переохлаждении, увеличивается число заро-
дышей, образующихся в единице объема, и они возникают внутри
зерен старой фазы. В этих условиях превращение облегчается при
определенной взаимной ориентировке кристаллов старой и новой
фаз, и поэтому границы их совпадают.
Для экспериментального исследования первичной структуры
металла шва в зоне сплавления наиболее приемлемым будет исполь-
зование однофазных сплавов, не претерпевающих даже аллотропи-
ческих превращений. Одним из сплавляемых металлов может быть
также сталь, в которой при вторичной кристаллизации по грани-
цам вновь образующихся зерен располагается ферритная оторочка
(сетка). Согласно так называемой «силовой» теории образования
зерен и происхождения границ [60], указанная сетка феррита долж-
на копировать границы первичных зерен. Обусловлено это тем,
что образование феррита при вторичном превращении (у а) со-
провождается высвобождением части атомов и поэтому происходит
прежде всего там, где имеются вакансии, т. е. по границам первич-
ных зерен.
Поэтому автором исследовалась зона сплавления аустенитного
металла шва типа Х25Н13 с высокохромистой ферритной сталью
Х25Т (ЭИ439), армко-железом и среднеуглеродистой сталью 35
[16]. Аустенитный металл типа Х25Н13 использован здесь в связи
с тем, что в нем сравнительно легко выявляются границы зерен
(кристаллитов), которые в металле шва из других аустенитных
сплавов выявить довольно трудно.
Следует отметить, однако, что сравнительно легко выявляемые
в металле шва типа Х25Н13 границы кристаллов могут быть не
первичными, а полигонизационными и могут не совпадать с пер-
выми [55]. Поэтому в указанных экспериментах в качестве высо-
колегированного металла применялся также сплав Х25Н60М10,
легированный большим количеством молибдена, что должно по-
30
давлять полигонизацию и тем самым сохранять четкую видимость
расположения первичных кристаллов и их границ.
На рис. 8 приведена микроструктура металла зоны сплавления
в двух исследованных соединениях. Здесь не наблюдается совпаде-
ния границ зерен свариваемого и наплавляемого металлов, которое
принято считать специфической особенностью кристаллизации сва-
рочной ванны. Установленный факт для сплавления разнородных
металлов является закономерным, и его можно объяснить, если
рассмотреть процесс роста кристаллов и связь факторов, определя-
ющих этот процесс, с физико-химическими свойствами сплавляе-
мых металлов.
а	б
Рис. 8. Микроструктура зоны сплавления среднеуглеродистоп стали 35 с аус-
тенитным металлом Х25Н13 (а), Х300 и хромоиикельмолибденовым сплавом
Х25Н60М10 (б), Х150.
С точки зрения термодинамики рост кристаллов можно рас-
сматривать как процесс гетерогенного зародышеобразования и рос-
та зародышей на его гранях [8, 77]. Согласно теории гетерогенного
зародышеобразования, зародыш на имеющейся поверхности раз-
дела (подкладке) может возникнуть в том случае, если эта поверх-
ность смачивается кристаллизирующейся жидкостью. По этой тео-
рии, образующийся на инородной подкладке зародыш имеет купо-
лообразную форму, обладающую сферической симметрией (рис. 9,о),
и характеризуется равновесием горизонтальных составляющих сил
поверхностного натяжения на границе соприкосновения, выражае-
мым формулой [77]
yms = 7<s +Ymfcos0,
где 0 — краевой или равновесный контактный угол зародыша на
подкладке, с — зародыш, s — подложка, т — расплав.
При кристаллизации металла сварочной ванны зародышем об-
разующегося кристалла является частично оплавленное зерно сва-
риваемого металла. Такой зародыш является трехмерным и по-
этому может расти лишь в том случае, когда к его грани присоеди-
няется группа атомов в виде незавершенного слоя (пластинки)
одноатомной толщины, являющегося двухмерным зародышем для
последующего роста кристалла (рис. 9, б). Это обусловлено тем,,
31
что присоединение к грани растущего кристалла одного атома
(молекулы) не уменьшает, а увеличивает свободную энергию сис-
темы, в которой происходит кристаллизация, поэтому одна моле-
кула на грани кристалла неустойчива, она стремится возвратиться
в кристаллизующуюся жидкость. На грани кристалла устойчиво
может удерживаться лишь скопление молекул, размеры которого
не меньше определенной (критической) величины [721. В силу этого
рост кристалла определяется не отдельными ударами атомов или
молекул кристаллизующейся жидкости о его грани, а вероятностью
образования на гранях комплекса этих атомов (молекул) в виде
двухмерного зародыша.
Рис. 9. Форма зародыша при частичном (с) и полном (б) смачивании
подложки кристаллизующейся жидкостью.
Таким образом, вероятность образования на поверхности ино-
родной подкладки зародыша кристаллизующейся жидкости и,
следовательно, рост кристалла металла сварочной ванны на час-
тично оплавленных зернах свариваемого металла определяется
краевым углом, образуемым возникающим зародышем с поверх-
ностью подкладки.
Краевой угол зародыша, в свою очередь, определяется близостью
кристаллических решеток подкладки и образующейся твердой
фазы [8]. Наименьшим он будет в том случае, когда решетка под-
кладки по своим размерам (периоду) и ориентации атомов будет
соответствовать решетке закристаллизовавшегося вещества. Это
условие является наиболее приемлемым для кристаллизации жид-
кости на инородной подкладке. С точки зрения физической химии
и физического металловедения оно является общим положением
для кристаллизации на подложке и составляет так называемый
принцип ориентационного и размерного соответствия [61, 72].
Принцип ориентационного и размерного соответствия сохраня-
ется и в том случае, если кристаллизующееся вещество имеет ре-
шетку, неполностью совпадающую с решеткой подкладки [72]. Од-
нако в этом случае он может иметь место лишь при различии ре-
шеток, отвечающем выражению
Да С 1/ л2”'/-  < 0,09 а,
СР ' С«Д
32
где Ср, Ссд — модули упругости кристалла соответственно при
растяжении и сдвиге.
Как следует из указанного выражения, разность периода ре-
шетки не должна превышать 9%. По мнению некоторых специалис-
тов [72] она должна быть еще меньше.
Ориентированная кристаллизация может быть и при большем
различии параметров сопрягающихся решеток, но только в том
случае, если в кристаллах подкладки и закристаллизовавшегося
вещества имеются так называемые сопрягаемые (подобные) ком-
плексы [61, 721. Следует отметить, что в зоне сопряжения таких
решеток образуется слой с искаженной (несовершенной) решеткой
кристаллизующегося вещества. Однако по мере наращивания слоя
закристаллизовавшегося вещества искажение решетки быстро
уменьшается, в силу чего в зоне сопряжения деформированной бу-
дет только прослойка незначительной (мономолекулярной или
в несколько десятков атомных диаметров) толщины.
При значительном различии параметров решеток кристалли-
зующегося вещества и подкладки и отсутствии в их кристаллах
сопрягающихся комплексов искажение решетки кристаллизую-
щегося вещества в зоне сопряжения его с подкладкой может су-
щественно увеличиться. При этом существенно увеличится и тол-
щина деформированного слоя, чему будет способствовать образо-
вание в нем твердых растворов переменного состава. В связи с этим
образуемые кристаллы не могут сохранить ориентированное и, осо-
бенно, размерное соответствие кристаллам подкладки. В этом слу-
чае возможно появление на базе одного зерна подкладки несколь-
ких кристаллов затвердевшей жидкости или, наоборот, на базе
нескольких зерен подкладки — одного кристалла затвердевшей
жидкости.
Ниже приведены данные о различии параметров решеток ме-
таллов, в зоне сплавления которых исследовалось формирование
структуры:
Сплавляемые металлы	Различие параметров
решетки* %
Х25Т + Х25Н13.....................................21,4
Армко-железо + Х25Н13.............................24,5
Сталь 35 + Х25Н13.................................23,1
Сталь 35 + Х25Н60М10..............................25,9
Как видно, исследованию подвергалась зона сплавления ме-
таллов, параметры кристаллической решетки которых отличаются
на 21% и более, т. е. значительно больше 9%. Однако в случае,
когда неаустенитным металлом является армко-железо или сталь
35, отличие параметров решеток сплавляемых металлов должно
быть иным, чем указано, так как в момент сплавления (кристалли-
зации металла шва) армко-железо и сталь 35 имеют не перлитную,
а аустенитную структуру. И все же оно, по-видимому, будет
2*1-169	33
довольно значительным, так как аустенит стали 35 по сравнению
со сплавляемой с ней аустенитной сталью Х25Н13 содержит зна-
чительно меньше легирующих элементов, а армко-железо их во-
обще не содержит.
Из изложенного следует, что при .сварке разнородных сталей
в зоне сплавления не во всех случаях образуются зерна, общие
для металла шва и свариваемого металла. Очевидно также, что
при сварке таких сталей в результате сплавления металлов разных
структурных классов, которые довольно часто обладают различ-
ными кристаллическими решетками, кристаллизация металла шва
в зоне сплавления должна представлять более сложный процесс,
чем при сварке так называемых однородных металлов. Поэтому
получение здесь качественной связи сплавляемых металлов состав-
ляет самостоятельную проблему.
Теоретически задача получения качественного соединения между
различными материалами легко решается в том случае, если атомы
соединяемых металлов будут сближены на расстояние, требуе-
мое для межатомного взаимодействия [67]. Необходимость такого
сближения и определяет указанное искажение решетки металла,
кристаллизующегося в зоне сплавления разнородных сталей. В том
случае, когда свариваются такие разнородные стали, при которых
решетки сплавляемых металлов отличаются незначительно или
имеют сопрягающиеся атомные комплексы, необходимое сближение
атомов достигается без существенного искажения решетки кристал-
лизующегося сплава. В этом случае в кристаллизующемся металле
шва образуется структура, соответствующая структуре основного
металла у линии сплавления. Если металл шва имеет решетку,
сильно отличающуюся от решетки свариваемых сталей, требуемое
сближение атомов приводит к образованию в нем переходного слоя
с искаженной решеткой. В этом случае образующиеся в металле
шва кристаллы не будут соответствовать зернам свариваемого ме-
талла.
Таким образом, в сварных соединениях разнородных сталей
кристаллизация металла шва непосредственно у границы сплавле-
ния обладает некоторыми специфическими особенностями. Но при-
рода их такова, что они вряд ли могут вызы >ать образование в зоне
сплавления разнородных сталей той структурной неоднородности,
которая является основной причиной преждевременного разруше-
ния сварных соединений таких сталей.
Следует отметить, что в зоне сплавления разнородных сталей
всегда имеют место разные структуры, поскольку в таких соедине-
ниях сплавляются металлы, существенно отличающиеся по хими-
ческому составу и теплофизическим свойствам. Одиако в правильно
выполненных соединениях таких сталей структура сплавляемых
металлов сохраняется неизменной вплоть до границы сплавления.
Поэтому зону сплавления здесь в отличие от соединений, где на-
блюдается изменение структуры сплавленных металлов, условно
принято считать структурно однородной.
34
В большинстве случаев непосредственно после сварки (исходное
состояние сварного соединения) зона сплавления разнородных ста-
лей выявляется в виде тонкой четко выраженной линии, к которой
примыкают структуры, присущие металлу шва и околошовной зоне
свариваемого металла (рис. 10, с). Отчетливо выделяющаяся на
рисунке линия представляет собой фотографическое изображение
тени от уступа, который образуется при травлении вследствие раз-
личной химической стойкости сплавленных металлов. Если сплав-
ленные металлы по химической стойкости в используемых для трав-
ления реактивах отличаются мало, явно выраженная линия раз-
дела в зоне сплавления отсутствует. В этом случае структура зоны
сплавления представляет «мягкое» сочетание структур сплавляемых
металлов (рис. 10, б).
Рис. 10. Микроструктура в зоне сплавления разнородных сталей в состоянии
после сварки с четко выраженной линией (а) и «мягким» сочетанием (6), Х200.
Нередко в зоне сплавления разнородных сталей можно наблю-
дать глубокое вклинивание (затекание) наплавленного металла
в основной металл по границам его зерен (рис. 11). Иногда это вкли-
нивание настолько часто повторяется, что зона сплавления при-
обретает вид бахромы (рис. 12). Большое увеличение показывает,
что в этом случае сплавление имеет извилистую форму, в которой
выступ свариваемой стали чередуется с впадиной из наплавляемого
металла.
Вид выявляемого на шлифах сплавления разнородных сталей
зависит, прежде всего, от химического состава свариваемого ме-
талла. При составе, способствующем скоплению по границам
зерен элементов, образующих легкоплавкие соединения, проплав-
ление основного металла носит извилистый характер, проникая
зубцами вглубь между зернами. В процессе последующего форми-
рования сварного соединения расплавленные участки межзерен-
ных границ заполняются металлом шва и сплавление приобретает
вид бахромы.
Сплавление разнородных сталей с вклиниванием металла шва
в свариваемый металл может образоваться и в том случае, если
О*
35
последний имеет химический состав, при котором образуемые между
зернами прослойки склонны к охрупчиванию. Возникающие при
сварке напряжения вызывают в этих прослойках трещины, в ко-
торые при последующем формировании сварного соединения прони-
кает жидкий металл сварочной ванны, что и придает сплавлению
вид бахромы.
Вид сплавления разнородных сталей зависит также от режима
сварки [10]. Изменение режима сварки вызывает перераспределе-
ние элементов, входящих в состав свариваемого металла, особенно
тех, которые имеют высокий коэффициент диффузии. При режимах,
увеличивающих время пребывания околошовной зоны свариваемого
металла в области высоких тем-
ператур, в ней интенсифицируются
Рис. 11. Затекание наплавлен-
ного металла по границам зерен
свариваемой стали, хЗОО.
Рис. 12. Микроструктура зоны сплав-
ления разнородных сталей при обра-
зовании в ней «бахромы», хЗОО.
диффузионные процессы, в результате чего на границах между зер-
нами происходит скопление элементов, образующих легкоплавкие
или хрупкие соединения. Наличие таких соединений на межзе-
ренных границах приводит, как показано выше, к образованию
сплавления с вклиниванием наплавляемого металла в основной.
В рассмотренных видах зоны сплавления нет изменения струк-
тур основного и наплавленного металлов. Не изменяются здесь
и их свойства, о чем свидетельствуют размеры отпечатков индентора,
с помощью которого определялась твердость металла зоны сплав-
ления. Как видно из рис. 10, твердость основного и наплавленного
металлов в такой зоне не изменяется до самой линии сплавления,
поэтому рассмотренные виды зоны сплавления разнородных сталей
следует считать структурно однородными.
В зоне сплавления разнородных сталей в состоянии после свар-
ки довольно часто можно увидеть вклинивание основного металла
в наплавленный в виде различной формы и размеров полуостров-
ков, направленных в поперечном сечении шва вдоль границы
сплавления (рис. 13, а}. Нередкой наплавленном металле непосред-
ственно у границы сплавления наблюдаются островки нераспла-
вившегося основного металла (рис. 13, б).
36
По своей природе указанные островки и полуостровки являют-
ся конгломератом зерен, оторванным от основного металла, по-
этому их образование следует связывать с характером плавления
последнего. Основанием для такого утверждения является тот
факт, что, как показывают полученные автором экспериментальные
данные, вероятность появления островков или полуостровков и их
количество зависят от режима сварки, который прежде всего
определяет характер плавления основного металла. Наибольшее
влияние здесь оказывает сила сварочного тока. В случае сварки
под флюсом проволокой диаметром 5,0 мм наибольшее количество
таких островков и полуостров-
ков наблюдается при токе до
300 А. С увеличением силы тока
до 500 А и более их количество
б
Рис. 13. Микроструктура зоны сплавления разнородных сталей при образова-
нии в наплавленном металле полуостровка (а) или островка (б) основного ме-
талла, хЗОО.
и размеры сильно уменьшаются. Особенно много островков и по-
луостровков образуется в зоне сплавления при сварке по приса-
дочной проволоке.
Следовательно, можно считать, что образование в зоне сплавле-
ния островков и полуостровков основного металла определяется
условиями перемешивания жидкого металла сварочной ванны в
узком слое, непосредственно прилегающем к границе плавления
основного металла. Островки и полуостровки образуются в том
случае, если жидкий металл в этом месте по каким-либо причинам
перемешивается недостаточно. Об этом свидетельствует тот факт,
что непосредственно у островков и полуостровков граница сплав-
ления основного и наплавляемого металла имеет зигзагообразную
форму, где зубья основного металла, углубляясь в наплавленный
металл, теряют резкость своих очертаний, как бы размываясь
(рис. 14). В случае хорошего (полного) перемешивания граница
сплавления получает четкое очертание, подобно той, которая по-
казана на рис. 10.
37
Тот факт, что количество и размеры наблюдаемых в зоне сплав-
ления островков и полуостровков, а также вероятность их появ-
ления зависят от режима сварки, позволяет считать, что они не
Рис. 14. Граница сплавления основного (неаус-
тенитного) металла, вклинившегося полуостров-
ком в наплавленный (аустенитный) металл,
Х600.
являются специфичес-
кой особенностью свар-
ки разнородных ста-
лей. Есть основания по-
лагать, что подобные
вклинивания (включе-
ния) имеют место в свар-
ных соединениях любых
металлов, выполненных
дуговой сваркой. В свар-
ных соединениях разно-
родных сталей они об-
наружены раньше в свя-
зи с тем, что в таких
соединениях сплавля-
ются металлы, сильно
отличающиеся по физи-
ко-химическим свойст-
вам, в результате йего вклинивания четко выявляются при трав-
лении шлифа.
Приведенные виды структур в зоне сплавления разнородных
сталей показывают, что присущие сварным соединениям таких ста-
лей специфические осо-
бенности кристаллиза-
ции металла шва непо-
средственно у границы
сплавления действитель-
но не вызывают образо-
вания в зоне сплавле-
ния той структурной
неоднородности, кото-
рую принято считать
причиной недостаточной
технологической проч-
ности сварного соедине-
Рнс. 15. Микроструктура зоны сплавления уг-
леродистой стали СтЗ с аустенитным металлом
малого запаса аустенитности (типа Х18Н8),
Х200.
ния или преждевремен-
ного его разрушения.
Лишь в некоторых
случаях в зоне сплав-
ления разнородных ста-
лей в состоянии после сварки со стороны наплавленного ме-
талла можно заметить слой структуры, отличающейся от структуры
остальной его массы (рис. 15). Такая зона является уже структурно
неоднородной, так как здесь, если судить по отпечаткам индектора,
изменяются свойства наплавленного металла. Указанный вид!струк-
38
туры является следствием чрезмерного развития той части обра-
зуемого в зоне сплавления разнородных сталей переходного слоя,
которая имеет химический состав, способствующий образованию
повой фазы.
Отмеченная неоднородность структуры в зоне сплавления раз-
нородных сталей встречается в том случае, когда используемый
в соединении высоколегированный металл имеет малую степень
(малый запас) легирования. Именно в этом случае, как будет по-
казано далее (см. гл. II. § 3), получает чрезмерное развитие та
часть переходного слоя, в которой возможно образование новой
фазы.
2.	Химический состав металла
зоны сплавления в состоянии
после сварки
Изменение структуры сплавляемых металлов в зоне сплавления
может происходить прежде всего вследствие изменения их хими-
ческого состава в этой зоне. Поэтому исследование химического
состава металла зоны сплавления разнородных сталей, и в первую
очередь в состоянии после сварки, представляет значительный
научный и практический интерес, так как дает возможность опре-
делить время и причины образования наблюдаемой в зоне сплавле-
ния разнородных сталей структурной неоднородности, а также
изыскать способы ее предотвращения.
Образующаяся в зоне сплавления разнородных сталей струк-
турная неоднородность имеет весьма ограниченные размеры: в боль-
шинстве случаев она составляет десятые и даже сотые доли милли-
метра. В связи с этим для определения изменения химического со-
става в зоне сплавления разнородных сталей необходимо исполь-
зовать методы, позволяющие исследовать металл в весьма малых
объемах.
Простейшими методами, позволяющими получить сведения о
химическом составе металла в весьма малых объемах (о химической
макро- и микронеодпородности), являются измерение микротвер-
дости, рентгеноструктурный анализ и микрорентгенография.
Измерение микротвердости является самым простым методом
определения химического состава металла в малых объемах и ло-
кальность его достигает 8—9 мкм [56]. Однако с помощью этого
метода нельзя определить состав металла в зоне сплавления разно-
родных сталей. Измерение микротвердости дает возможность более
или менее надежно определить содержание элемента только в двой-
ных сплавах. Количественный, а иногда даже и качественный ана-
лиз химического состава многокомпонентных сплавов при исполь-
зовании этого метода практически невозможен. Кроме того, микро-
твердость металла зависит не только от его химического состава,
по и от структуры и даже строения в пределах одного зерна (суб-
структуры).
39
Не может быть использован для исследования состава металла
зон сплавления разнородных сталей и рентгеноструктурный ана-
лиз. Этот метод также применим только для анализа двойных спла-
вов и то лишь в том случае, если параметр кристаллической решет-
ки сплава в значительной степени зависит от концентрации твер-
дого раствора, а влиянием размера блоков, от которого зависит
уширение линий, можно пренебречь.
При микрорентгенографическом исследовании химического со-
става металла хорошие результаты как в случае качественного, так
и в случае количественного анализа также обеспечиваются лишь
тогда, когда исследуются двойные сплавы и особенно те из них,
которые образованы компонентами, резко отличающимися друг
от друга коэффициентом поглощения рентгеновских лучей. В мно-
гокомпонентных сплавах исследование состава с помощью микро-
рентгенографии, особенно количественного, весьма затруднено,
хотя в принципе и возможно. Поэтому метод микрорентгенографии
практически также неприемлем для определения химического со-
става металла зоны сплавления разнородных сталей.
Более широкие возможности для исследования химического со-
става металла в ограниченных объемах открывает авторадиография.
Этот метод основан на применении радиоактивных изотопов в ка-
честве индикаторов (меченых атомов) и регистрации распределения
их в металле с помощью фотографических эмульсий.
По своим возможностям метод авторадиографии вполне приме-
ним для исследования химического состава металла зоны сплавле-
ния разнородных сталей, однако ему присущ ряд специфических
особенностей, которые затрудняют его применение в этих целях.
Одна из этих особенностей состоит в том, что при авторадиографии
необходимо обеспечивать хороший контакт фоточувствительного
слоя пластинки с поверхностью исследуемого образца, иначе можно
получить искаженные результаты. В зоне сплавления разнородных
сталей вследствие существенного различия их механических и фи-
зико-химических свойств не всегда можно получить полированную
как механическим, так и электролитическим путем поверхность,
которая обеспечила бы во всех ее точках одинаково хороший кон-
такт с фоточувствительным слоем накладываемой на нее пластинки.
По этой же причине здесь дополнительно могут появляться фак-
торы, сказывающиеся на разрешающей способности авторадио-
графии.
Важное значение при использовании метода радиоактивных изо-
топов имеет правильный выбор толщины исследуемого образца.
Как известно, радиоактивное излучение происходит не только
с поверхности металла, но и из нижележащих его слоев. Излучение
внутренних слоев, попадая на фоточувствительный слой пластин-
ки, будет вуалировать истинную картину содержания исследуемого
элемента. Избавиться от этого явления можно лишь при утоне-
нии исследуемых образцов до определенной, разной для различных
случаев величины.
40
Для исследования химического состава металла зоны сплавле-
ния разнородных сталей более приемлем микрорентгеноспектраль-
ный анализ. Этот метод является наиболее эффективным и одним из
самых перспективных для исследования состава металла в весьма
малых объемах вплоть до отдельных участков зерна.
Метод определения химического состава металла с помощью
электронного микроанализатора является наиболее точным из всех
Рис. 16. Концентрационные кривые хрома (кривая 2) и никеля
(кривая /), получаемые на самопишущем потенциометре при рент-
геноспектральном анализе зоны сплавления аустенитного металла
с перлитным.
существующих методов анализа ограниченных объемов. Кроме
того, он позволяет одновременно определять количество несколь-
ких элементов, содержащихся в исследуемом металле, и обладает
высокой локальностью. В новейших моделях установок диаметр
фокусного пятна, определяющий локальность метода, доведен до
0,5—1,0 мкм.
Особая ценность метода микрорентгеноспектрального анализа
состоит в том, что с его помощью можно получить непрерывную
картину распределения элемента в исследуемом участке. Для этого
исследуемое направление совмещается с направлением перемещения
образца под электронным пучком. Перемещая во время работы
41
микроанализатора образец и сохраняя для данного элемента угол
Вульфа-Бреггов, т, е. непрерывно регистрируя линию определяе-
мого элемента, можно непрерывно записывать интенсивность линии
на диаграмме самопищущего потенциометра.
На рис. 16 приведены записанные таким образом кривые рас-
пределения хрома и никеля в зоне сплавления аустенитного ме-
талла Х25Н13 с углеродистой сталью СтЗ в состоянии послесварки.
Как видно по характеру кривых, уже в состоянии после сварки
в зоне сплавления разнородных сталей обнаруживается слой с пе-
ременным химическим составом (на рисунке показан штриховкой),
в котором содержание элементов изменяется постепенно от содер-
Рис. 17. Схема распределения эле-
ментов в переходном слое при раз-
личной их концентрации в сплав-
ляемых металлах:
1, 2 — теоретические кривые (7 — кон-
центрация элементов в основном металле
больше, чем в металле шва; 2 — кон-
центрация элементов в основном метал-
ле меньше, чем в металле шва); 3 —
экспериментальная кривая.
жания их в одном из сплавляемых
металлов до содержания в дру-
гом.
Возможность образования в ме-
талле шва непосредственно у ли-
нии сплавления слоя промежуточ-
ного состава известна из ряда
публикаций. Однако еще до недав-
него времени она не имела доста-
точного экспериментального под-
тверждения. В настоящее время
получены данные, которые показы-
вают, что образование переходного
слоя в зоне сплавления является
неизбежным для любого сварного
соединения, если в нем сплавля-
ются металлы, значительно отли-
чающиеся друг от друга по химическому составу. На основе
математических расчетов перемещения химических элементов в ус-
ловиях зоны сплавления предложена схема распределения их в
переходном слое [63], приведенная на рис. 17 (кривые 1, 2). Срав-
нение этой схемы с результатами экспериментальных исследований
(рис. 17, кривая 3) показывает, что она соответствует фактическому
распределению элементов в зоне сплавления металлов различного
состава. Построенная по экспериментальным данным кривая лишь
несколько отличается от схематической более медленным нараста-
нием содержания элемента непосредственно у линии сплавления
и более быстрым — в средней части переходного слоя.
К сожалению, с помощью имеющейся в настоящее время аппа-
ратуры для микрорентгеноспектрального анализа нельзя опре-
делить в металле зоны сплавления разнородных сталей содержание
углерода, который обладает наибольшей диффузионной способ-
ностью. Эта аппаратура позволяет определять в металле содержа-
ние лишь тех элементов, которые имеют порядковый номер больше
11, чем и объясняется тот факт, что до последнего времени опубли-
ковано мало экспериментальных данных о распределении углерода
В зоне сплавления, который, как будет показано далее, является
42
наиболее ответственным за образование структурной неоднород-
ное ги, обусловливающей основную трудность сварки разнородных
сталей.
Содержание углерода в зоне сплавления разнородных сталей
и настоящее время можно определить методом оптического спект-
рального анализа. Сущность этого метода состоит в возбуждении
локализованным электрическим разрядом на поверхности исследуе-
мого образца эмиссионного спектра и его анализе с помощью спе-
циального спектрально-аналитического прибора — спектрогра-
фа. Присутствие того или иного элемента в составе исследуе-
мого металла определяют по наличию в спектре характерной
для данного элемента линии, а его количество— по ее интенсив-
ности.
Метод спектрального анализа является локальным уже по своей
природе. Кроме того, существует ряд специальных разработок,
направленных на дальнейшую его локализацию. В настоящее вре-
мя, локализуя разряд путем использования специальных источни-
ков света и специальных электродов или площадь воздействия раз-
ряда на исследуемый металл путем прикрытия последнего различ-
ными изолирующими материалами (слюда, кварц и т. п.) с малыми
отверстиями в них, с помощью спектрального анализа можно оп-
ределять содержание элементов, в том числе и углерода, на участ-
ках диаметром 0,08—0,1 мм [43].
Еще большая локализация достигается при так называемом
послойном спектральном анализе. Этот метод основан на том, что
применение при спектральном анализе в качестве источника света
локализованного электрического разряда резко уменьшает тол-
щину слоя, прорабатываемого в исследуемом металле. В связи
с этим представилось возможным анализировать весьма тонкие
слои металла, а при неоднократном анализе выбранного участка
с удалением перед каждым последующим анализом слоя металла,
проработанного во время предыдущего анализа, получать распре-
деление элемента в довольно ограниченном объеме. В случае спек-
трального анализа с использованием в качестве источника света
высокочастотной искры толщина анализируемых слоев не превы-
шает 0,003—0,004 мм [43].
Послойный спектральный анализ зоны сплавления разнород-
ных сталей можно производить по известной методике [43], усо-
вершенствовав ее для стабилизации толщины и положения сошли-
фовываемого слоя, а также для измерения его толщины. При таком
анализе зоны сплавления точность результатов зависит также от
геометрии границы сплавления в исследуемом образце. В случае
сварки плавлением граница сплавления представляет собой кри-
вую поверхность, в большинстве случаев существенно отличаю-
щуюся от плоскости. Анализируемая поверхность является пло-
скостью, поэтому точный анализ может быть получен лишь в том
случае, когда кривизна границы сплавления будет выходить за
диаметр пятна, получаемого при обыскривании исследуемого
43
образца, и лишь в том случае, если обыскривание производится на
одном и том же участке исследуемой поверхности.
Для соблюдения указанных условий можно применить предло-
женную автором специальную технику выполнения сварного со-
единения разнородных сталей, которая заключается в наплавке
на одну из сталей слоя металла с химическим составом второй стали
по трем присадкам из той же проволоки, которой производится на-
плавка (рис. 18, а). При этом необходимо применять такой режим
сварки, который обеспечивает минимальный провар основного
металла. Такая техника при правильно подобранном режиме сварки
позволяет получить границу сплавления,
весьма близкую к плоскости (рис. 18,6).
а	б
Рис. 18. Схема сварки (а), обеспечивающей границу сплавления,
близкую к плоскости, и макрошлиф (б) наплавки, выполненной по
этой схеме проволокой диаметром 5 мм при режиме сварки: /д =
= 400.. 420 А; С/д = 32.. . 34 В; Усв = 19,5 м/ч.
Указанная методика послойного спектрального анализа исполь-
зована автором совместно с Т. М. Струйной [17] для исследования
распределения углерода в зоне сплавления аустенитного металла
с перлитным. Исследование производили на наплавках, выполнен-
ных проволокой Св-04Х19Н11МЗ на углеродистую сталь СтЗ.
Такое сочетание сплавляемых металлов выбрано потому, что хро-
моникелевый аустенитный металл шва при наличии в нем молиб-
дена более стоек против образования горячих трещин, особенно
при сварке под флюсом, в связи с чем в настоящее время он наи-
более широко используется в сварных соединениях, требующих
аустенитного шва, а сталь СтЗ имеет химический состав, при кото-
ром углерод не может быть связан в стойкие карбиды и потому мо-
жет довольно легко мигрировать. Отдельные исследования про-
водили на наплавках, выполненных проволокой Св-07Х25ШЗ,
которая в настоящее время широко используется при сварке,
особенно ручной, ряда аустенитных сталей. Исследовали также
наплавки проволокой Св-08Х20Н10Г6, которая из существующих
в настоящее время аустенитных проволок является наиболее при-
емлемой для механизированной (автоматической под флюсом и газо-
44
2. Режимы сварки, использованные при
исследовании распределения углерода в
зоне сплавления
Вари- ант	/д, А	1/д. в	ИСЕ.м/ч	ф.кал/см
I	290—310	30 — 32	41,5	1720,2
2	440—460	31 —33	18,5	6216,3
3	490—520	31 — 33	10,7	11167,6
электрической) сварки аустенитных старей с неаустенитными
в конструкциях, эксплуатируемых при температурах до 350° С
124 , 65].
Наплавки выполняли при режимах, приведенных в табл. 2.
1кшользованные режимы выбраны таким образом, чтобы они по по-
гонной энергии охватывали
для механизированной сварки
разнородных сталей.
В комбинированных кон-
струкциях, предназначенных
для работы при высоких тем-
пературах, неаустенитная
часть изготовляется из ста-
лей, при сварке которых в
большинстве случаев требу-
ется предварительный или со-
путствующий подогрев. По-
следний замедляет охлаждение сварочной ванны и тем самым увели-
чивает длительность пребывания ее в жидком состоянии. Это увели-
чивает время сосуществования в зоне сплавления жидкого металла с
твердым, что, по мнению ряда исследователей, должно способство-
вать перераспределению содержания углерода в ней уже в процессе
сварки. Предварительный или сопутствующий подогрев замедляет
также охлаждение сварного соединения и тем самым увеличивает
время пребывания зоны сплавления при высоких температурах,
всю область режимов, пригодных
3. Химический состав металла, наплавленного дли исследования распределе-
ния углерода в зоне сплавления
Операция	Содержание, %					
	с 1	SI	Мп	Сг |	NI |	Мо
Наплавка на режиме по ва- рианту: 1	0,05	0,44	1,49	17,3	10,0	1,88
2	0,06	0,45	1,56	19,3	10,3	1,90
3	0,05	0,47	1,51	17,8	9,8	1,68
Наплавка с подогревом	0,05	0,45	1,53	16,8	9,9	1,64
Электрошлаковая сварка	0,08	0,63	1,91	18,8	9,8	—
что должно интенсифицировать диффузионные процессы, а потому
способствовать перемещению в зоне сплавления углерода. В связи
с этим исследовали наплавку, выполненную с подогревом до 300°С.
Выполняли эту наплавку при режиме варианта № 2 (табл. 3),
который можно считать оптимальным для сварки разнородных
сталей.
Еще большего замедления охлаждения сварочной ванны и зоны
сплавления можно ожидать при электрошлаковой сварке, которая
в некоторых случаях также может быть применена для соединения
разнородных сталей. Поэтому исследовали также зону сплавления
в сварном соединении, выполненном электрошлаковым способом.
45
Во всех указанных наплавках зона сплавления склонна к об-
разованию структурной неоднородности, характерной для неста-
бильных сварных соединений разнородных сталей (см. гл, III,
§ О-
Чтобы исключить влияние изменения химического состава сплав-
ляемых металлов на содержание углерода в зоне их сплавления,
исследуемые наплавки выполняли по соответствующему количе-
ству присадок, в результате чего, несмотря на значительные измене-
ния режима и условий сварки, химический состав наплавленного
металла практически не изменялся (табл. 3). Поскольку при при-
Рпс. 19. Распределение углерода в
зоне сплавления аустенитного металла
Х19Н11МЗ с углеродистой сталью СтЗ
в состоянии после сварки:
а,б,в — дуговая сварка с погоиной энергией
соответственно 1720, 6216 и 11167 кал/см;
г — дуговая сварка с погоиной энергией
6216 кал/см и предварительным подогревом;
д — электрошлаковая сварка.
пятой технике выполнения наплавки провар может быть настолько
малым, что в зоне сплавления сохранится обезуглероженный слой,
появляющийся на поверхности металла в процессе его горячей
обработки, с используемых в качестве основного металла пластин
снимали слой в 2 мм.
В проведенных исследованиях содержание углерода определя-
лось на глубине 1,0—1,5 мм в углеродистой стали и 0,8—1,2 мм —-
в аустенитной. При этом на расстоянии 0,5—0,75 мм от линии
сплавления оно определялось примерно через каждые 0,02 мм, а
далее через 0,05 мм. Поэтому на одном образце производили 75—
100 определений.
Полученные результаты приведены на рис. 19. Как видно из
графиков, в зоне сплавления аустенитного металла с неаустенит-
ным в состоянии после сварки не обнаруживается изменение кон-
центрации углерода ни со стороны неаустенитной стали, ни со сто-
роны аустенитной. Изменение концентрации углерода не наблю-
дается даже в зоне сплавления стали 1Х19Н11МЗ с углеродистой
46
сталью СтЗ, несмотря на то что аустенитный металл здесь, кроме
хрома, содержит молибден, который является более сильным кар-
бидообразующим элементом и потому должен способствовать мигра-
ции сюда углерода, а неаустенитный металл имеет химический со-
став, при котором углерод не связывается в стойкие карбиды, и
поэтому довольно легко может из него мигрировать.
Изменение концентрации углерода как в неаустенитном метал-
ле, так и в аустенитном не наблюдается и при сварке с подогревом,
Рис. 20. Микроструктура зоны сплавления аустенитного металла Х19Н11МЗ
с углеродистой сталью СтЗ, хЮО.
даже высоким. Только в случае электрошлаковой сварки можно
отметить некоторое снижение углерода со стороны неаустенитной
стали, причем без соответствующего увеличения содержания этого
элемента в аустенитном металле.
Установленный факт подтверждается также металлографиче-
ским исследованием зоны сплавления. На рис. 20 показана микро-
структура металла этой зоны в тех наплавках, распределение угле-
рода в зоне сплавления которых показано на рис. 19. Приведенная
микроструктура также свидетельствует о том, что в зоне сплавле-
ния разнородных сталей в состоянии после сварки нет того пере-
распределения углерода, которое вызывает изменение структуры
сплавляемых металлов.
47
Полученные результаты могут показаться противоречащими
положению [55], согласно которому в аустенитном металле иссле-
дованных наплавок уже в процессе сварки вследствие сосущество-
вания жидкого металла с твердым должно происходить повышение
содержания углерода. Это кажущееся противоречие устраняется,
если считать, что формирование химического состава металла зоны
сплавления разнородных сталей является процессом многостадий-
ным [63]. Первая стадия относится к периоду, когда весь металл
сварочной ванны находится в жидком состоянии и, следовательно,
в зоне сплавления имеет место сосуществование жидкого металла
с твердым. В этом случае происходит перемещение углерода из
твердого металла в жидкий вследствие заметно большей его раство-
римости в последнем. Начавшаяся кристаллизация сварочной ванны
фиксирует образовавшуюся в зоне сплавления его концентрацию,
в результате чего здесь создается концентрационная неоднородность
углерода.
На второй стадии, которая начинается с момента образования
закристаллизовавшегося слоя металла сварочной ванны, распола-
гаемого непосредственно у линии сплавления, и относится к перио-
ду охлаждения сварного соединения до температур, при которых
весь углерод находится еще в твердом растворе, образовавшаяся
на первой стадии разница его концентрации вызывает обратное
перемещение, т. е. из наплавленного металла в основной металл.
Благодаря этому образовавшаяся на первой стадии концентрацион-
ная неоднородность может быть выравнена.
Третья стадия является специфической для сварных соединений
разнородных сталей. Она включает период охлаждения зоны сплав-
ления от температуры, при которой углерод из твердого раствора
начинает выделяться и связываться в карбиды (температура пре-
дельной растворимости углерода в данном сплаве), до температу-
ры, при которой еще заметно проявляется диффузия этого элемента
(350—400°С). На этой стадии может происходить перемещение
углерода в ту составляющую соединения, которая имеет большее
количество карбидообразующих элементов либо содержит такие
из них, которые имеют большее сродство с углеродом.
Следовательно, окончательный состав металла зоны сплавле-
ния будет зависеть от интенсивности протекания процессов на каж-
дой из указанных стадий.
Поскольку в результате проведенных исследований не обнару-
жено перемещение углерода из неаустенитного металла в аустенит-
ный, можно утверждать, что третья стадия формирования химиче-
ского состава металла зоны сплавления не всегда проявляется в
сварных соединениях разнородных сталей. Ее можно обнаружить
только в соединениях, выполненных с применением способов или
режимов сварки, обеспечивающих весьма медленное охлаждение
зоны сплавления в области температур, где углерод может еще
заметно диффундировать. Даже в таких соединениях третья стадия
формирования состава металла зоны сплавления будет проявляться
48
лишь в том случае, когда сплавляемые разнородные металлы будут
иметь неблагоприятный химический состав.
В сварных соединениях разнородных сталей, выполняемых мно-
гослойной сваркой, и особенно в соединениях, подвергаемых тер-
мической обработке или эксплуатируемых при высоких температу-
рах, в формировании состава металла зоны сплавления имеется еще
одна — четвертая стадия. На этой стадии при неблагоприятном
сочетании сплавляемых металлов должно происходить такое же
перемещение углерода, как и на третьей.
Из изложенного видно, что в состоянии после сварки металл
зоны сплавления разнородных сталей имеет такой химический
состав, который вряд ли можно считать причиной образования
структурной неоднородности, обусловливающей основную труд-
ность изготовления комбинированных конструкций. Следователь-
но, можно утверждать, что в состоянии после сварки сварные со-
единения разнородных сталей являются вполне работоспособными,
если они в процессе эксплуатации не будут подвергаться воздей-
ствию условий, изменяющих состав и структуру металла зоны
сплавления.
3.	Ширина слоя
переменного состава
и способы ее регулирования
Согласно диаграммам структурного состояния высоколегирован-
ных (хромоникелевых, хромистых) сталей, в переходном слое, об-
разующемся в зоне сплавления разнородных сталей, неизбежно
появляется прослойка металла с химическим составом, который
в обычных условиях должен приводить к возникновению мартен-
ситной структуры. Между тем металлографически такая структура
в рассматриваемом слое не всегда обнаруживается. Так, на рис. 20
отчетливо видно, что в зоне сплавления используемых здесь раз-
нородных сталей нет мартенсита, хотя в ней, как это следует из
рис. 16, обнаруживается слой промежуточного состава.
Поскольку при металлографических исследованиях в зоне
сплавления разнородных сталей часто не обнаруживается мартен-
ситных структур, некоторые исследователи утверждают, что такие
структуры здесь отсутствуют. Причиной отсутствия этих структур
считают специфические условия кристаллизации металла шва в зоне
сплавления. Так, фиксируемое при обычном металлографическом
исследовании отсутствие мартенсита в зоне сплавления стабильно-
аустенитного металла с неаустенитным предложено объяснять тем,
что здесь из-за большой скорости охлаждения не происходит рас-
пада аустенита даже в зоне с пониженным содержанием хрома и
никеля [63].
Однако в ряде случаев сварные соединения разнородных сталей
разрушаются преждевременно по участку металла шва, непосред-
ственно прилегающему к границе сплавления, причем разрушения
49
лома в зоне сплавления среднелегиро-
ванной стали с хромоникелевым аусте-
нитным металлом Х20Н15 (ручная свар-
1 ка, /д= 150А) [33].
эти носят хрупкий характер, несмотря на то что используемые
здесь сплавляемые металлы сами по себе обладают достаточно
высокой пластичностью и вязкостью. Исследование химического
состава металла на поверхностях излома показало, что происходят
такие разрушения в зоне, которая по своему составу является
промежуточной относительно сплавляемых металлов ИЗ]. При этом
установлено, что чаще всего разрушение происходит в зоне метал-
ла, содержащего 5—7% хро-
ма и 4—6% никеля (рис. 21),
т. е. металла с химическим
составом, при котором в обыч-
ных условиях охлаждения
неизбежно образуется мар-
тенсит.
Таким образом, можно ут-
верждать, что в зоне сплав-
ления разнородных сталей
в переходном слое образуется
малопластичная мартенсит-
ная структура. Утверждение
об отсутствии здесь мартен-
сита можно объяснить тем,
что выявление структуры
смежных металлов, заметно
отличающихся по химическо-
му составу и физическим свой-
ствам, зависит от их хими-
ческих потенциалов [41]. Со-
существующие металлы в этом
случае являются гальвани-
ческим элементом, в котором
один служит катодом, дру-
гой — анодом. Катод обла-
дает положительным
тродным потенциалом и по-
этому стоек против коррозии
| (травления). Анод имеет отрицательный электродный потенциал,
в связи с чем его склонность к коррозийному разрушению повы-
1 шена.
В зоне сплавления высоколегированного металла с низко- или
, среднелегированным мартенситная структура переходного слоя
в силу присущих ей специфических физико-химических свойств
] может быть катодом и поэтому будет катоднозащитной для смежных
структур, являющихся протекторами по отношению к ней. В таком
1 случае структура мартенсита не проявляется и ее нелегко обнару-
жить в зоне сплавления разнородных сталей. Например, мартенсит
в переходном слое зоны сплавления аустенитного металла типа
Х25Н13 с армко-железом и низкоуглеродистой сталью удалось
элек-
50
обнаружить благодаря применению специальной методики травле-
ния [78, 85].
Выявление мартенсита в зоне сплавления разнородных сталей
затруднено еще и потому, что на протекающий здесь процесс мар-
тенситного превращения оказывает влияние присущее этой зоне
особое напряженное состояние, которое может проявляться, на-
пример, в формировании малоугловых дислокационных границ
и приводить к дополнительному наклепу металла мартенситной
тослойки. Напряженное состояние зоны сплавления зависит от
типа сплавляемых металлов. Этим, вероятно, и объясняется тот
факт, что с помощью указанной методики нельзя выявить мартен-
сит в зоне сплавления аустенитного металла с перлитной сталью,
Рис. 22. Типичный вид холодной трещины — отрыва, образующейся в зоне
сплавления аустенитного металла шва с перлитной сталью.
содержащей повышенное количество углерода — сталью 50. По
этой, видимо, причине с использованием указанной методики ав-
тору также не удалось выявить мартенсит в зоне сплавления под-
вергнутых исследованию вариантов соединения разнородных ста-
лей . Понадобилось разработать новую методику, сущность которой
состоит в длительном (60 мин и более) химическом травлении
в горячем растворе 10 г пикриновой кислоты и 50 г едкого натра
в 100 мл воды.
Неизбежное образование в зоне сплавления сталей, сильно от-
личающихся по химическому составу, переходного слоя с мартен-
ситной структурой и является причиной возникновения в металле
шва холодных трещин, которые располагаются непосредственно
на границе сплавления и поэтому называются отрывами. Типичный
вид этих трещин показан на рис. 22, на котором приведены макро-
структура с отрывом, полученным в сварном соединении стали
ЗОХГСА, выполненном аустенитной хромомарганцевой проволокой
Св-08Х20Н10Г6 (а), и микроструктура (Х300) в месте отрыва (б).
Поскольку при сварке разнородных сталей в зоне сплавления
неизбежно образуется переходный слой с малопластичными струк-
турами, для получения сварного соединения требуемого качества
51
необходимо применить способ сварки, который позволил бы нейтра-
лизовать вредное влияние этого слоя.
Одним из способов нейтрализации вредного влияния образую-
щегося в зоне сплавления переходного слоя является уменьшение
его ширины до минимума. Поэтому выбирать нужный способ свар-
ки следует с учетом тех процессов и факторов, которые определяют
формирование в зоне сплавления разнородных сталей переходного
слоя, и прежде всего ширину мартенситной прослойки.
В настоящее время уже известны некоторые способы сужения
переходного слоя и мартенситной прослойки, образующихся в зоне
Рис. 23. Схема влияния
содержания никеля в аус-
тенитном металле на из-
Рис. 24. Влияние содержания ни-
келя в аустенитном металле на
ширину переходного слоя Ьпс (кри-
вая 1) и мартенситной прослойки
в нем Ьм (кривая 2), образуемых в
зоне его сплавления с перлитной
сталью.
менение ширины мартен-
ситной прослойки Ьм в зо-
не его сплавления с пер-
литной сталью:
/ — перлитная сталь, 2— аус-
тенитный металл, 3 — пере-
ходный слой, — ширина
м артенситной прослойки при
20% Ni в аустенитном ме-
талле; ЬМг при 13% Ni.
•основного металла [9], или
сплавления аустенитного металла с
перлитным. Это прежде всего исполь-
зование технологии сварки, обеспечи-
вающей в аустенитном металле, сплав-
ляемом с перлитным, высокое со-
держание никеля [32], или примене-
ние методов сварки, способствующих
уменьшению глубины проплавления
использование таких технологических
приемов, которые увеличивают подвижность металла сварочной
ванны у ее границы (вибрация свариваемого изделия, ультразву-
ковые или электромагнитные колебания).
Влияние содержания никеля в аустенитном металле на изме-
нение ширины мартенситной прослойки можно объяснить с по-
мощью схемы, показанной на рис. 23. При составлении схемы пред-
полагалось, что количество хрома в этой прослойке постоянно,
поскольку оно в современных аустенитных сплавах изменяется
сравнительно мало (в пределах 15-—20%), и что прослойку состав-
ляют сплавы, содержащие никеля 5—6% и меньше. Оба эти пред-
положения существенно отличаются от действительности. Как пока-
зывает рентгеноспектральный микроанализ, содержание хрома
в переходном слое, в том числе и в мартенситной прослойке, может
52
изменяться существенно — от 0 (перлитная сталь) до 25% (аусте-
нитный металл). Существенно отличается от принятого при состав-
лении схемы и содержание никеля в металле мартенситной прослой-
ки. Следовательно, указанной схемой можно пользоваться только
для сугубо ориентировочных суждений и ни в коей мере по ней нельзя
устанавливать количественные характеристики влияния содержа-
ния никеля или другого фактора на ширину мартенситной про-
слойки. Для этого нужны прямые экспериментальные данные.
На рис. 24 приведены экспериментальные данные, полученные
автором совместно с В. В. Снисарем и Д. П. Новиковой при иссле-
довании наплавок, выполненных под флюсом на углеродистую
сталь аустенитными проволока-
ми, обеспечивающими изменение
никеля в наплавленном металле
от 5 до 54,0% . В процессе ис-
следования прежде всего уста-
навливали ширину переходного
слоя и ее изменение с измене-
нием содержания никеля в аус-
тенитном металле. Определяли
эту ширину по кривым измене-
ния в зоне сплавления концент-
рации никеля и хрома, записан-
ным на микроанализаторе. Как
следует из рис. 24, в условиях
проведенных исследований ши-
рина переходного слоя состав-
ляет 85—95 мкм. С изменением
Рис. 25. Микроструктура мартенсит-
ной прослойки, выявляемая в зоне
сплавления аустенитного металла с
перлитной сталью, Х1000.
содержания никеля в аустенитном
металле она изменяется настолько незначительно, что практически
ее можно считать постоянной.
Ширину мартенситной прослойки определяли металлографи-
ческим путем на шлифах, протравленных по специально разрабо-
танной методике, сущность которой изложена выше. Предложен-
ная методика позволила довольно четко выявить структуру мартен-
ситной прослойки, образовавшейся в исследованных наплавках
(рис. 25). В результате установлена зависимость ширины этой
прослойки от содержания никеля в аустенитном металле. Как видно
из рис. 24, с увеличением содержания никеля в аустенитном метал-
ле ширина образуемой в зоне сплавления мартенситной прослойки
резко уменьшается. При концентрации его 30% и более мартен-
ситная прослойка практически полностью отсутствует. Это под-
тверждает микроструктура металла зоны сплавления в шлифе с на-
плавкой, содержащей 37,7% никеля (рис. 26).
Полученная зависимость, а также ранее опубликованные данные
[97] позволяют наметить «критическое» содержание никеля в аус-
тенитном металле, сплавляемом с перлитным, т. е. такое его мини-
мальное содержание, при котором образующаяся в зоне сплавления
мартенситная прослойка не сказывается на работоспособности свар-
53
ного соединения. Если учесть, что на работоспособности соедине-
ния не сказывается прослойка шириной до 15 мкм [97], то, согласно
рис. 24, «критическое» содержание никеля в обычном (содержащем
15—20% хрома) хромоникелевом аустенитном металле, сплавляе-
мом с перлитным, должно составить 14% . При уменьшении содер-
Рис. 26. Микрострук-
тура зоны сплавления
перлитной стали с
аустенитным метал-
лом, содержащим
37,7% никеля, полу-
ченная при травлении
по методу выявления
мартенситной прослой-
ки, Х1000.
Рис. 27. Трещина в металле шва, об-
разовавшаяся при сварке углеродис-
той стали СтЗ аустенитной проволо-
кой Св-02Х19Н9 с большим (50%)
проваром.
жания этого элемента увеличивается ширина образующейся в зоне
сплавления мартенситной прослойки. При чрезмерно низком его
количестве мартенситная структура образуется во всем сечении
шва. В этом случае неизбежно возникают холодные трещины, рас-
полагающиеся вдоль шва по его
середине (рис. 27).
Таким образом, можно счи-
тать, что повышение содержа-
ния никеля в аустенитном метал-
ле является одним из способов
сужения мартенситной прослой-
ки, образующейся в зоне сплав-
ления его с перлитной сталью,
причем довольно эффективным.
Однако он не всегда может быть
применен в сварочном производ-
стве, и поэтому необходимо при-
менить другой способ регулиро-
вания ширины рассматривае-
мой прослойки.
Согласно существующему представлению, возникновение мар-
тенситной прослойки в зоне сплавления аустенитного металла с пер-
литным обусловлено недостаточным перемешиванием жидкого ме-
талла сварочной ванны у ее границы. Длительное время принято
| было считать, что металл шва в поперечном сечении имеет одинако-
вый химический состав. Такое мнение обосновывалось тем, что
металл сварочной ванны должен быть хорошо перемешан в резуль-
тате механического действия дуги, под воздействием сил электри-
ческого происхождения, а также конвекции, вызываемой нагревом
54
различных зон жидкого металла ванны до различных температур.
Лишь недавно установлено, что обнаруживаемый в металле шва
непосредственно у границы сплавления слой промежуточного со-
става формируется уже в сварочной ванне [63]. Рассматривая схему
сварочной ванны как участок сужающегося канала (желоба) с дви-
жущейся в нем жидкостью, автор этой работы установил те фак-
торы, которые определяют формирование указанного слоя. Таким
фактором является, прежде всего, неизбежное образование у сте-
нок канала слоя жидкости, скорость движения которой в этом слое
значительно меньше, чем в слоях, удаленных от стенок. Особенно
четко выделяется этот слой в потоке с турбулентным движением,
которое характерно для сварочной ванны.
Для выяснения причины указанного изменения в скорости дви-
жения жидкого металла у границы сварочной ванны использовано
известное в гидродинамике положение, что скорость движения
жидкости в трубе изменяется в ее сечении (от стенки до оси трубы)
по закону, который выражается кривой, асимптотически прибли-
жающейся к параболе. Математически это изменение определяется
выражением
v/ц = 2[1 — (v/7?)2],
где v— истинная скорость движения жидкости в трубе на данном
расстоянии от ее оси; v — средняя скорость течения жидкости
в трубе по поперечному сечению; v — кинематический коэффициент
вязкости (кинематическая вязкость), равный отношению вязкости
жидкости к ее плотности.
Приведенное выражение показывает, что изменение скорости
движения жидкости в трубе является функцией радиуса трубы:
v/v = /(/?).
Следовательно, ширина слоя, в котором значительно снижается
скорость движения жидкости, зависит от диаметра трубы (канала).
Поэтому, исходя из указанной схемы сварки, можно считать, что
ширина переходного слоя, образуемого в зоне сплавления сварного
соединения разнородных сталей, должна изменяться с изменением
размеров поперечного сечения (ширины и глубины) сварочной ван-
ны. В таком случае ее можно регулировать с помощью тех же фак-
торов, которые изменяют указанные размеры сварочной ванны.
К таким факторам относится прежде всего режим сварки.
Расчеты [631 показали, что с изменением режима сварки (увели-
чением силы сварочного тока и снижением скорости сварки) дейст-
вительно можно заметно изменить ширину переходного слоя: она
будет находиться в пределах 0,25—0,6 мм. Проведенные впослед-
ствии эксперименты качественно подтвердили теоретические пред-
положения, была лишь несколько скорректирована количественная
оценка возможной ширины переходного слоя. Для обычных режи-
мов ручной и автоматической сварки ее предложено считать в пре-
делах 0,25—0,5 мм [63].
55
Рис. 28. Зависимость ширины
переходного слоя в зоне сплав-
ления разнородных сталей от
составляющих режима сварки:
1 — силы тока; 2 — напряжения; 3—*
скорости сварки.
Автор исследовал возможность изменения ширины переходного
слоя путем изменения режима при автоматической сварке под флю-
сом. При этом изучалось влияние изменения основных составляю-
щих режима сварки: силы сварочного тока, напряжения на дуге
и скорости сварки. При исследовании влияния силы сварочного
тока напряжение дуги и скорость сварки сохраняли постоянными
(£/д= 30...32 В, vCB = 18,5 м/ч). Силу тока изменяли от 300 до
750 А. Влияние напряжения дуги исследовали при постоянных зна-
чениях силы тока (7Д= 440...460 А) и скорости сварки (псв =
= 18,5 м/ч). Напряжение дуги при
этом изменяли от 24 до 51 В. Для
исследования влияния скорости свар-
ки постоянными выдерживали силу
тока (Уд = 440...460 А) и напряже-
ние дуги (t/д = 32...34 В). Скорость
сварки при этом изменяли от 13,5 до
62,0 м/ч.
Ширину переходного слоя опреде-
ляли по кривым распределения хрома
и никеля в зоне сплавления, запи-
санным с помощью микрозонда. Как
показывают полученные результаты
(рис. 28), ширина переходного слоя,
образуемого в зоне сплавления раз-
нородных сталей, изменяется с изме-
нением режима сварки: увеличива-
ется с повышением силы тока и на
пряжения и уменьшается с увеличе-
нием скорости сварки. Наиболее силь-
ное влияние оказывают напряжение
дуги и скорость сварки.
Полученные данные показывают,
что при практически используемых
переходного слоя составляет 0,06—
режимах сварки ширина
0,16 мм, т. е. его максимальная ширина не превышает 0,2 мм. Мак-
симальную ее ширину можно получить при сварке с большой силой
тока и высоким напряжением, используя при этом минимальную ско-
рость сварки, применяемую в практике сварочного производства.
Аналогичные результаты (80—115 мкм) получены при исследовании
изменения химического состава в зоне сплавления разнородных
сплавов с помощью электронного микроанализатора [84]. Близкие
к приведенным значения ширины переходного слоя можно получить
и расчетным путем, если исходить не из указанной, а другой модели
сварочной ванны. Отличительной особенностью новой модели яв-
ляется то, что она учитывает присущие сварочной ванне более вы-
сокие скорости движения жидкого металла и завихрения, возни-
кающие в его пограничном слое, которые усиливают перемешивание
и тем самым уменьшают ширину переходного слоя.
56
Возможность изменения в зоне сплавления разнородных сталей
ширины мартенситной прослойки путем изменения режима сварки
исследовалась автором совместно с В. В. Снисарем и Д. П. Но-
виковой. Использовались наплавки аустенитного металла типа
Х25Н13 на углеродистую сталь СтЗ, выполненные под флюсом.
Для исследования влияния силы сварочного тока наплавки выпол-
нялись при постоянных значениях напряжения дуги (Un= 30...
32 В) и скорости сварки (wCB = 18,5 м/ч). Силу сварочного тока
изменяли от 400 до 750 А. Влияние скорости сварки исследовали
при постоянных значениях силы тока (1Е = 600...620 А) и напряже-
Рлс. 29. Изменение ши-
рины мартенситной про-
слойки в зоне сплавления
аустенитной стали с пер-
литной с изменением си-
лы тока при изменяю-
щейся доле основного ме-
талла в наплавленном
(кривая /), напряжения
дуги (кривая 2) и скорос-
ти сварки (кривая 3).
Рис. 30. Изменение ширины
мартенситной прослойки в
зоне сплавления аустенитной
стали с перлитной с изме-
нением силы тока при со-
хранении постоянной доли ос-
новного металла (кривая 1)
и с изменением доли основ-
ного металла при постоянной
силе тока (кривая 2).
ния дуги (Од— 32...34 В). Скорость сварки изменяли от 13,5 до
71 м/ч. При исследовании влияния напряжения дуги неизменными
были сила тока (/д= 400...420 А) и скорость сварки (wCB — 36,5 м/ч).
Напряжение дуги изменяли от 28 до 48 В.
Полученные результаты приведены на рис. 29. Как видно, ши-
рина мартенситной прослойки существенно изменяется с изменени-
ем всех основных составляющих режима сварки. Причем увели-
чение силы сварочного тока вызывает увеличение ширины мартен-
ситной прослойки (рис. 29, кривая /), что является неожиданным,
так как с повышением этой составляющей режима сварки должна
увеличиваться подвижность металла сварочной ванны, а следова-
тельно, уменьшаться ширина прослойки. Отмеченный факт можно
объяснить, если учесть, что с увеличением силы сварочного тока
увеличивается доля основного (перлитного) металла (в исследуе-
мых наплавках она изменяется от 48 до 70%), в результате чего
57
снижается запас аустенитности металла наплавки, что, как сле-
дует из рис. 24, увеличивает ширину мартенситной прослойки. Что-
бы исключить влияние доли основного металла на ширину про-
слойки, была выполнена серия наплавок, в которых путем приме-
нения различных технологических приемов (изменение полярности,
сварка на удлиненном вылете и др.) доля металла при изменении
силы тока выдерживалась одинаковой. В полученных наплавках
она составляла 37—40% . Результаты этих исследований приведены
на рис. 30 (кривая /). Отчетливо видно, что в этом случае увеличе-
ние силы сварочного тока, как и следовало ожидать, сужает
мартенситную прослойку.
Увеличение ширины мартенситной прослойки при увеличении
силы сварочного тока без применения специальных мер, сохраняю-
щих долю основного металла постоянной, свидетельствует о том,
что изменение доли основного металла оказывает на ширину этой
прослойки более сильное влияние, чем изменение силы сварочного
тока. Весьма сильное влияние доли основного металла, особенно
при ее содержании 30% и выше, на ширину мартенситной прослойки
подтверждают и результаты специальных экспериментов (рис. 30,
кривая 2), в которых при одной и той же силе сварочного тока полу-
чена различная (от 13 до 67%) доля основного металла.
Таким образом, чтобы уменьшить ширину образующегося в зоне
сплавления разнородных сталей переходного слоя, особенно мартен-
ситной прослойки, что необходимо для обеспечения требуемой ра-
ботоспособности сварного соединения, сварку разнородных сталей
следует производить при режиме с умеренными (невысокими) зна-
чениями сварочного тока и напряжения дуги и повышенной ско-
ростью сварки. При этом аустенитный металл, сплавляемый с не-
аустенитным, должен иметь повышенное содержание никеля, для
чего рекомендуется применять сварочные материалы из высоко-
никелевых сплавов.
разнородных ГЛАВА
сталей __________
3
СОСТАВ И СТРОЕНИЕ
МЕТАЛЛА ЗОНЫ СПЛАВЛЕНИЯ
РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ
ПРИ НАЛИЧИИ
В НЕЙ ХАРАКТЕРНОЙ
СТРУКТУРНОЙ
НЕОДНОРОДНОСТИ
1.	Химический состав металла
в зоне структурной неоднородности
Наиболее распространенной неоднородностью в зоне сплавления
разнородных сталей является неоднородность, создаваемая после-
дующим изменением состава и структуры сплавляемых металлов.
Эта неоднородность об-
наруживается довольно
часто в соединениях с
так называемой неста-
бильной зоной сплавле-
ния после их эксплуата-
ции при высокой темпе-
ратуре или после терми-
ческой обработки. Ее
принято считать харак-
терной.
Типичный вид струк-
турной неоднородности,
Рис. 31. Микроструктура зоны сплавления аус-
тенитного металла Х20Н10Г6 с углеродистой
сталью 35 после длительного нагрева, хЮОО.
характерной для под-
вергнутой нагреву не-
стабильной зоны сплав-
ления разнородных ста-
лей, приведен на рис. 31. Как видно из рисунка, в зоне
сплавления отчетливо выделяются два слоя. Один из них распола-
гается в основном металле (углеродистой стали) и имеет микро-
структуру, сильно отличающуюся от структуры остальной части
этого металла. Другой находится в наплавленном аустенитном ме-
талле и его микроструктура также значительно отличается от струк-
туры остальной части металла. Наличие этих слоев и приводит к
59
снижению работоспособности сварных соединений разнородных
сталей. Чтобы предотвратить происходящее здесь изменение струк-
туры сплавляемых металлов, необходимо, прежде всего, знать
природу указанных слоев и механизм их образования.
Судить о природе металла прослоек, составляющих структур-
ную неоднородность зоны сплавления разнородных сталей, можно
Рис. 32. Распределение хрома и никеля в зоне
сплавления аустенитного
металла с неаустенитным.
по его химическому составу и строению. Как уже указывалось,
с появлением микрорентгеноспектрального анализа металлов пред-
ставилось возможным определить химический состав даже в та-
ких локальных объемах, как зона сплавления в сварном соедине-
нии. При этом стало возможным определить в ней не только содер-
! жание элементов, но и их распределение.
На рис. 32 приведены кривые распределения хрома (кривая 2)
и никеля (кривая 1), записанные на микроанализаторе в зоне сплав-
ления аустенитного металла с углеродистой сталью при наличии
в этой зоне характерной структурной неоднородности, возникшей
|
60
после выдержки сварного соединения в течение 300 ч при 600° С.
Как следует из этого рисунка, в зоне сплавления разнородных ста-
лей после длительной выдержки при высокой температуре обна-
руживается переходный слой, в котором концентрация элемента
изменяется от содержания его в одном из сплавляемых металлов
до содержания во втором. Однако ширина этого слоя в данном слу-
чае значительно меньше, чем в состоянии после сварки (0,06—0,09 мм
против 0,10—0,20 мм).
Отмеченное обстоятельство свидетельствует о том, что форми-
рование химического состава металла зоны сплавления разнород-
ных сталей имеет четыре стадии. При нагреве сварного соединения
таких сталей в силу значительного различия содержания в них
элементов в зоне сплавления развиваются диффузионные процес-
сы, способствующие выравниванию химического состава металла
переходного слоя, образующегося при кристаллизации свароч-
ной ванны. С течением времени ширина переходного слоя умень-
шается.
Значительно труднее получить данные о содержании и распре-
делении в зоне структурной неоднородности углерода. С помощью
имеющейся в настоящее время аппаратуры микрорентгеноспект-
ральным анализом нельзя определить содержание углерода в ме-
талле зоны сплавления разнородных сталей. Поэтому до настоя-
щего времени сведения о содержании углерода и его распределении
в зоне сплавления разнородных сталей ограничены.
Автором совместно с Т. А. Струйной [17] распределение угле-
рода в зоне сплавления разнородных сталей при наличии в ней
характерной структурной неоднородности исследовалось с по-
мощью послойного спектрального анализа по методике, описанной
в § 2 гл. II. Исследование производили на тех же наплавках, ко-
торые использовались для изучения распределения углерода в зоне
сплавления разнородных сталей в состоянии после сварки, но в
данном случае их нагревали до 600° С и выдерживали при этой тем-
пературев течение300 ч. Во всех наплавках в зоне сплавления полу-
чена структурная неоднородность, характерная для нестабиль-
ных сварных соединений разнородных сталей (рнс. 33). Результаты
этих исследований приведены на рис. 34. На графиках отчетли-
во видно, что во всех исследованных соединениях в зоне сплавления
существенно изменяется содержание углерода. Имеет место пере-
мещение углерода из неаустенитного металла в аустенитный, в ре-
зультате чего в неаустенитной стали образуется прослойка с по-
ниженным содержанием углерода, а в прослойке аустенитного
металла концентрация этого элемента повышается.
Установлено, что нагрев исследованных наплавок до одной
и той же температуры вызывает различную степень изменения кон-
центрации углерода в зоне сплавления. Это представляет опреде-
ленный интерес, если учесть, что в исследованных наплавках сплав-
ляемые металлы практически имели один и тот же химический со-
став, который определяет перемещение элементов, в том числе и
61
углерода, в зоне сплавления. Исследуемые наплавки выполнялись
таким образом, чтобы все изменения режима и условий сварки
не вызывали изменений химического состава наплавляемого ме-
талла.
Анализируя приведенные на рис. 34 кривые, можно отметить,
что изменение содержания углерода в зоне сплавления разнород-
ных сталей при последующем нагреве зависит от погонной энер-
гии сварки. Несмотря на неизменный состав сплавляемых металлов
в
Рис. 33. Микроструктура зоны сплав-
ления аустенитной стали IX19H11M3
с углеродистой СтЗ в наплавках, вы-
полненных дуговой сваркой с различ-
ной погонной энергией, кал/см:
а — 1720; б — 6216; в — 11216. хЮО.
и идентичные условия последующего нагрева, в каждой исследо-
ванной наплавке получено свое, отличающееся от других напла-
вок распределение углерода. Сравнение рис. 34, а и б показывает,
что с повышением погонной энергии уменьшается ширина слоя
неаустенитного металла, в котором снижается содержание углеро-
да. При этом степень обезуглероживания металла указанного слоя
уменьшается. Повышение погонной энергии уменьшает также ши-
рину науглероженного слоя в аустенитном металле. Концентрация
углерода в этом слое повышается. Аналогичное влияние на распре-
деление углерода оказывает и предварительный подогрев (рис. 34,
б и г).
Отмеченное изменение ширины обезуглероженного и науглеро-
женного слоев, а также содержания углерода в них свидетельст-
вует о том, что повышение погонной энергии сварки и предваритель-
ный подогрев создают условия, которые при последующем нагреве
62
сварного соединения затрудняют приток углерода из неаустенит-
ного металла к аустенитному и распространение его в последнем.
Иными словами, повышение погонной энергии создает условия,
1Х19Н11МЗ с углеродистой СтЗ:
о,б,в — дуговая сварка с погонной энергией соответственно 1720, 6216^ 11216 кал/см; г —
дуговая сварка с погонной энергией 6216 кал/см и предварительным подогревом; д —
электрошлаковая сварка.
замедляющие диффузию углерода как в неаустенитном основном
металле, так и в аустенитном металле шва.
Поскольку при неизменном составе свариваемых металлов из-
менение погонной энергии сварки приводит к изменению величины
зерна в зоне сплавления, можно предположить, что установленная
зависимость между режимом сварки и степенью изменения содер-
63
жания углерода в зоне сплавления разнородных сталей при на-
греве сварного соединения обусловлена различной величиной зер-
на, получаемой здесь в процессе сварки. Известно, что в диффузиоп
ном процессе, протекающем в поликристаллическом твердом теле.
д
Рис. 35. Макроструктура околопюппоп
зоны наплавок, выявленная в сое юн
нии после сварки травлением па 
ходное зерно, Х100.
важная роль принадлежит границам зерен. С уменьшением вели
чины зерна коэффициент диффузии сильно возрастает [30]. Чтобы
проверить высказанное предположение, из исследуемых наплавок
в состоянии после сварки изготовляли|микрошлифы, на который
по специальной методике выявляли первичную структуру мета 
ла околошовной зоны. На рис. 35 приведена макроструктура м<-
64
талла околошовной зоны тех наплавок, распределение углерода
и зоне сплавления которых приведено на рис. 34. Как видно из
рисунка, металл в зоне сплавления исследованных наплавок дей-
ггннтельно имеет различную величину зерна: балл 4 (по ГОСТ
(>(>39—65) в первой наплавке, 2 — во второй, 0 — в третьей и — 1 —
и четвертой. Сопоставление полученных значений величины зерна
(рис. 35) с результатами проведенного выше сравнения распреде-
ления углерода (рис. 34, а и б) показывает, что большая ширина
слоев с измененным содержанием углерода имеет место в зоне
сплавления металлов, обладающих меньшим зерном. Кроме того,
с уменьшением величины зерна снижается минимальная концентра-
ция углерода в обезуглероженном слое и максимальная — в на-
yi лероженном.
Следует отметить, однако, что сопоставление остальных кри-
вых с рис. 35 не обнаруживает отмеченной закономерности между
и (мснениями распределения углерода и погонной энергии сварки,
о го обстоятельство позволяет заключить, что изменение содержания
углерода в зоне сплавления разнородных сталей при ее нагреве
не всегда представляет собой процесс обычной диффузии. По-ви-
димому, в некоторых случаях здесь проявляются факторы, услож-
няющие процесс перемещения углерода. Одним из них может быть
напряженное состояние зоны сплавления, вызываемое различием
коэффициентов линейного (термического) расширения сплавляе-
мых металлов.
Таким образом, изложенное показывает, что в зоне сплавления
разнородных сталей при наличии в ней структурной неоднороднос-
ти имеет место перемещение углерода из менее легированного ме-
талла в более легированный. В результате со стороны менее легиро-
ванного металла в некоторой прослойке, примыкающей к более
легированному металлу, обнаруживается снижение концентрации
того элемента. В более легированном металле непосредственно
у । рапицы сплавления образуется прослойка с повышенным содер-
жанием углерода.
2.	Характерное изменение
структуры в нестабильной
зоне сплавления
• груктура металла характеризуется размером и формой зерен
(кристаллов) и фаз, количественным соотношением последних,
и также типом и параметрами кристаллической решетки, ее иска-
жением и наличием физических нарушений (несовершенств) в виде
щглокаций, вакансий и других микроскопических дефектов. По-
3|ому судить о природе образуемой в зоне сплавления разнородных
стилей структурной неоднородности можно по указанным характе-
рНСГНК 1М.
ИЗМЕНЕНИЯ В МЕНЕЕ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Микроструктура. На рис. 36 приведена микроструктура мало-
углеродистой стали СтЗ в зоне сплавления ее с аустенитным метал-
лом типа Х25Н13 после выдержки сварного соединения в течение
300 ч при температуре 600° С. Как видно, структурную неоднород-
ность со стороны углеродистой стали, являющейся в рассматривае-
мом соединении менее легированным металлом, составляет светло-
травящаяся прослойка со структурой чистого феррита, в то время
как остальная часть этой стали имеет феррито-перлитную структу-
ру. Такое изменение структуры вызвано значительным снижением
в этой прослойке содержания углерода, который диффундировал
Рис. 36. Изменение структуры малоуглеродистой стали СтЗ в зоне сплавле-
ния с аустенитным металлом Х25Н13 при образовании в ней характерной
структурной неоднородности, ХбОО.
в более легированную (аустенитную) сталь. Характерным для рас-
сматриваемой прослойки является также наличие крупных зерен
часто в виде столбчатых кристаллитов, ориентированных перпен-
дикулярно к границе сплавления. Размер этих зерен зависит от
температуры нагрева сварного соединения и времени выдержки
при этой температуре.
Следует отметить, однако, что прослойка в виде чистого фер-
рита наблюдается только в том случае, если в сварном соединении
в качестве менее легированного металла используется обычная
малоуглеродистая сталь. При высоком содержании углерода в этом
металле или наличии в нем легирующих элементов, способных
образовывать карбиды, в прослойке измененной структуры можно
заметить лишь уменьшение количества карбидных соединений.
Даже в малоуглеродистой стали чисто ферритная прослойка обра-
зуется только тогда, когда сварное соединение нагревается до
температуры ниже критической точки ACs. При нагреве до темпе-
ратуры, выше этой точки, чисто ферритная структура не обнару-
। живается. В этом случае структура углеродистой стали качественно
остается неизменной до самой границы сплавления, наблюдается
лишь некоторое уменьшение перлитных участков (рис. 37). Обуслов-
лено это, по-видимому, резким изменением подвижности углерода,
66
которое должно происходить при изменении нагрева. В случае на-
>рева выше точки АСз углерод диффундирует из у-железа, в то
время как при нагреве до точки АСз — из a-железа. В последнем
коэффициент диффузии углерода значительно выше: в 835 раз при
500е С и в 126 раз при 755° С [5J.
Особенностью структуры рассматриваемой прослойки является
и то, что при сравнительно небольших выдержках, особенно в об-
ласти невысоких температур (500—600° С), она в конце имеет резко
выраженное очертание (рис. 38). При увеличении времени выдержки
ц температуры структура этой прослойки плавно переходит в струк-
Рпс. 37. Микроструктура зоны сплав-
ления углеродистой стали 35 с аус-
тенитной Х25Н13 после выдержки в
течение 2 ч при температуре 1000° С,
Х150.
Рис. 38. Микроструктура зоны сплав-
ления углеродистой стали 35 с аусте-
нитной Х22Н15 после выдержки в те-
чение 2 ч при температуре 600° С,
Х200.
туру остальной части металла, в котором она образовалась (см.
рис. 36).
О резко выраженном очертании конечной границы обезуглеро-
женной прослойки имеются данные [106], согласно которым такое
проявление обезуглероженной зоны является типичным. Это объяс-
няют тем, что распад карбидов вследствие диффузии углерода из
твердого раствора происходит в плоскости, параллельной границе
сплавления. Однако, как показано выше, четкое очертание конечной
границы обезуглероженной прослойки наблюдается только при
сравнительно невысоком нагреве и малом времени выдержки. По-
видимому, в таких случаях процессы перемещения углерода и рас-
пада цементита соизмеримы, в силу чего в зоне, из которой переме-
щается углерод, успевает произойти полный распад цементита.
При более высоком нагреве или продолжительных выдержках про-
цесс перемещения углерода опережает распад цементита. В этом
случае обезуглероживание происходит в зоне, где сохраняется еще
цементит, и поэтому ферритная структура обезуглероженной про-
слойки переходит в феррито-перлитную структуру остальной час-
ти малоуглеродистой стали постепенно.
Можно считать, что отмеченный рост зерна в прослойке изменен-
ной структуры менее легированной стали обусловлен процессом
з*
67
рекристаллизации. Проявление такого процесса здесь вполне воз-
можно, так как рассматриваемая прослойка может претерпевать
пластическую деформацию от напряжений, появляющихся в свар-
ном соединении. Пластическая деформация может быть вызвана
также различием коэффициентов линейного расширения сплавляе-
мых металлов.
Росту зерна в рассматриваемой прослойке может способство-
вать также полное исчезновение в ней второй фазы — цементита.
С исчезновением из границ зерен цементита устраняется фактор,
резко тормозящий собирательную рекристаллизацию [29].
Образование в прослойке измененной структуры столбчатых
кристаллов, ориентированных перпендикулярно к границе сплав-
ления, свидетельствует о перемещении углерода в этом направле-
нии. Основанием для такого заключения может быть тот факт, что
образование подобной структуры наблюдается при обезуглерожи-
вании и цементации стали. Ориентировка обнаруживаемых здесь
столбчатых кристаллов совпадает с направлением диффузии угле-
рода. Такая взаимосвязь обусловлена, по-видимому, тем, что пере-
мещение углерода по своей физической сущности является диффу-
зионным процессом, который изменяет напряженное состояние де-
формированного металла подобно рекристаллизации [40].
Фазовый состав. С помощью рентгенографического анализа ис-
следовались* фазовый состав и параметры кристаллической ре-
шетки. Для исследования физических нарушений (дислокаций),
кроме рентгенографии, применяли метод металлографического
выявления этих дефектов. Исследованию подвергали образцы из
сварных соединений различного типа аустенитного металла с мало-
углеродистой сталью СтЗ, нагретых до 600° С и выдержанных при
этой температуре в течение 300 ч. Малоуглеродистая сталь СтЗ
применена потому, что она позволяет получить наиболее развитую
прослойку измененной структуры, благодаря чему облегчается вы-
полнение намеченных исследований. При определении параметров
кристаллической решетки и плотности дислокаций для сравнения
исследовали также образцы, взятые из сварного соединения в со-
стоянии после сварки.
При исследовании фазового состава исходили из того, что рент-
генограмма многофазной системы представляет собой результат
наложения друг на друга дифракционных максимумов отдельных
фаз, интенсивности линий которых пропорциональны количеству
фазы в системе. Фаза, содержание которой в системе невелико,
дает на рентгенограмме ограниченное количество наиболее интен-
сивных линий из присущего ей ряда.
Каждая фаза обладает своей кристаллической решеткой. Семей-
ство атомных плоскостей, образующих эту решетку, обладает своим,
* Исследования выполнены совместно с А. Г. Миколайчуком и В. П. Ко-
вич — сотрудниками кафедры рентгенометаллофизики Львовского университета
|им. И. Франко.
68
характерным только для данной решетки, набором значений меж-
плоскостных расстояний dhki- Следовательно, определив межплос-
костные расстояния исследуемого объекта, можно узнать форму
и размеры элементарной ячейки кристалла, т. е. охарактеризовать
его кристаллическую решетку и тем самым установить природу
обнаруживаемой фазы. Данные о межплоскостных расстояниях
для различных фаз можно найти в специальных таблицах справоч-
ной литературы.
Рентгенограммы с исследуемых образцов получали по методу
съемки от шлифа в камере РКД-57 на установке УРС-55А в желез-
ном излучении при напряжении U = 35 кВ и силе тока 7=12 мА.
Исследованию подвергали образцы, в которых менее легированный
металл (малоуглеродистая СтЗ) снимали с таким расчетом, чтобы
его слой до границы сплавления не превышал 1—1,5 мм. После
первой съемки травлением в 4%-ном растворе азотной кислоты
в этиловом спирте снимали слой толщиной примерно 0,2 мм и про-
изводили повторную съемку образца. Послойное стравливание ис-
следуемого образца и съемку повторяли до тех пор, пока не до-
стигали границы сплавления, которая фиксировалась появлением
на рентгенограмме линий, отвечающих решетке аустенита.
Для того чтобы в исследуемом образце граница сплавления
как можно больше приближалась к плоскости, образцы вырезали
из наплавок, выполненных по схеме, приведенной на рис. 18, что
обеспечивает минимальный провар основного металла и приближа-
ет поверхность сплавления к плоскости. Чтобы это сближение сде-
лать еще больше, образцы для исследования изготовляли неболь-
ших размеров. В результате поверхность сплавления получилась
примерно 6 X 10 мм.
Полученные данные и анализ рентгенограмм показали, что
в прослойке измененной структуры со стороны малоуглеродистой
стали СтЗ обнаруживаются только линии a-железа. Это говорит
о том, что другие фазы в исследуемой прослойке либо вовсе отсут-
ствуют, либо присутствуют в таком небольшом количестве, кото-
рое рентгеноструктурным анализом не обнаруживается.
Следовательно, образуемая в зоне сплавления разнородных
сталей при наличии в ней структурной неоднородности прослойка
измененной структуры менее легированной стали представляет
собой участок, в котором произошло обезуглероживание. В иссле-
дованном соединении, в котором в качестве менее легированного
металла взята малоуглеродистая сталь СтЗ, обезуглероживание
происходит настолько сильно, что карбидная фаза полностью ис-
чезает либо остается в весьма малом количестве.
Параметры кристаллической решетки. При рентгенографическом
определении параметров кристаллической решетки важное зна-
чение имеет точность их измерения, которая зависит от двух фак-
торов: точности определения угла отражения и расположения
дифракционного максимума. Из уравнения Вульфа—Бреггов сле-
дует, что точность определения параметра решетки возрастает с
69
увеличением угла отражения, поэтому параметры кристаллической
решетки необходимо определять по линии с углом отражения,
приближающимся к 90°. Обычно этот угол выбирается в пределах
68—86°.
Чтобы получить более точные измерения параметров решетки,
необходимо также съемку рентгенограмм производить в определен-
ных условиях фокусировки рентгеновского луча. При использо-
вании фокусирующей камеры с плоской кассетой, которая часто
применяется для прецизионного измерения параметров решетки,
необходимо, чтобы входное отверстие для рентгеновских лучей,
центр плоского образца и положение линий на пленке были рас-
положены на одной и той же окружности. Кассета при этом уста-
навливается на таком расстоянии от образца, чтобы получить усло-
вие фокусировки одной определенной линии, для которой известно
приближенное значение угла отражения.
Для получения рентгенограммы на плоской кассете от плоских
образцов пользуются камерой обратной съемки с излучением, вы-
бираемым по соответствующим справочникам. Особенность этой
камеры состоит в том, что в ней можно вращать кассету вокруг оси
пучка падающих рентгеновских лучей и тем самым исключить то-
чечность линии при крупнозернистом металле исследуемого образ-
ца. Камера обратной съемки имеет еще и то преимущество, что в
ней, используя круглую кассету, можно на одной пленке получить
несколько рентгенограмм, снимая каждую из ни-х только на некото-
ром секторе. Такая съемка весьма удобна для сравнения между
собой нескольких образцов, особенно, если они отличаются друг от
друга небольшими изменениями кристаллической решетки.
Параметры решетки в исследуемых образцах определяли на
рентгеновской установке УРС-55А методом съемки с эталоном
в камере КРОС-1 при режиме съемки: Fe-излучение, трубка БВС-2,
напряжение — 35 кВ, сила тока — 12 мА, экспозиция — 3,5 ч.
В качестве эталона было выбрано армко-железо с параметром ре-
шетки, равным 2,8663 А. Исследованию подвергали образцы, вы-
резанные из наплавок различных вариантов аустенитного металла
на малоуглеродистую сталь СтЗ, выдержанных в течение 300 ч при
температуре 600° С. Для того чтобы определить, имеет ли металл
прослойки измененной структуры какое-либо изменение параметров
решетки, исследовали образцы тех же наплавок, но только в со-
стоянии после сварки, т. е. такие, в которых нет исследуемой струк-
I турной неоднородности, а также образцы с наплавкой из малоугле-
родистой стали.
Полученные результаты показали, что параметр решетки в про-
слойке измененной структуры по сравнению с параметром решетки
исходного металла увеличивается, хотя и незначительно (в третьем
знаке). Это обстоятельство может быть некоторым подтверждением
схемы изменения концентрации углерода в зоне сплавления разно-
родных сталей при образовании в ней структурной неоднородности,
согласно которой наряду с перемещением углерода из менее леги-
I
70
рованного металла в более легированный предполагается увели-
чение содержания его в твердом растворе в некоторой прослойке
менее легированного металла (см. гл. III, § 3). Как известно, с уве-
личением количества растворяемого элемента увеличивается пара-
метр решетки.
Плотность дислокаций. Рентгеноструктурное исследование
физических нарушений (несовершенств) производили путем опре-
деления плотности дислокаций, т. е. числа линий дислокаций, про-
ходящих через единицу площади исследуемого металла. Опреде-
лить эти микродефекты можно несколькими методами. Один из
них основан на квадратичной зависимости плотности дислокаций
ог истинного расширения линий. Этот метод и был принят в про-
веденных исследованиях. По нему плотность дислокаций
Р = Л₽2,
где А — коэффициент, который зависит от упругих свойств мате-
риала, а также от характеристики дислокаций (вектора Бюр-
герса).
Для металлов с кубической решеткой (Fe, Mo, W, А’ и их спла-
вы) этот коэффициент приблизительно равен 2 • 10-16см-2.
Плотность дислокаций определяли па наплавках, выполненных
на армко-железе различными вариантами аустенитного металла.
Причем, последний выбирался таким образом, чтобы его коэффи-
циент линейного расширения постепенно приближался к коэффи-
циенту линейного расширения малоуглеродистой стали (армко-
железа), так как различие этих коэффициентов в сплавляемых ме-
таллах, прежде всего, вызывает физические нарушения в зоне
сплавления разнородных сталей. С этой целью исследовали также
вариант, в котором наплавка выполнена обычной малоуглеродистой
сталью. Армко-железо в качестве менее легированного металла
использовалось с тем, чтобы результаты рентгеноструктурного ана-
лиза можно было дополнить прямым наблюдением (металлографи-
ческим исследованием) за формой и характером расположения
дислокаций.
Чтобы вызвать появление физических нарушений, связанных
с образованием в зоне сплавления разнородных сталей характер-
ной структурной неоднородности, исследуемые наплавки подвер-
гали нагреву до 600° С и выдерживали при этой температуре
в течение 300 ч. Для сравнения исследовали также наплавки
в состоянии после сварки, т. е. не подвергавшиеся нагреву.
Исследование производили на установке УРС-55А в рентгенов-
ской камере КРОС-1 с указанным выше условием фокусировки,
в железном излучении. Полученные рентгенограммы фотометриро-
вали на микрофотометре М-4. Плотность дислокаций рассчиты-
вали по приведенному выражению.
Полученные результаты показали, что металл зоны сплавления
в сварных соединениях разнородных сталей имеет больше физиче-
ских нарушений, чем в соединениях сталей с одинаковыми (близ-
71
кими) физическими и химическими свойствами. Однако различие
между ними не столь большое. Плотность дислокаций в соединениях
разнородных сталей может отличаться лишь на полпорядка. Следует
отметить, однако, что и это отличие плотности дислокаций наблю-
дается только в тех соединениях разнородных сталей, в которых
сплавляемые металлы имеют значительно отличающиеся один от
другого коэффициенты линейного расширения. В сварных соедине-
ниях разнородных сталей с близкими коэффициентами линейного
расширения плотность дислокаций в зоне сплавления практически
такая же, как и в соединениях однородных* металлов.
В полученных результатах обращает на себя внимание и тот
факт, что нагрев даже до сравнительно высокой температуры (600°С)
и довольно длительная (300 ч) выдержка, которые в свободном (не-
сваренном) металле в большинстве случаев ускоряют подвижность
дислокаций и тем самым способствуют уменьшению в нем физических
нарушений, в сварных соединениях разнородных сталей подобного
действия не оказывают. При таком нагреве сварных соединений
плотность дислокаций в зоне сплавления не уменьшается, а увели-
чивается почти в два раза.
Для прямого наблюдения дислокаций применили метод избира-
тельного травления, который в настоящее время широко исполь-
зуется для оценки их плотности. Сущность этого метода состоит
в проявлении с помощью специального реактива места выхода
дислокации на исследуемую поверхность. Принято считать, что во-
круг дислокации всегда имеет место сегрегация примесей или
образование атмосфер Коттрелла, в связи с чем растворение ме-
талла здесь ускоряется.
Недостатком метода избирательного травления является то,
что образование ямок на дислокациях зависит от ориентации и со-
стояния исследуемой поверхности, а также от точного состава тра-
вителя. Ямки травления не образуются, например, на поверхнос-
тях с малыми индексами, которые растворяются в определенных
реактивах с большими скоростями. Поэтому наряду с избиратель-
ным травлением для проверки рекомендуется применять также
другой, независимый метод выявления дислокаций.
В проведенных исследованиях поверхность шлифа подготовля-
ли обычным путем с последующей электролитической полировкой
(для удаления наклепа) в смеси хлорной кислоты с уксусной
(1 : 100) при напряжении НОВ. Отполированные шлифы подвер-
гали химическому травлению в течение 15 мин в смеси 2%-ных
спиртовых растворов азотной и пикриновой кислот. Подготовлен-
ные таким образом шлифы рассматривали под микроскопом при
600-кратном увеличении. Исследовались наплавки, выполненные
аустенитными проволоками Св-07Х25Н13 и ЭП606 (Х25Н60М10),
а также углеродистой проволокой Св-08А.
* Здесь и далее под соединениями однородных металлов подразумеваются
соединения металлов (сталей) одного класса.
72
Полученные результаты показали, что в состоянии после сварки
зона сплавления разнородных сталей не имеет каких-либо особен-
ностей по плотности дислокаций. Появляется она лишь в соедине-
ниях, подвергнутых нагреву. В наплавке, выполненной малоугле-
родистой проволокой Св-08А, после нагрева количество дислока-
ций в зоне сплавления уменьшается вплоть до полного их исчезно-
вения (рис. 39, а). После нагрева полностью отсутствуют дислока-
и
Рис. 39. Микроструктура зоны сплав-
ления армко-железа с малоуглеродис-
той сталью (а), сплавом на никелевой
основе (б) и аустенитной сталью (в),
выявленная для прямого наблюдения
дислокаций (ямок травления), хбОО.
ции и в зоне сплавления наплавки, выполненной высоконикелевой
проволокой Х25Н60И10 (рис. 39, б). В наплавке, выполненной
обычной аустенитной проволокой (проволока Х25Н13), последую-
щий нагрев, наоборот, увеличивает плотность дислокаций в зоне
сплавления (рис. 39, в).
Следовательно, использование метода избирательного травления
так же, как и рентгеноструктурного анализа, показывает, что
в зоне сплавления разнородных сталей увеличение скопления дис-
локаций наблюдается лишь в том случае, если сплавляемые метал-
лы обладают существенно отличающимися коэффициентами линей-
ного расширения.
ИЗМЕНЕНИЯ В БОЛЕЕ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Микроструктура. При наличии в зоне сплавления разнородных
сталей характерной структурной неоднородности участок зоны,
располагающийся в высоколегированной стали, в случае обычного
травления выявляется, как это видно из рис. 31, в виде темнотравя-
щейся прослойки, что по своей природе может быть скоплением
мелкодисперсных карбидных соединений. Эти соединения настоль-
ко дисперсны, что даже при больших увеличениях трудно выде-
лить отдельные их включения (рис. 40).
Характерной особенностью указанной прослойки является из-
менение ее структуры по ширине. Непосредственно у границы
Рис. 40. Изменение структуры аустенитного металла Х25Н13 в зоне сплавле-
ния с перлитной сталью при образовании в ней характерной структурной не-
однородности, Х1000.
сплавления прослойка представляет собой черную полоску, сви-
детельствующую о скоплении здесь большого количества выделив-
шейся фазы. За ней следует участок, где образующейся новой фазы
выделяется заметно меньше. Заканчивается прослойка участком
измененной структуры, в котором выделившаяся фаза распола-
гается лишь по границам зерен высоколегированной стали.
Рассмотренная структура измененной прослойки высоколегиро-
ванной стали получена при нагреве зоны сплавления в области
докритических температур. В таких условиях темнотравящуюся
структуру могут иметь не только карбидные соединения, поэтому
для уточнения природы этой прослойки необходимы дополнитель-
ные исследования. Ими могут быть прежде всего исследования изме-
нения структуры металла рассматриваемой прослойки с повыше-
нием температуры нагрева зоны сплавления.
В сталях, склонных к образованию карбидов, последние выде-
ляются при охлаждении ниже температуры предельной раствори-
мости углерода в данной стали. Поэтому выделенные карбиды
сохраняются только в том случае, когда сталь не нагревается до
этой температуры. Отсюда следует, что, если прослойка измененной
структуры высоколегированной стали представляет собой скопле-
ние карбидов, ее не должно быть в зоне сплавления, нагреваемой
74
до температур, выше температуры растворимости карбидов в данной
стали. После такого нагрева прослойки не должно быть даже в зоне,
которая до этого выдерживалась в области докритических темпе-
ратур и потому имела эту прослойку.
Температуру растворимости карбидов для тех или иных сталей
можно установить, пользуясь диаграммой их состояния. Согласно
этой диаграмме, для используемой в проведенных исследованиях
стали (аустенитная сталь типа Х19Н11МЗ с содержанием углерода
0,10—0,15%) она составляет 1100° С.
На рис. 41 приведена микроструктура металла зоны сплавления
аустенитной стали Х19Н11МЗ с углеродистой СтЗ в соединении,
выдержанном в течение 24 ч
при температуре 1200 С.
Здесь нет рассматриваемой
прослойки. Этот факт явля-
ется прямым подтверждением
того, что измененная струк-
тура высоколегированной ста-
ли в зоне сплавления с менее
легированной, выявляемая в
виде темнотравящейся про-
слойки, представляет собой
скопление карбидов. Прове-
денный эксперимент свиде-
тельствует также и о том,
что в зоне сплавления после
Рис. 41. Микроструктура зоны сплавле-
ния аустенитного металла Х19Н11МЗ с
углеродистой сталью 35, Х150.
нагрева выше температуры
выпадания карбидов не наблюдается обезуглероженной (светло-
травягцейся) прослойки со стороны менее легированного металла
(стали СтЗ).
Отмеченное изменение микроструктуры легко объяснить, если
учесть, что при температуре 1200° С зона сплавления представляет
собой контактную границу двух аустенитных металлов, так как
при этой температуре используемая в качестве менее легированного
металла малоуглеродистая сталь марки СтЗ также будет иметь аус-
тенитную структуру вследствие происшедшего при критической
температуре Acs а -> у-превращения. В таких условиях увеличи-
вается подвижность углерода в менее легированной стали, и в зоне
сплавления идет процесс выравнивания содержания углерода в
твердых растворах, который протекает без особых препятствий
и поэтому охватывает значительную область. В результате этого*
обеспечивается относительно равномерное распределение углерода
без скопления или уменьшения его в каком-либо участке как со*
стороны менее легированного, так и со стороны более легированного*
металла, что исключает образование в зоне сплавления характерной
структурной неоднородности.
Фазовый состав. Для сталей, содержащих карбидные соедине-
ния, фазовый состав может быть установлен при исследовании этих.
75
соединений в изолированном виде. Такие карбидные соединения
обычно получают, растворяя стали в специальных электролитах.
Карбиды при этом остаются в осадке, который и подвергается рент-
геноструктурному анализу.
Чтобы получить фазовый состав металла зоны измененной струк-
туры высоколегированной стали, последнюю в исследуемых образ-
цах сошлифовывали до начала этой зоны, которое определяли ме-
таллографическим путем. Затем образцы подвергали электролити-
ческому травлению в электролите, состоящем из 25% -ного раствора
соляной кислоты и 5 г/л щавелевой кислоты, при плотности тока
0,05 А/см2 и напряжении 8 В. Выделенный осадок .подвергали рент-
геноструктурному анализу, для чего съемку производили в медном
излучении в камере РКД. Полученные результаты показали, что
в зоне измененной структуры высоколегированной стали обнару-
живаются карбиды металлов, входящих в ее состав. Следовательно,
изучение фазового состава, как и структурный анализ, показывает,
что изменение структуры высоколегированной стали в зоне сплав-
ления ее с менее легированной, вызывающее образование известной
структурной неоднородности, происходит в результате выделения
карбидных соединений.
Причиной выделения карбидов в рассматриваемой зоне, с точки
зрения общих положений металловедения, может быть либо распад
аустенита, либо насыщение металла этой зоны углеродом. Выде-
ление карбидов в конце темнотравящейся прослойки лишь по гра-
ницам зерен (рис. 40) свидетельствует о том, что образование в зоне
сплавления разнородных сталей прослойки измененной структуры
высоколегированного металла вызывается насыщением его угле-
родом.
Таким образом, характерным изменением структуры в зоне
сплавления разнородных сталей при наличии в ней известной струк-
турной неоднородности является уменьшение количества карбид-
ных соединений со стороны менее легированной (перлитной) стали
вплоть до полного их исключения с образованием прослойки фер-
ритного металла и увеличение количества этих соединений со сто-
роны более легированного металла с образованием прослойки в виде
карбидной гряды.
3.	Природа и механизм
образования структурной
неоднородности, характерной
для нестабильной зоны сплавления
В настоящее время принято считать, что структурная неоднород-
ность, появляющаяся в нестабильной зоне сплавления разнородных
сталей, представляет собой обезуглероженную прослойку со сто-
роны менее легированного металла и науглероженную со сто-
роны более легированного. Принято считать также, что образова-
I
76
пне этой неоднородности вызывается перемещением углерода из
менее легированного металла в более легированный.
Установившееся представление о природе рассматриваемой
неоднородности имеет достаточное экспериментальное подтверж-
дение, начиная с металлографического исследования этой неодно-
родности и кончая исследованием распределения углерода. И все
же есть основания полагать, что структурная неоднородность в зоне
сплавления разнородных сталей по своей природе является более
сложной, чем она представляется в настоящее время.
Характер травления неаустенитного металла действительно
зависит от количества образующихся в нем карбидных соединений.
Однако это количество изменяется не только под влиянием обезуг-
лероживания и науглероживания. Возможны и другие причины,
например перераспределение углерода между твердым раствором
и карбидными соединениями вследствие появления дополнитель-
ного напряженного состояния, которое в случае сварки разнород-
ных сталей может быть вызвано различием коэффициентов линей-
ного расширения сплавляемых металлов [18].
Возможность зонального повышения содержания углерода в
твердом растворе рассмотрена в литературе. Например, показано,
что при определенных условиях охлаждения после нагрева даже
в технически чистом железе вокруг отдельных зерен образуются
пограничные прослойки, представляющие собой пересыщенный
твердый раствор углерода в сс-железе [96]. Принято считать, что
первопричиной образования этих прослоек является пластическая
деформация, развивающаяся в процессе превращения у -> а.
Известны также случаи появления участков с повышенным со-
держанием углерода в твердом растворе и в сварных соединениях
углеродистых и низколегированных сталей, выполненных газо-
и электропрессовой сваркой, а также точечной контактной свар-
кой. Образование здесь этой прослойки длительное время
объяснялось обезуглероживанием. В последнее время показано,
что наблюдаемая при контактной сварке углеродистых и низколе-
гированных сталей светлая прослойка вызывается не обезуглеро-
живанием, а образованием неравновесного пересыщенного твердого
раствора [89].
Методами, используемыми в настоящее время для эксперимен-
тального исследования распределения углерода в зоне структурной
неоднородности сварных соединений разнородных сталей (контакт-
ная радиография, послойный спектральный анализ), можно опре-
делить изменение общего содержания этого элемента без учета
его распределения между твердым раствором и карбидной фазой,
поэтому допустимо предположение, что в зоне сплавления разно-
родных сталей содержание углерода изменяется не по представляе-
мой в настоящее время схеме (рис. 42), а по схеме, приведенной на
рис. 43, т. е. наряду с перемещением углерода из менее легированной
стали в более легированную может увеличиваться содержание его
в твердом растворе со стороны первой и уменьшаться со стороны
77
второй. Это может иметь важное значение, так как факторы, вызы-
вающие обезуглероживание и науглероживание металла, сущест-
венным образом отличаются от факторов, изменяющих содержание
углерода в твердом растворе. К сожалению, в настоящее время нет
еще метода, с помощью которого можно экспериментально под-
твердить указанное предположение.
Рис 42. Принятая схема
перемещения углерода в
зоне сплавления разно-
родных сталей:
а — исходное состояние; б —
после образования структур-
ной неоднородности; Со —об-
щее содержание углерода;
CT D — содержание углерода
в твердом растворе.
нием этого элемента в твер-
дом растворе более леги-
Что касается механизма образования
рассматриваемой неоднородности, то
многочисленные исследования показы-
вают, что основу его действительно со-
ставляет перемещение углерода из менее
легированного металла в более легиро-
ванный, вызываемое меньшим содержа-
Рис. 43. Схема возможного изменения
концентрации углерода в зоне сплав-
ления разнородных сталей:
_А .
Со. Со — общее содержание углерода в
~А'
сплавляемых металлах; Со; Со — измене-
ние содержания углерода в результате его
перемещения нз менее легированного метал-
ла в более легированный; Ст р; Ст р — со-
держание углерода в твердом растворе
п' „Д'
сплавляемых металлов; Со ; Со — изме-
нение содержания углерода в твердом рас-
творе менее легированного металла.
рованного металла. Со-
гласно общей теории сплавов, углерод в стали может нахо-
диться в растворенном виде либо в виде химического соеди-
нения с другими элементами, входящими в ее состав. В усло-
виях производства и обработки стали реакции, связанные с рас-
пределением элементов в отдельных фазах, не могут закончиться
полностью в соответствии с простым химическим сродством. По-
этому углерод в стали, как правило, распределяется между твердым
раствором и химическим соединением в пропорции, определяемой
константой равновесия, а также составом стали и условиями ее
обработки.
78
Наиболее распространенными химическими соединениями угле-
рода в стали являются карбиды легирующих элементов. Следователь-
но, количество углерода в твердом растворе будет зависеть от со-
держания в ней элементов, способных образовывать карбиды. При
этом сказывается не только количество таких элементов, но и их
природа. При малом содержании углерода в стали и значительном
количестве карбидообразующих элементов основная масса его будет
связана в карбиды. Количество углерода в твердом растворе су-
щественно уменьшается и тогда, когда сталь легируется карбидо-
образующими элементами с более высокой степенью сродства к
нему. Этим и обусловлено то обстоятельство, что в твердом растворе
более легированного металла содержится меньше углерода, чем
в твердом растворе менее легированного металла даже в том случае,
если количество этого элемента в первом больше, чем во втором.
Механизм перемещения углерода в зоне сплавления разнородных
сталей! можно представить следующей схемой. С появлением усло-
вий, увеличивающих подвижность атомов, углерод перемещается
из менее легированного металла в более легированный, так как
в твердом растворе последнего содержание этого элемента меньше.
В результате концентрация углерода в твердом растворе менее ле-
гированного металла становится меньше равновесной. Если этот
металл имеет недостаточно стойкие (в создавшихся условиях) кар-
биды, последние частично диссоциируют и нарушенное равновесие
восстанавливается. При этом несколько уменьшается общее со-
держание углерода в менее легированном металле. Процесс этот
будет повторяться до тех пор, пока не установится равновесие,
отвечающее создавшимся новым условиям.
Вызываемые рассмотренным процессом диссоциация карбидов
и снижение углерода в менее легированном металле сначала про-
исходят непосредственно у линии сплавления, а затем постепен-
но распространяются на более удаленные участки. В результате
через соответствующее время в зоне сплавления со стороны менее
легированного металла образуется обезуглероженная прослойка.
Переместившийся в более легированный металл углерод связы-
вается в термодинамически более стойкие карбиды, которые рас-
полагаются непосредственно у линии сплавления, образуя посте-
пенно уширяющуюся науглероженную прослойку.
Следует отметить, однако, что результаты некоторых исследо-
ваний не согласуются с установившимся представлением о меха-
низме образования структурной неоднородности, характерной для
нестабильной зоны сплавления. Согласно этому представлению, пе-
ремещение углерода в зоне сплавления разнородных сталей проис-
ходит по законам обычной диффузии. Основанием для такого ут-
верждения явились экспериментальные данные, показывающие,
что изменение ширины обезуглероженной прослойки с изменением,
времени выдержки зоны сплавления при высокой температуре,
а также с изменением температуры, до которой она нагревает-
ся, описывается дифференциальными уравнениями параболы и
79
экспоненты, которые выражают зависимость развития диффузион-
ных процессов от времени и температуры. Имеются даже предложе-
ния вычислять возможность появления в зоне сплавления разно-
родных сталей рассматриваемой неоднородности и определять ее
степень, т. е. ширину прослоек, используя известные уравнения
обычной диффузии.
Одним из исследований, результаты которых не согласуются
с установившимся представлением о механизме образования струк-
турной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей,
является исследование автора, показавшее, что изменение содержа-
ния углерода в этой зоне не подчиняется закономерности измене-
ния скорости его диффузии (см. гл. III, §1). На этом основании ав-
тором сделан вывод, что изменение содержания углерода в зоне
сплавления разнородных сталей при ее нагреве не всегда представ-
ляет собой процесс обычной диффузии.
Исходя из установившегося представления, трудно объяснить
также резкое различие степени структурной неоднородности, часто
наблюдаемое в разных участках одного и того же шлифа.
Известны и другие случаи, когда явления, развивающиеся по
экспоненциальному закону, не согласуются с процессом обычной
диффузии. Например, установлено, что при пайке металла с кера-
мическими материалами наблюдаемый в зоне спая переходный слой
образуется по закону экспоненты. Вместе с тем прочность спая в зна-
чительной степени зависит от факторов, которые не должны сказы-
ваться на развивающихся здесь диффузионных процессах [64 J.
На этом основании авторы указанной работы также высказывают
мнение, что в переходном слое, образующемся при пайке металла
с керамикой, происходит не простая диффузия атомов металла
в керамику, а более сложный процесс.
Анализируя теоретические положения диффузии, можно также
показать, что указанное в литературе удовлетворительное совме-
щение изменения ширины обезуглероженной прослойки в зависи-
мости от времени выдержки с параболой и в зависимости от изме-
нения температуры — с экспонентой является недостаточным аргу-
ментом для категорического утверждения о простом диффузионном
механизме образования структурной неоднородности в зоне сплав-
ления разнородных сталей. Несомненно, диффузионный механизм
здесь составляет основу, но осуществляется он по более сложному
закону, чем принятый в настоящее время для обычной диффузии
элементов.
Параболический закон изменения толщины (ширины) диффузи-
онного слоя во времени бесспорно справедлив только для случаев
атомной диффузии, которая происходит в пределах одной фазы
(однофазная диффузия) и завершается образованием твердого рас-
твора с решеткой растворителя. Структурная неоднородность в зоне
сплавления разнородных сталей вызывается реактивной диффузией
углерода, т. е. такой диффузией, в результате которой образуется
новая фаза — карбид.
80
Для определения параметров реактивной диффузии нельзя
непосредственно применять законы атомной диффузии. Они могут
быть справедливыми лишь при соблюдении определенных погранич-
ных условий и только для некоторых случаев реактивной диффузии
1941. Таким условием является линейное падение концентрации
диффундирующего элемента в пределах диффузионного слоя.
Необходимо, кроме того, чтобы разность концентраций на обеих
границах слоя при данной температуре была постоянной.
Следует отметить, что известные уравнения диффузии выведены
с рядом допущений, в силу чего они могут отражать не все случаи
диффузионных процессов. Так, параболический закон изменения
ширины диффузионного слоя с изменением температуры установлен
с учетом того, что коэффициент диффузии в данной среде и при дан-
ной температуре является постоянным. Известно, однако, что в
большинстве случаев этот коэффициент существенно изменяется с
изменением концентрации диффундирующего элемента, умень-
шаясь с ее увеличением. Например, коэффициент диффузии угле-
рода в у-железе изменяется от 2,5 • 10-7 смг/с при концентрации
этого элемента 0,15% до 7,7 • 10-7 см2/с при концентрации 1,4%
1118].
Другое допущение, которое принято при выводе уравнений
диффузии, состоит в том, что диффузионные процессы определяются
только градиентом концентрации. Такое допущение действительно
только для идеальных растворов. В реальных же растворах, и тем
более в многокомпонентных системах, к которым, исходя из общей
терминологии теории диффузии, следует отнести зону сплавления
разнородных сталей, диффузионные процессы (направление и их
скорость) определяются не градиентом концентрации, а градиентом
химического потенциала системы, в которой они происходят. Ины-
ми словами, направление и скорость диффузии здесь будут опреде-
ляться не разностью концентраций диффундирующего элемента,
а разностью его активностей в сопрягаемых средах. При этом
диффузия будет происходить в направлении, которое приводит
систему в состояние с минимальной свободной энергией. Поэтому
диффузионные процессы в зоне сплавления разнородных сталей
могут происходить даже в сторону отрицательного градиента кон-
центрации, т. е. здесь может иметь место так называемая «восходя-
щая» диффузия [83].
Кроме того, как показали последующие исследования, на диф-
фузионные процессы оказывает влияние ряд других факторов»
которые не учитываются существующими уравнениями диффузии.
Например, на диффузии в твердых металлах сказывается тип крис-
таллической решетки [75] — в металлах с некубической решеткой
коэффициент диффузии будет разным в различных направлениях.
Оказывают влияние на развитие диффузионных процессов и такие
несовершенства в строении реальных металлов, как вакансии и
дислокации. Имеется много сведений о том, что на диффузию в по-
ликрисгаллическом металле заметное влияние оказывает наличие
81
границ зерен (границ раздела). Причем, влияние этих границ зави-
сит от их расположения по отношению к направлению диффу-
зионного потока: продольные ускоряют диффузию, поперечные —
замедляют [6]. В результате температурная зависимость коэффи-
циента диффузии в поликристалле с раздробленной структурой
может иметь криволинейный характер, а не прямолинейный, как
это имеет место при диффузии в металле с более крупным зерном.
Исходя из изложенного, можно согласиться с утверждением, что
в большинстве проведенных исследований по диффузии углерода
условия интегрирования расчетных уравнений не соответствуют
действительным условиям протекания диффузионных процессов [5].
В имеющейся литературе можно найти экспериментальные данные,
которые показывают, что кривые, построенные в координатах «кон-
центрация — глубина проникновения» в случае реактивной диффу-
зии, имеют иной ход, чем при атомной диффузии.
Наконец, в результате исследований некоторых процессов,
«обусловленных реактивной диффузией в твердом теле, получены
данные, которые показывают, что сложившееся представление о
механизме этой диффузии нуждается в уточнении, особенно если
«она протекает в температурных условиях, подобных условиям эк-
сплуатации сварных соединений разнородных сталей. Так, при
исследовании окисления армко-железа и электролитического ко-
бальта в области средних температур (400—650° С) получено зна-
чение кажущейся энергии активации значительно меньше, чем это
следует из классического представления о процессе диффузии [37].
Изложенное позволяет заключить, что к настоящему времени
не полностью раскрыта природа структурной неоднородности, об-
разуемой в нестабильной зоне сплавления разнородных сталей.
Не полностью раскрыт и механизм образования этой неоднород-
ности. Сложившееся представление о природе и механизме обра-
зования структурной неоднородности в зоне сплавления разнород-
ных сталей не учитывает возможного изменения растворимости
углерода в условиях зоны сплавления разнородных сталей, со-
стояния карбидной фазы, от которого должна зависеть скорость
процесса перераспределения углерода между твердым раствором и
этой фазой, а также величины зерна, которая существенно сказы-
вается на коэффициенте диффузии элемента. Сложившееся пред-
ставление не учитывает также наличия в зоне сплавления разнород-
ных сталей специфических факторов, например напряженного со-
стояния, вызываемого различием коэффициентов температурного
расширения сплавляемых металлов, в силу которых перемещение
углерода должно представлять более сложный диффузионный
процесс, чем процесс, описываемый известными уравнениями диф-
фузии. Поэтому сложившееся представление о природе и механизме
образования структурной неоднородности в зоне сплавления разно-
родных сталей требует уточнения.
82
разнородных ГЛАВА
сталей	-
4
СТАБИЛИЗАЦИЯ СТРУКТУРЫ
И СВОЙСТВ МЕТАЛЛА
ЗОНЫ СПЛАВЛЕНИЯ
РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ
1.	Механизм влияния
структурной неоднородности
нестабильной зоны
сплавления на работоспособность
сварного соединения
О влиянии механической неоднородности сварного соединения на
его работоспособность известно давно. Еще Н. О. Окерблом пока-
зал, что характер деформирования и место разрушения сварного
соединения при его растяжении зависит от степени отличия (соот-
ношения) предела прочности основного металла и металла шва.
В это же время А. М. Макара и Б. С. Касаткин, испытывая сварное
соединение на изгиб, установили, что угол загиба также зависит
от соотношения прочностных характеристик основного металла
и металла шва. По полученным ими данным даже сравнительно
небольшое изменение этого соотношения вследствие снижения проч-
ности металла шва по сравнению с прочностью основного металла
вызывает локализацию деформации в шве, что сопровождается
уменьшением угла загиба сварного соединения. При исследовании'
причин преждевременных разрушений стыков трубопроводов в
процессе их эксплуатации установлено, что разрушения эти вы-
званы различием пределов текучести основного металла и металла
шва.
Последующие экспериментальные, а также расчетные иссле-
дования напряженного состояния и характера деформирования
образцов показали, что при наличии в испытуемом образце мягкого,
т. е. с пониженными прочностными свойствами (предел текучести,
временное сопротивление), или твердого (повышенные прочностные
характеристики) слоя деформация образца и место его разрушения
зависят от относительной толщины этих слоев (и), представляю-
щей собой отношение их толщины к толщине (диаметру) образца.
Если относительная толщина слоя имеет значительную величину
83
(х > 1), деформация образца при растяжении происходит по за-
кону, определяемому общей диаграммой для этого нагружения.
Разрушаются такие образцы по металлу с меньшими прочностными
характеристиками при нагрузках, отвечающих его временному со-
противлению. При относительной толщине слоя меньше единицы
характер деформирования образца и место его разрушения зависят
<от степени так называемого контактного взаимодействия, приводя-
щего к упрочнению мягкого слоя и смягчению твердого.
	гпа				Л1					
J 2					О-,					
	о——<									
					V					
					.. ,					
Рис. 44. МикротвердоС1Ь в зоне сплавления разнородных сталей при
наличии в ней характерной структурной неоднородности.
В § 2 гл. III показано, что наиболее характерная структурная
неоднородность, образующаяся в зоне сплавления разнородных
сталей, представляет собой узкие прослойки — светлотравящуюся
со стороны менее легированной стали и темнотравящуюся со сто-
роны высоколегированной. По механическим свойствам первая
является мягкой прослойкой, вторая — твердой (рис. 44).
Влияние механической неоднородности — мягких и твердых
прослоек сравнительно малых толщин — на работоспособность
сварных соединений при различных видах деформации исследовано
| довольно обстоятельно 12, 3]. Положительным в указанных иссле-
дованиях является то, что в них на основе теоретического анализа
I напряженного состояния прослоек, существенно отличающихся
своими прочностными и пластическими характеристиками от ос-
новной массы деформируемого образца, получены расчетные фор-
мулы, которые позволяют оценить работоспособность сварного со-
84
единения при наличии в нем механической неоднородности. При
выводе этих формул исходили из того, что в процессе растяжения
образца с мягкой прослойкой в тот момент, когда средние напря-
жения достигают предела текучести металла прослойки, в послед-
ней возникает пластическая деформация. Однако развитию такой
деформации препятствует соседний более прочный металл, еше
продолжающий работать упруго, что приводит к возникновению на
контактных поверхностях касательных напряжений. В результате
эта прослойка в приконтактной области даже в случае одноос-
ного растяжения становится объемно напряженной. Возникающее
в приконтактных областях мягкой прослойки сложнонапряжен-
ное состояние распространяется лишь на некоторую глубину. По-
этому его влияние на свойства мягкой прослойки зависит от раз-
меров (относительной толщины) последней.
При растяжении образца с толстой прослойкой с ростом растя-
гивающего усилия возникающие на контактных поверхностях ка-
сательные напряжения увеличиваются и достигают предела теку-
чести металла прослойки для чистого сдвига. В результате этого
вдоль контактных поверхностей начинается процесс скольжения,
что приводит к вязкому разрушению образца по мягкой прослойке.
При толстой мягкой прослойке разрушение по ней возможно и под
воздействием нормальных напряжений, если они достигнут уровня
временного сопротивления металла прослойки. Следовательно, в
сварном соединении с мягкой прослойкой значительной толщины,
если прочностные характеристики ее заметно отличаются от таких
характеристик основного соседнего металла, возможно прежде-
временное разрушение от растягивающих нагрузок.
С уменьшением толщины мягкой прослойки ее прочность в про-
цессе растяжения увеличивается вследствие контактного упроч-
нения. При определенной (довольно малой) толщине прослойки ис-
пытываемый образец или сварное соединение с мягкой прослойкой
становится равнопрочным металлу их основной части, в связи с чем
разрушение может происходить вне прослойки и она, следователь-
но, в таких случаях не влияет на работоспособность сварного соеди-
нения в условиях растяжения. Такая толщина прослойки названа
критической.
Следует отметить, однако, что при относительной толщине мяг-
кой прослойки, равной или меньшей критической, разрушение вне
ее непременно происходит лишь . в том случае, если металл этой
прослойки обладает стойкостью против охрупчивания. В противном
случае с переходом прослойки в объемнонапряженное состояние
снижается ее сопротивление отрыву. В результате этого нормаль-
ные напряжения в прослойке могут достигнуть сопротивления от-
рыву, что приведет к разрушению элемента по прослойке. Причем,
разрушение в этом случае будет хрупким. Следовательно, кри-
тическое значение толщины мягкой прослойки зависит от конкрет-
ных условий ее работы и должно определяться с учетом свойств
материалов и, прежде всего, запаса вязкости металла самой
85
прослойки, определяемого отношением сопротивления отрыву к пре-
делу текучести.
При исследовании влияния твердой прослойки на работоспособ-
ность сварного соединения исходили из того положения, что с по-
явлением в приконтактной области мягкой прослойки объемно-на-
пряженного состояния последнее создается и в приконтактной об-
ласти соседнего твердого металла. Однако напряженное состояние
в твердом основном металле имеет иной характер, чем в мягкой
прослойке. Возникающие здесь касательные напряжения являются
сжимающими, а не растягивающими. В связи с этим приконтактная
область твердого металла будет менее напряженной, чем при одно-
осном растяжении.
Снижение напряженности твердого металла приводит к тому,
что твердая прослойка при совместной работе с мягким металлом
вовлекается в пластическую деформацию при напряжениях, зна-
чительноменьших предела текучести ее металла в случае одноосно-
. го растяжения. При появлении пластической деформации в твердой
прослойке снижается вероятность хрупкого разрушения, которое
может быть причиной преждевременного (аварийного) выхода из
строя элемента, содержащего такую прослойку.
Твердая прослойка при совместной работе с мягким металлом
вовлекается в пластическую деформацию тем больше, чем меньше
ее относительная толщина. При определенной величине послед-
ней, названной критической, твердая прослойка полностью вовле-
кается в пластическую деформацию. Если относительная толщина
твердой прослойки равна или меньше критической, то влияние
этой прослойки на работоспособность содержащего ее элемента,
в том числе и сварного соединения, полностью исключается.
Приведенные выше сведения относятся к деформации механи-
чески неоднородного образца (элемента) кратковременным растя-
жением или сжатием. Закономерности влияния мягкой и твердой
прослоек на работоспособность сварного соединения, присущие
деформированию растяжением (сжатием), качественно сохраня-
ются также при изгибе, кручении, ударном и импульсном нагруже-
। нии, усталостном разрушении и длительном растяжении в условиях
высоких температур [2, 98].
Следует отметить, что эффект контактного упрочнения при дли-
тельном растяжении в условиях высоких температур, которое при-
суще работе большинства сварных соединений разнородных сталей,
наблюдается только при нормальных напряжениях, не достигающих
уровня хрупкой прочности металла прослойки. Если же металл
мягкой прослойки в процессе ползучести охрупчивается интенсив-
но, длительная прочность сварного соединения резко снижается
[98]. В области хрупкого разрушения длительная прочность мягкой
прослойки становится даже ниже, чем прочность ее металла при
свободном деформировании.
Изложенное выше позволяет судить о механизме влияния, ко-
торое может оказать образуемая в зоне сплавления разнородных
86
сталей структурная неоднородность на работоспособность сварного
соединения. Если считать, что характерная для нестабильной зоны
сплавления разнородных сталей структурная неоднородность пред-
ставляет собой мягкую прослойку со стороны менее легированного
металла и твердую — со стороны более легированного (рис. 44),
то влияние неоднородности на работоспособность сварного соеди-
нения определяется изложенными выше закономерностями.Исход я
из этих закономерностей, можно считать, что влияние рассматривае-
мой структурной неоднородности зоны сплавления разнородных
сталей на работоспособность сварного соединения зависит от сте-
пени ее развития, которая определяет размеры (относительную тол-
щину) образуемых при этом прослоек с измененными механичес-
кими свойствами.
Практически в зоне сплавления сварного
соединения разнородных сталей даже в усло-
виях, вызывающих весьма интенсивное раз-
витие структурной и механической неодно-
родности, трудно представить образование
прослойки с относительной толщиной больше
упомянутой выше критической, определенной
расчетом [2, 3]. И все же известно немало слу-
чаев преждевременного разрушения сварных
соединений разнородных сталей по зоне сплав-
ления. В связи с этим можно было бы предпо-
ложить, что в условиях работы комбинирован-
ных конструкций эксплуатационная проч-
ность сварных соединений разнородных ста-
лей определяется не столько образуемой
в зоне сплавления структурной неоднородностью, сколько дру-
гими факторами, например, различием коэффициентов линейного
расширения сплавляемых металлов. Однако специально проведен-
ные эксперименты не подтверждают такого предположения. Сущ-
ность этих экспериментов состояла в испытании на термическую
усталость цилиндрических образцов с диаметром 15 мм и дли-
ной 55 мм, изготовленных из наплавок, выполненных высоко-
никелевым сплавом Х25Н60М10 на углеродистой стали марки
СтЗ таким образом, что одна половина образца в поперечном
сечении состояла из сплава Х25Н60М10, а вторая — из стали
марки СтЗ.
Характерным для испытанных образцов являлось то, что коэф-
фициенты линейного расширения сплавленных металлов практи-
чески равны (табл. 4).
Д1еталл наплавки части образцов дополнительно легировали
марганцем до 9—11%. Такое количество марганца не изменяет
коэффициент линейного расширения аустенитного металла, осо-
бенно с высоким содержанием никеля, но способствует [13] образо-
ванию структурной неоднородности в зоне сплавления последнего
с неаустенитным металлом.
4. Коэффициент
линейного расширения
а»106, град-1,
сплавленных металлов
Темпера- тура, ° С	О S о о X ю сч X	СтЗ
20—100	12,83	11,6
20—200	13,21	12,6
20—400	13,55	13,0
20—600	14,30	14,6
87
Испытания заключались в поочередном нагреве образца в печи
до температуры 550° С и быстром охлаждении его в воде. Получен-
ные результаты показали, что в образцах с наплавкой, дополни-
тельно легированной марганцем, после 500 циклов при 11% мар-
ганца и 1000 циклов при 9% в зоне сплавления образовались уста-
лостные трещины, характерный вид которых приведен на рис. 45,
а. В образцах с наплавкой без марганца трещин не обнаружено
даже после 2000 циклов. Микроструктура в зоне сплавления этих
образцов приведена на рис. 45, б. Из рис. 45 видно, что в образцах
с трещинами в зоне сплавления имеет место структурная неодно-
родность, характерная для сварных соединений разнородных ста-
Рис. 45. Микроструктура зоны сплавления после испытания образцов на тер-
мическую усталость (нагрев 550е С, охлаждение в воде), Х150: а— СтЗ-|-
+ Х25Н6ОМ10Г9, 1000 циклов; б — СтЗ + Х25Н6ОМ10, 2000 циклов.
лей, в то время как в образцах без трещин такой неоднородности
не наблюдается.
Весьма четко также видна связь разрушения сварного соедине-
ния разнородных сталей по зоне сплавления с образованием в ней
] структурной неоднородности на рис. 46 [4]. На этом рисунке при-
ведена микроструктура в месте разрушения сварного соединения
перлитной стали 1Х2М, выполненного аустенитными электродами
ИМЕТ-4П (наплавленный металл — сплав на никелевой основе
Х16М25), которое вызвано термической усталостью после 1500 цик-
1 лов нагрева описанных выше цилиндрических образцов в печи до
температуры 550° С и охлаждения в воде.
Кроме того, полученные данные [221 довольно четко показы-
вают, что образование рассматриваемой неоднородности сказы-
вается на прочности и характере разрушения сварных соединений
J разнородных сталей, подвергнутых длительному нагружению в
условиях высоких температур, что характерно для работы боль-
шинства комбинированных конструкций. Испытывали десятикрат-
щые образцы диаметром 7,0 мм, изготовленные из соединений
перлитной стали Х5М с аустенитной Х18Н10Т, выполненных
автоматической сваркой под флюсом различными аустенитными
проволоками. Испытания производили при температуре 550° С.
88
Рис. 46. Микроструктура места разрушения сварного соединения
1Х2М + Х16НМ25 (электроды ИМЕТ-4П), подверженного испы-
танию на термическую усталость (наггев 550° С, охлаждение в
воде), Х200.
б
Рис. 47. Разрушенные при испытании на длительную проч-
ность образцы из сварного соединения стали Х5М, выполнен-
ного проволокой Св-04Х19Н11МЗ (а), и микроструктура вмес-
те их разрушения (б), Х150.
Полученные результаты показали, что все образцы из соединений,
выполненных проволокой Св-07Х25Н13 и Св-04Х19Н11МЗ, разру-
шились по зоне сплавления стали Х5М с металлом шва (рис. 47, а),
причем разрушение было хрупким. Металлографическое исследо-
вание (рис. 47, б) показывает, что в этой зоне имеет место довольно
развитая структурная неоднородность в виде темнотравящейся
прослойки со стороны металла шва и светлотравящейся — со сто-
роны стали Х5М. Разрушение проходит по светлотравящейся про-
а	б
Рис. 48. Разрушенные при испытании на длительную прочность об-
разцы из сварного соединения стали Х5М, выполненного проволокой
Х25Н60М10 (а), и микроструктура в месте их разрушения (б), Х150.
слойке. Лишь в образцах из сварного соединения, выполненного
проволокой, содержащей 60% никеля, в зоне сплавления стали
Х5М с металлом шва структурная неоднородность не обнаружи-
вается (рис. 48, а). Все испытанные образцы из этого соединения
разрушились по стали Х5М вдали от зоны сплавления. Разрушение
имело вязкий характер (рис. 48, б).
О том, что образование в зоне сплавления разнородных сталей
характерной структурной и механической неоднородности приво-
дит к разрушению сварного соединения в этой зоне при длитель-
ном воздействии на него нагрузок в условиях высоких температур,
свидетельствуют также данные других исследователей (47|.
Тот факт, что зона сплавления разнородных сталей часто явля-
ется местом разрушения комбинированных конструкций, несмотря
на довольно малую относительную толщину образуемых здесь про-
слоек металла с заметно измененными механическими свойствами,
позволяет предположить, что в условиях работы сварных соедине-
ний таких сталей эффект контактного упрочнения мягких прослоек
п смягчения твердых проявляется менее интенсивно, чем в образцах.
Такое предположение вполне возможно, если учесть, что, как это
видно из расчетных формул [2, 3], критическая толщина прослойки
зависит от степени механической неоднородности данного элемен-
та, т. е. от соотношения пределов прочности металла основной его
части и прослойки. Из этих формул отчетливо видно, что чем выше
степень неоднородности элемента, тем меньшая толщина прослойки
должна быть, чтобы обеспечить его равнопрочность. Не исключено
также, что в условиях работы сварных соединений разнородных
сталей в мягкой прослойке создается такое напряженное состоя-
ние, которое существенно снижает сопротивление отрыву ее
металла, а это, как уже указывалось, также приводит к прежде-
временному и даже хрупкому разрушению.
Таким образом, можно считать, что образуемая в нестабильной
зоне сплавления разнородных сталей структурная неоднород-
ность сказывается на работоспособности сварного соединения
вследствие появления в нем прослоек с пониженной прочностью
и с пониженной пластичностью.
При значительном развитии неоднородности образуются про-
слойки такой ширины, при которой они не полностью подвергаются
контактному взаимодействию с соседними участками металла свар-
ного соединения. В результате этого в процессе нагружения свар-
ного соединения прослойки сохраняют пониженную прочность и
пластичность. Наличие таких прослоек и приводит к преждевре-
менному разрушению сварного соединения. При статической на-
грузке оно происходит по мягкой прослойке (обезуглероженная про-
слойка). Сварное соединение, работающее в условиях динамической
нагрузки, разрушается по твердой прослойке (науглероженная
прослойка).
Следовательно, для получения сварных соединений разнород-
ных, сталей, работоспособных в условиях, для которых они пред-
назначены, следует полностью исключить образование в зоне
сплавления структурной и механической неоднородности либо ог-
раничить ее до такой степени, чтобы размеры (ширина) получаемых
прослоек были меньше критических для данных условий. Кроме
того, необходимо также, чтобы получаемая мягкая прослойка была
стойкой против охрупчивания, склонность к которому зависит от
природы материала.
2.	Факторы,
определяющие образование
и степень развития
структурной неоднородности
в нестабильной зоне сплавления
Если исходить из сложившегося уже представления о природе
и механизме образования структурной неоднородности в зоне
сплавления разнородных сталей, то становится очевидным, что по-
явление этой неоднородности и степень ее развития должны опре-
деляться теми факторами, которые способствуют перемещению
углерода из менее легированного металла в более легированный.
Таким фактором может быть прежде всего температура, так как
большинство конструкций, изготовляемых из разнородных сталей,
работают при повышенных температурах. В этих условиях увели-
чивается подвижность атомов элементов, входящих в состав ме-
талла, что должно способствовать указанному перемещению угле-
рода.
На процесс образования структурной неоднородности в зоне
сплавления разнородных сталей существенное влияние оказывает
также время выдержки сварного соединения при повышенных тем-
пературах, так как степень развития Неоднородности определяется
количеством перемещенного углерода. Следовательно, вторым фак-
тором, способствующим перемещению углерода в зоне сплавления
разнородных сталей, может быть время выдержки ее при высоких
температурах.
Результаты исследований показывают, что температура нагре-
ва сварного соединения и время выдержки при ней действительно
настолько влияют на образование и степень развития структурной
неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей, что их
можно считать определяющими факторами. Подтверждением ска-
занному является рис. 49, на котором в виде графиков приведены
изменения ширины обезуглероженной прослойки, характеризую-
щей степень развития структурной неоднородности. Данные по-
лучены при нагреве сварного соединения углеродистой стали марки
СтЗ с аустенитным металлом типа Х25Н13. Отчетливо видно, что
в исследуемом сочетании сплавляемых металлов структурная не-
однородность обнаруживается уже при нагреве до 350° С. Однако
существенное развитие она получает при температурах выше
550° С. Наиболее интенсивно развивается эта неоднородность при
температурах выше 600° С. Особо сильное развитие она получает
при температуре 800° С. В области этой температуры структурная
неоднородность получает заметное развитие даже при выдерж-
ках, исчисляемых минутами.
В зоне сплавления, нагретой до температур выше критической
точки ЛС8, структурная неоднородность, характерная для нестаби-
льной зоны сплавления разнородных сталей, отсутствует. В этом
случае наблюдается лишь изменение структуры углеродистой
92
пали, заключающееся в постепенном увеличении ферритных
участков в направлении границы сплавления (рис. 37). При нагре-
ве в области температур до 350° С характерной структурной неод-
нородности не наблюдается даже в том случае, если менее легиро-
ванным металлом является обычная углеродистая сталь марки
СтЗ, которая практически не содержит элементов, связывающих
углерод в стойкие карбиды.
Что касается времени выдержки, то с его увеличением степень
развития структурной неоднородности также увеличивается. Нс>
интенсивность ее увеличения при этом заметно снижается, если
Рис. 49. Зависимость ширины обезуглероженного слоя в зоне сплавле-
ния аустенитного металла Х25Н13 с углеродистой сталью СтЗ от тем-
пературы нагрева (а) и времени выдержки (б) при повышенной темпе-
ратуре.
о ней судить по уширению обезуглероженной прослойки. Особен-
но сильно замедляется развитие структурной неоднородности с
увеличением времени выдержки при нагреве до температур выше
600° С. Здесь увеличение ширины обезуглероженной зоны при вы-
держках более 200 ч происходит настолько медленно, что время
выдержки порядка 300 ч можно считать вполне достаточным для
экспериментальной проверки того или иного фактора, определяю-
щего образование и степень развития структурной неоднородности
в зоне сплавления разнородных сталей.
Кроме температуры нагрева и времени выдержки при ней фак-
торами, определяющими перемещение углерода в зоне сплавления
разнородных сталей, считают такие: а) сосуществование в зоне
сплавления жидкой и твердой фаз; б) различие кристаллических
решеток сплавляемых металлов по растворимости углерода; в) су-
щественное различие содержания углерода в сплавляемых метал-
лах; г) наличие в одном из сплавляемых металлов элементов с
большим сродством к углероду, чем железо или другие карбидо-
образующие элементы, содержащиеся во втором сплавляемом.
93
металле, или более высокое содержание в одном из них по сравнению
с другим одних и тех же карбидообразующих элементов.
Перемещение углерода в зоне сплавления сварного соединения
в момент сосуществования жидкой сварочной ванны с нерасплавлен-
ной частью основного металла в принципе возможно [111. Однако
перемещение это не является специфичным только для сварных сое-
динений разнородных сталей. Оно в одинаковой мере может быть и
в зоне сплавления любого сварного соединения, получаемого сваркой
плавлением. Рассматриваемая же структурная неоднородность —•
явление, специфичное только для соединений сталей, заметно от-
личающихся по химическому составу и физическим свойствам. Пе-
ремещение углерода, происходящее в период сосуществования жид-
кого металла с твердым, не вызывает образования той структурной
неоднородности, которая считается характерной для нестабильной
зоны сплавления разнородных сталей.
Вместе с тем известно исследование [69], на основании резуль-
татов которого утверждается, что углерод в зоне сплавления аус-
тенитной стали с неаустенитной перемещается вследствие сосу-
ществования жидкой фазы с твердой. Сущность этого исследования
состояла в том. что на пластину из малоуглеродистой стали наплав-
лялись три примыкающих друг к другу валика с минимальным про-
плавлением предыдущего при наложении последующего. Первый
валик наплавлялся обычной углеродистой проволокой Св-08А,
второй — аустенитной проволокой типа Х25Н15, третий также
проволокой Св-08А. Каждый валик выполнялся по четырем при-
садкам из той проволоки, которой наплавлялся сам валик. При-
садки применялись для того, чтобы свести к минимуму проплав-
ление основного металла. При этом считалось, что зона сплавления
первого и второго валиков отличалась от зоны сплавления второю
и третьего только тем, что в первом жидкой фазой был металл вто-
рой (аустенитной) наплавки, а во втором — первой (неаустенитной).
Остальные условия в обеих зонах принимались одинаковыми.
Сопоставлением микроструктуры, выявленной на шлифах из
.заготовок, подвергнутых нагреву до 680° С и выдержке при этой
температуре в течение 10 мин, показано, что в первой зоне сплав-
ления образовалась заметно развитая структурная неоднородность,
в то время как во второй она не обнаружена. Замеченное различие
авторы объясняют тем, что в первой зоне направление реактивной
диффузии совпадает с направлением диффузии, обусловленной со-
существованием жидкой и твердой фаз, в то время как во второй
зоне эти направления противоположны.
По поводу указанного исследования следует отметить, что при
ого обосновании допущена неточность, когда принималось, что все
условия, кроме фазового состояния сплавляемых металлов, в обеих
зонах сплавления одинаковы. Автор повторил рассмотренное ис-
следование. При этом с помощью спектрального анализа установ-
лено, что, несмотря на небольшое проплавление основного металла
(второго валика), химический состав металла третьего валика
94
существенно отличается от состава металла первого валика, хотя
наплавки выполнены одной и той же электродной проволокой.
Не учтено в упомянутом исследовании и то обстоятельство,
что структура зоны сплавления рассматривалась после довольно
высокого (680° С) нагрева, при котором выдержка в течение 10 мин
приводит, как это видно из рис. 49, а, к заметному развитию не-
однородности.
По нашему мнению, обнаруженная в работе структурная неод-
нородность [69] обусловлена нагревом соединения металлов, отли-
чающихся содержанием карбидообразующего элемента — хрома.
Анализ экспериментальных данных показывает, что различие
кристаллических решеток сплавляемых металлов также нет осно-
Рис. 50. Микроструктура в зоне сплавления углеродистой стали СтЗ е же-
лезоникелевым сплавом Н50 после сварки (а) и после выдержки в течение
300 ч при 600° С (б), Х150.
ваний считать фактором, определяющим перемещение углерода
в зоне сплавления разнородных сталей. Подтверждением сказан-
ному может быть микроструктура (рис. 50) зоны сплавления угле-
родистой стали марки СтЗ с железоникелевым сплавом Н50 после
выдержки 300 ч при 600° С. Решетка стали представляет собой
объемноцентрированный куб, решетка сплава Н50 — гранецентри-
рованный куб. Как известно, в металле с гранецентрированной
решеткой растворимость углерода значительно выше, что и яви-
лось основанием считать различие кристаллических решеток фак-
тором, способствующим перемещению этого элемента в зоне сплав-
ления разнородных сталей. Как видно из рис. 50, в рассматривае-
мом соединении совершенно отсутствует структурная неоднород-
ность, характерная для нестабильной зоны сплавления разнород-
ных сталей. Она не образуется даже в том случае, если в качестве
металла с решеткой объемноцентрированного куба используется
среднеуглеродистая сталь 45, которая содержит довольно большое
(0,46%) количество углерода.
Что касается различия содержания углерода в сплавляемых
металлах, то оно действительно является одним из факторов, опре-
95
деляющих образование структурной неоднородности в нестабиль-
ной зоне сплавления разнородных сталей. Подтверждением ска
занному могут быть исследования наплавок, выполненных аусте
нитной проволокой Св-Х25Н13 на армко-железо и углеродистую
сталь марки СтЗ. В некоторых наплавках увеличивали содержант
углерода путем введения в них графита в виде порошка. Это сделано
потому, что в большинстве случаев сварки разнородных сталей
в высоколегированном металле углерода содержится меньше, чем
в сплавляемом с ним менее легированном металле, на основании
чего, по-видимому, рассматриваемый фактор и принят как опреде-
ляющий образование и степень развития структурной неодно-
родности в нестабильной зоне сплавления разнородных сталей.
В табл. 5 приведено содержание углерода в металле исследованных
соединений. Исследованию подвергали наплавки, выдержанные
в течение 300 ч при температуре 600° С.
| 5. Содержание углерода, %, в аустенитном и неаустеиитиом металле
исследованных соединений
Соединение	Металл	
	аустенитный	неаустенитный
Армко-железо аустенитная сталь	0,06	0,04
То же	0,44	0,04
’СтЗ -|- аустенитная сталь	0.10	0,21
То же	0,72	0,21
Полученные результаты показали, что даже при таком весьма
малом содержании углерода в неаустенитном металле как 0,04%
в зоне сплавления его с аустенитной сталью после длительной вы-
держки соединения при высокой температуре обнаруживается за-
метное развитие структурной неоднородности. Образования ее здесь
нельзя ожидать, если исходить из положения, что перемещение
углерода в зоне сплавления разнородных сталей обусловливается
общим содержанием этого элемента в сплавляемых металлах. В рас-
сматриваемом сочетании сплавляемых металлов общее содержание
углерода в менее легированном металле (армко-железо) значитель-
но ниже, чем в более легированном (аустенитном) металле, напри-
мер 0,04% в первом и 0,44% во втором. В связи с этим нет основа-
ний ожидать перемещения углерода из армко-железа в аустенитную
сгаль.
Еще более трудно объяснить, исходя из указанного представле-
ния, образование отчетливо выраженной неоднородности в наплав-
ках, где аустенитный металл дополнительно легирован углеродом.
В этих наплавках общее содержание углерода в аустенитном метал-
ле в 3,5—11,0 раз больше, чем в сплавленном с ним неаустенитном
металле. Если исходить из установившегося представления, то
образование здесь неоднородности должно свидетельствовать о пере-
мещении углерода из металла с меньшим содержанием этого эле-
мента в металл, содержащий углерода больше.
96
Образующуюся неоднородность структуры в зоне сплавления
ш следованных сочетаний металлов можно объяснить, если исхо-
дить из уточненного [65] представления о закономерности переме-
щения углерода в зоне сплавления разнородных сталей, заключаю-
щегося в том, что оно здесь вызывается различием не общего
содержания этого элемента в сплавляемых металлах, а его термо-
динамических активностей в них.
Такое представление наиболее полно отражает действительный
механизм этого процесса, так как перемещение углерода в зоне
сплавления разнородных сталей относится к процессам в многоком-
понентной системе. Согласно общим положениям физической хи-
мии в этой системе, как и вообще в реальных растворах, направле-
ние и скорость любых диффузионных процессов определяется не
градиентом концентрации диффундируемого элемента, как это
имеет место в идеальных растворах, а градиентом его химического
потенциала или термодинамической активности. Лишь замена
действительной концентрации элемента эффективной концентра-
цией или термодинамической активностью позволяет исполь-
зовать закономерности идеальных растворов для реальных си-
стем.
При указанном представлении в зоне сплавления разнородных
сталей может быть справедливым предположение [108], что в сис-
теме, состоящей более чем из двух компонентов, данный элемент
не всегда стремится диффундировать в область меньших концентра-
ций; в рассматриваемом случае отклонение от идеальных раство-
ров может быть настолько велико, что градиент концентрации и гра-
диент химического потенциала или градиент активности могут
иметь различные знаки, в силу чего будет происходить отрицатель-
ная «восходящая» диффузия.
Если исходить из указанного уточненного представления, то
причиной перемещения углерода в зоне сплавления разнородных
сталей следует считать меньшее содержание углерода в твердом
растворе более легированной стали, чем в твердом растворе сплав-
ленной с ней менее легированной. В таком случае образование и
степень развития рассматриваемой неоднородности должна опре-
деляться также и теми факторами, которые изменяют содержание
углерода в твердом растворе стали.
Количество углерода в твердом растворе зависит от содержания
в стали элементов, способных образовывать карбиды. Чем больше
в ней карбидообразующих элементов и чем выше их сродство к угле-
роду, тем меньше его будет содержаться в твердом растворе. Сле-
довательно, наличие в одном из сплавляемых металлов более вы-
сокого по сравнению с другим содержания элементов, способных
образовывать карбиды, или элементов с более сильным сродством
к углероду, чем железо или другие карбидообразующие элементы,
содержащиеся во втором сплавляемом металле, действительно мо-
жет быть одним из тех факторов, которые определяют образование
и степень развития структурной неоднородности, наблюдаемой
4 1-189
97
в нестабильной зоне сплавления разнородных сталей. Согласно
механизму перемещения углерода в зоне сплавления разнородных
сталей содержание карбидообразующих элементов в более легиро-
ванном металле, используемом в данном соединении, должно спо-
собствовать образованию и развитию этой неоднородности. И на-
оборот, в том случае, когда менее легированный металл сварного
соединения разнородных сталей содержит элементы, образующие
стойкие карбиды, диссоциация последних должна затрудняться
и процесс перемещения углерода в более легированный металл не
получает существенного развития.
Сейчас уже имеется достаточно
данных, чтобы наличие в сплавляе-
мых металлах карбидообразующих
элементов считать одним из факторов,
определяющих образование и степень
развития структурной неоднороднос-
ти, характерной для нестабильной
зоны сплавления разнородных сталей
166, 106]. Автором исследована зона
сплавления в наплавках, выполнен-
ных на углеродистую сталь марки
СтЗ железоникелевым сплавом, до-
полнительно легированным одним из
известных карбидообразующих эле-
ментов. Наплавки выполняли таким
образом, чтобы в наплавляемом ме-
талле обеспечивалось более 24,0%
никеля, что, исходя из диаграммы со-
стояния, необходимо для получения
Рис. 51. Зависимость ширины
обезуглероженной прослойки
Ьо.л углеродистой стали в зоне
сплавления после выдержки
300 ч при 600° С от типа и со-
держания карбидообразующего
элемента в аустенитном металле.
железоникелевых сплавов аустенит-
ной структуры. Исследование производили после выдержки в те-
чение 300 ч при 600° С.
О влиянии исследуемого элемента судили по ширине обезугле-
роженной прослойки. Последнюю определяли прежде всего метал-
лографическим путем. Но при этом во многих случаях трудно было
проследить за изменением ширины обезуглероженной прослойки,
так как околошовная зона стали марки СтЗ под воздействием тер-
мического цикла сварки получила грубозернистую феррито-пер-
литную структуру. Поэтому о влиянии исследуемых элементов су-
дили по распределению углерода в зоне сплавления.
Распределение углерода определялось послойным спектральным
анализом по методике, изложенной в гл. II. По полученным данным
строились кривые, с помощью которых уточнялась ширина обез-
углероженной прослойки. За окончательную ширину обезуглеро-
женной прослойки принималось среднее арифметическое значений,
полученных при каждом указанном способе измерения.
Полученные результаты в виде графиков приведены на рис. 51.
Из рисунка прежде всего видно, что увеличение содержания в вы-
98
Рис. 52. Зависимость ши-
рины обезуглероженной
прослойки Ьо.п в зоне
сплавления с малоугле-
родистой сталью после вы-
держки, экстраполирован-
ной на 10- ч при 537° С
(1000° F), от содержания
хрома в высоколегирован-
ном металле [106].
между влиянием кар-
, околегированном металле любого карбидообразующего элемента
приводит к увеличению ширины обезуглероженной прослойки
и менее легированном металле. Однако обращает на себя внимание
и гот факт, что интенсивный рост ширины обезуглероженной про-
слойки наблюдается лишь до определенного содержания каждого
карбидообразующего элемента. С дальнейшим повышением содер-
жания этих элементов ширина обезуглероженной зоны увеличи-
вается сравнительно мало. Для хрома, например, интенсивный рост
ширины обезуглероженной зоны наблюдается при увеличении его
количества до 6,0%, чго хорошо согласуется с данными, получен-
ными другими исследователями [106], которые в виде графика при-
ведены на рис. 52. Влияние молибдена
интенсивно сказывается при еще меньшем
его содержании — до 4,0% . У титана и ва-
надия наименьший предел содержания, до
которого наблюдается интенсивный рост
ширины обезуглероженного слоя — 2,0%
(рис. 51).
Из рис. 51 также видно, что тип карби-
дообразующего элемента оказывает замет-
ное влияние на развитие рассматриваемой
неоднородности, если о нем судить по ши-
рине обезуглероженной зоны, получаемой
при одном и том же содержании элемента.
Отмеченное явление можно считать законо-
мерным, если исходить из известного поло-
жения, что все карбидообразующие эле-
менты обладают различным сродством к уг-
лероду. Однако расположение кривых на
рис. 51 не показывает полного соответствия
бидообразующего элемента на образование структурной неодно-
родности в зоне сплавления разнородных сталей и сродством этого
элемента к углероду. По полученным данным нельзя составить из-
вестный ряд Fe, Мп, Сг, Mo, W, V, Nb, Ti, в котором карбидообра-
зующие элементы расположены в строгой последовательности по
возрастанию их сродства к углероду.
Подобное несоответствие уже отмечалось в исследованиях [66].
Это дало основание автору указанной работы прийти к выводу,
что перемещение углерода в зоне сплавления разнородных сталей
определяется не общим содержанием карбидообразующих элемен-
тов, а свободными (не связанными углеродом) их атомами, и сле-
довательно, не массовой, а атомной концентрацией этих элементов.
В связи с этим целесообразно при построении кривых влияния
карбидообразующих элементов на величину обезуглероживания
степень легирования выражать не в массовых, а в атомных процен-
тах. Получаемые при этом кривые действительно располагаются
в том же четком порядке, что и в приведенном выше ряде карбидо-
образующих элементов.
99
Рис. 53. Зависимость ширины обезуг-
лероженной прослойки Ьо.п менее ле-
гированного металла (СтЗ с С =0,17%)
от отношения Ме/С в более легиро-
ванном металле после выдержки 100 ч
при 700° С [69].
Кривые влияния карбидообразующих элементов на обезуглеро-
живание в зоне сплавления разнородных сталей рекомендуется
[66] строить в зависимости от Ме/С— отношения содержания кар-
бидообразующего элемента в металле к содержанию в нем углерода.
Основанием для такого построения послужило представление о
процессах, происходящих в металле при его легировании карби-
дообразующими элементами, согласно которому влияние на обра-
зование и степень развития структурной неоднородности в зоне
сплавления разнородных сталей зависит как от содержания карби-
дообразующего элемента в высоколегированном металле, так и от
содержания в нем углерода. В об-
щем виде эта зависимость опре-
деляется отношением Ме/С.
На рис. 53 приведены графи-
ки, полученные при указанном
принципе построения. Харак-
терным для этого графика явля-
ется наличие на горизонтальной
оси начального участка, отсекае-
мого каждой кривой, которое
свидетельствует о том, что при
концентрациях карбидообразую-
щего элемента и углерода, соот-
ветствующих отношению Ме/С
в пределах этого участка, обез-
углероживание менее легиро-
ванного металла не происходит.
Оно начинается только при отно-
шении Ме/С больше указанного
участка. Отношение Ме/С, отвечающее точке пересечения кривой
с горизонтальной осью (конец начального участка), принято назы-
вать критическим.
Величина критического отношения Ме/С зависит от типа кар-
бидообразующего элемента, температуры нагрева и времени вы-
держки при ней. Отношение Ме/С позволяет определить эффек-
тивное (свободное) количество содержащегося в более легированном
металле карбидообразующего элемента, которое вызывает образо-
вание структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных
сталей. Определяется это количество простым арифметическим под-
счетом:
Qs — Qo —Qk,
где Q3 — количество свободного (не связанного углеродом) карбидо-
образующего элемента; Qo — общее его содержание; QK — коли-
чество карбидообразующего элемента, связанного углеродом, QK =
— kC. Здесь k — критическое отношение Ме/С для данных темпе-
ратуры и времени выдержки при ней; С — содержание углерода
в более легированном металле.
100
В настоящее время имеются сведения, которые позволяют счи-
тать изложенные выше закономерности влияния содержащихся
в более легированном металле карбидообразующих элементов на
образование структурной неоднородности в зоне сплавления раз-
нородных сталей справедливыми и в том случае, когда такие эле-
менты вводятся в менее легированный металл. Для обоснования
сказанного на рис. 54 [106] показано влияние содержания хрома
в менее легированном металле (углеродистая сталь) на ширину
обезуглероженной прослойки, образовавшейся в зоне сплавления
с высокохромистой (14% Сг) сталью после выдержки в течение
10Б ч при 537° С (1000° F). График по-
строен в результате экстраполяции экс-
периментальных данных, полученных
при выдержках 100—3000 ч. Сравнение
этого рисунка с рис. 52 показывает пол-
ную согласованность характера влияния
независимо от того, какой из сплавляе-
мых металлов легируется этим эле-
ментом.
Рис. 54. Зависимость шири-
ны обезуглероженной про-
слойки менее легированного
металла в зоне сплавления
с высоколегированным
(14,0 % Сг) металлом после
экстраполированной на 105 ч
выдержки при 537° С (1000° F)
от содержания хрома в менее
легированном металле.
Следовательно, различие содержания
карбидообразующих элементов в сплав-
ляемых металлах следует считать одним
из основных факторов, определяющих
образование и развитие структурной
неоднородности в зоне сплавления раз-
нородных сталей. Оно вызывает переме-
щение углерода и образование такой
неоднородности даже в зоне сплавления
сталей одного и того же класса, подвергнутой нагреву [47, 66].
В последних исследованиях установлены новые факторы, вы-
зывающее образование структурной неоднородности в нестабиль-
ной зоне сплавления разнородных сталей. Считают, что причиной
диффузии углерода в зоне сплавления разнородных сталей может
быть электроперенос его под воздействием возникающей при на-
греве контактной разности потенциалов [73].
Показано также, что одним из факторов, вызывающих образо-
вание структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных
сталей, являются напряжения в этой зоне, возникающие вследст-
вие различия коэффициентов линейного (температурного) расшире-
ния сплавляемых металлов [21]. Предпосылкой для этих исследо-
ваний явились экспериментальные данные [25], из которых сле-
довало, что в зоне сплавления разнородных сталей, если они за-
метно отличаются друг от друга своим коэффициентом линейного
расширения, имеет место напряженное состояние. Напряжения
значительной величины обнаруживаются не только в состоянии
после сварки, но и при нагреве сварного соединения. Напряжен-
ное состояние металла, как показано в ряде исследований [54, 56],
в значительной степени сказывается на процессе диффузии в нем.
101
Возникающие в металле напряжения создают такие концентрацион-
ные токи, которые могут вызвать даже восходящую диффузию,
т. е. направленную в сторону большей концентрации элемента [56].
Физическую сущность влияния напряженного состояния на
процессы диффузии можно объяснить, исходя из дислокационного
представления о пластической деформации. Как показали иссле-
дования, несовершенства строения металла играют важнейшую
роль в выделении углерода из a-железа, так как имеющиеся при
этом дислокации служат каналами для диффузии этого элемента
[94]. Появление же несовершенств в металле в значительной сте-
Рис. 55. Микроструктуры металла зоны сплавления в торцовом
(а) и среднем (б) сечениях биметаллического образца после вы-
держки в течение 300 ч при 600° С, X100.
б
пени связано с его пластической деформацией. Ускорение диффу-
зии при пластической деформации обусловлено возникающими при
этом подвижными дефектами типа вакансий, концентрация и время
«жизни» которых на много порядков выше, чем термически равно-
весных [89].
В основу эксперимента, на основании результатов которого ав-
тором установлен рассматриваемый фактор, положено сравнение
после длительного нагрева микроструктур и распределения угле-
рода в зоне сплавления на торце и в середине образца, представляю-
щего собой наплавку высоколегированного металла на обычную
углеродистую или низколегированную сталь. Как показали мате-
матические расчеты, при нагреве такого образца в сечений, совпа-
дающем с его торцом, вследствие сведенного здесь до минимума
сопротивления тепловому расширению высоколегированного ме-
талла со стороны менее легированного, в зоне сплавления напря-
жения (растягивающие со стороны менее легированного металла
102
и сжимающие со стороны более легированного) снижаются до
нуля. В сечении же, проходящем через середину образца, в зоне
сплавления напряжения достигают значительной величины (более
120 МПа в углеродистой стали и более 160 МПа в аустенитном ме-
талле).
Сущность эксперимента заключалась в следующем. Из напла-
вок, выполненных по трем присадкам (чтобы получить минималь-
ный и ровный провар), вырезали темплеты определенных размеров,
которые подвергали нагреву до 600° С и выдерживали при этой тем-
пературе в течение 300 ч.
Для получения большего
различия коэффициентов
линейного расширения
сплавленных металлов на-
плавки выполняли аус-
тенитной проволокой
Св-07Х25Н13 на углеро-
дистую сталь марки 20. Эти
металлы при температуре
600° С имеют коэффициент
линейного расширения со-
ответственно 18,0 • 10 “6
и 14,6 • 10"6 1/град.
Чтобы исключить обез-
углероживание поверхно-
сти металла, которое мо-
жет сказаться на образо-
вании структурной неодно-
родности в зоне сплавления
по торцам исследуемых об-
разцов, последние нагре-
вались запаянными в квар-
цевые ампулы, в кото-
рых создавался вакуум
0,0133 Па.
Рис. 56. Распределение концентрации угле-
рода в зоне сплавления в среднем (а) и тор-
цовом (б) сечениях биметаллического образ-
ца после выдержки в течение 300 ч при
600° С.
Из подверженных нагреву образцов изготовляли микрошлифы.
На рис. 55 приведена полученная при этом микроструктура металла
зоны сплавления. Как следует из этого рисунка, в среднем сечении
нагревавшегося образца структурная неоднородность больше раз-
вита, чем по торцам. Темнотравящаяся прослойка, хотя в обоих
сечениях она проявляется практически на одинаковой ширине,
в среднем сечении является более плотной, чем на торце. Это сви-
детельствует о содержании в ней большого количества карбидов
и о том, что в середине образца большее количество углерода пере-
местилось из углеродистой стали в аустенитную.
Еще более четко различие в перемещении углерода в среднем се-
чении образца и на его торцах выявляется при исследовании распре-
деления этого элемента в зоне сплавления послойным спектральным
103
анализом. В среднем сечении образца, по сравнению с его тор-
цом, содержание углерода значительно выше со стороны аустенит-
ного металла, чем со стороны углеродистой стали (рис. 56).
3.	Способы предотвращения
образования структурной
неоднородности, характерной
для нестабильной зоны сплавления
Согласно вышеизложенному, способы предотвращения образова-
ния структурной неоднородности, характерной для нестабильной
зоны сплавления разнородных сталей, должны сводиться к пред-
отвращению перемещения углерода из менее легированного ме-
талла в более легированный. Опыт сварки разнородных сталей по-
казывает, что изыскание и использование при изготовлении кон-
струкций из разнородных сталей средств, исключающих в зоне
сплавления перемещение углерода, особенно в соединениях, под-
вергаемых последующему нагреву, представляет собой сложную
технологическую задачу, не имеющую еще окончательного решения.
Поэтому наряду с изысканием таких средств используются другие
способы повышения работоспособности сварных соединений разно-
родных сталей. Одним из них является такое изменение конструкции
сварного соединения, при
котором значительно уве-
личивается поверхность
сплавления металлов 1115].
Наибольшее распростране-
ние среди них получило
соединение «Келкаллой».
На рис. 57 приведена схе-
ма такого соединения для
трубных элементов. Как
видно из рисунка, соеди-
нение разнородных сталей
в этом случае осущест-
вляется с помощью специального переходного элемента — вставки.
Сплавление разнородных сталей производится автоматической на-
плавкой или заливкой высоколегированного (аустенитного) металла
на сточенный на конус отрезок трубы из менее легированной (пер-
литной) стали. Фирма «Маннесман» предложила изготовлять та-
кие соединения прессовой сваркой труб, предварительно расточен-
ных на конус.
Изготовление рассмотренного соединения весьма сложно, а
работоспособность конструкции при этом повышается несущест-
венно. Более того, имеются сведения, из которых следует, что рас-
положение границы сплавления разнородных сталей под углом,
особенно 45° к направлению разрушающих усилий, не улучшает,
а даже ухудшает работоспособность сварного соединения. Поэтому
Рис. 57. Схема соединения «Келкаллой»
с увеличенной поверхностью сплавления
разнородных сталей.
104
такое соединение разнородных сталей не получило широкого при-
менения.
Следует отметить, однако, что изготовление сварных соедине-
ний разнородных сталей с применением вставок считают целесо-
образным многие исследователи. В настоящее время такая техно-
логия широко рекомендуется при изготовлении комбинированных
конструкций, особенно их трубных элементов. Обусловлено это
тем, что при изготовлении сварного соединения разнородных сталей
в виде отдельных вставок из коротких отрезков можно выполнить
механическую обработку не только наружной, но и внутренней сто-
роны сварного соединения и при этом удалить те его участки, кото-
рые наиболее часто
имеют дефекты. Один
из вариантов такой
вставки показан на
рис. 58. Соединение
разнородных сталей
в этой вставке выпол-
няют автоматической
сваркой по специаль-
ной технологии [231.
Наиболее целесо-
образно применять
вставки при изготов-
лении сварных соеди-
нений разнородных
сталей, которые не-
обходимо выполнять
Рис. 58. Вставка, изготовленная в стационарных
условиях.
при монтаже. В этом случае ответственное соединение раз-
нородных сталей можно выполнять в цеховых (стационарных)
условиях при наиболее удобном расположении его для сварки.
Затем в монтажных условиях выполняются соединения однородных
сталей.
При изготовлении сварных соединений разнородных сталей с при-
менением переходных элементов необходимо учитывать, что их
длина должна быть такой, чтобы при выполнении монтажных швов
в соединении разнородных сталей не появлялось значительных
дополнительных напряжений. Эту длину рекомендуется [107] вы-
бирать из выражения
0,7л
Р
где ₽ ~	• г — радиус трубы; /г —толщина ее стенки.
В последнее время предложено изготовлять вставки так, чтобы
получить плавное изменение химического состава от одного сва-
риваемого металла к другому. Рекомендуется, например, изготов-
лять их из смеси порошков методом порошковой металлургии [24]
105
или электрошлаковым переплавом специально комбинируемых
штанг [79]. С нашей точки зрения, электрошлаковый способ изго-
товления вставок заслуживает внимания, особенно в том случае,
если переплавлять штанги, комбинируемые таким образом, что
в получаемой вставке обеспечивается изменение состава от высоко-
никелевого сплава до применяемой в данной конструкции аустенит-
ной стали и исключаются композиции, представляющие собой ма-
лопластичный металл.
Что касается мер, исключающих перемещение углерода, то все
существующие в настоящее время рекомендации направлены на
уменьшение разницы термодинамической активности этого элемен-
та в сплавляемых металлах. Практическое решение этой задачи
предусматривает прежде всего выбор наиболее приемлемого хими-
ческого состава (марки) той стали, которая используется в данной
конструкции в качестве менее легированной. Общей рекомендацией
здесь является применение низко- или среднелегированных сталей
с достаточным содержанием сильных карбидообразующих элемен-
тов, таких, как ниобий, титан, ванадий, которые обладают наиболее
высоким сродством к углероду. В этом случае можно ожидать до-
вольно прочного связывания углерода, что, как показано в этой
главе, должно уменьшить вероятность перемещения этого элемента
в более легированную сталь. В тех случаях, когда в изготовляемой
конструкции в качестве менее легированной должна применяться
сталь с карбидообразующими элементами, недостаточно прочно
|связывающими углерод, сварку ее с высоколегированной сталью
рекомендуется производить через вставку из стабилизированной
стали, т. е. содержащей более сильные карбидообразующие эле-
менты или большее их количество.
Следует отметить, однако, что практически осуществить ука-
занные рекомендации можно не всегда, так как выбор низко- или
среднелегированных сталей, содержащих требуемые карбидообра-
зующие элементы, особенно таких, которые могут быть работоспо-
собными при высоких температурах, весьма ограничен. Более
приемлемой является облицовка свариваемых кромок нестабильной
низко- или среднелегированной стали слоем металла, содержащего
большее количество карбидообразующих элементов либо такие из
них, которые обладают большим сродством к углероду, чем эле-
менты, входящие в состав используемой в данной конструкции вы-
соколегированной стали.
Стабилизация менее легированного металла в зоне сплавления
его с высоколегированным путем облицовки свариваемой кромки
слоем металла с необходимым для данного соединения содержанием
карбидообразующих элементов заслуживает предпочтения потому,
что этот способ позволяет получить практически любой требуемый
состав металла, так как облицовка выполняется сваркой. Послед-
няя, как известно, позволяет довольно легко получать металл любой
степени легированности. Для этого в большинстве случаев не нужна
даже специальная сварочная проволока, так как легирование на-
106
Рис. 59. Схема облицовки свариваемой кромки в
«вертикальном положении»:
а — выполнение первого валика; б —второго; в —последо-
вательность выполнения последующих.
плавляемого металла здесь может изменяться в широких пределах
за счет обмазки электродов (при ручной сварке) или керамического
флюса (в случае автоматической сварки). Большие возможности
в этом отношении открывает применение порошковой проволоки.
Предварительная облицовка свариваемых кромок давно извест-
на, и ее практическое осуществление не вызывает особых затрудне-
ний. Единственной особенностью облицовки при сварке разнород-
ных сталей является техника ее выполнения. В данном случае
облицовка предназначена для получения требуемого состава метал-
ла, поэтому выполняться она должна так, чтобы разбавление на-
плавляемого металла основным (проплавляемым) было минималь-
ным. Наиболее приемлемой является облицовка при расположении
кромки под углом
примерно 15° по отно-
шению к вертикали
и при таком же угле
наклона электрода,
только в другую сто-
рону (рис. 59).
И все же предва-
рительную облицов-
ку менее легирован-
ной стали металлом,
стабилизированным
карбидообразующими
элементами, нельзя
считать способом, решающим проблему сварки разнородных
сталей. Причиной этого является то обстоятельство, что во многих
случаях для предотвращения перемещения углерода в зоне сплав-
ления разнородных сталей металл облицовки должен быть такого
состава, при котором в нем неизбежно образуются трещины в про-
цессе выполнения облицовки, либо при последующей сварке соб-
ственно шва.
Частое появление в металле облицовки трещин, по-видимому,
и является причиной того, что некоторые исследователи предлагают
облицовку менее легированной стали производить металлом не
с более высоким содержанием карбидообразующих элементов того
же состава, что и свариваемая сталь, но с весьма низким (не более
0,05—0,06%) содержанием углерода или даже обычной малоугле-
родистой сталью. С нашей точки зрения это предложение нельзя
признать приемлемым. Такая облицовка позаимствована из тех-
нологии производства биметалла, где она используется для
предотвращения отрыва (среза) плакирующего слоя в процессе горя-
чей обработки (прокатки) двухслойных заготовок или при после-
дующей обработке готового листа. Отрыв происходит по науглеро-
женной прослойке, образуемой в зоне соединения подобно тому,
как это имеет место в зоне сплавления разнородных сталей. Рабо-
тоспособность же сварного соединения разнородных сталей
107
определяется не только науглероженной, но и обезуглероженной про-
слойкой. Как было показано в § 1 главы IV, мягкая прослойка су-
щественно снижает прочность сварного соединения при статическом
нагружении, особенно в случае длительного воздействия нагрузки.
Облицовка же свариваемой кромки менее легированной стали слоем
металла с низким содержанием углерода сама является в сварном
соединении обезуглероженным участком.
Предотвратить перемещение углерода в зоне сплавления разно-
родных сталей позволяет применение сварочных материалов, обес-
печивающих получение в металле шва аустенитной стали с высоким
содержанием никеля или даже сплава на никелевой основе. Реко-
мендация эта исходит из установленного практикой факта, что
сварные соединения разнородных сталей с металлом шва на нике-
левой основе являются наиболее приемлемыми как по стабильности
структуры в зоне сплавления, так и по работоспособности в усло-
виях высоких температур.
В настоящее время применение сварочных материалов, обеспе-
чивающих в металле шва аустенит с высоким содержанием никеля
вплоть до сплава на никелевой основе, следует считать основным
способом улучшения качества зоны сплавления в сварных соедине-
ниях разнородных сталей. Основным его можно считать потому,
что большинство современных соединений разнородных сталей
имеют шов из аустенитного металла. Таким швом соединяются,
как правило, аустенитные стали с неаустенитными, хотя в литера-
туре можно встретить отдельные сообщения о возможности соеди-
нения таких сталей неаустенитным швом. Во многих случаях аусте-
нитный шов следует применять также в сварных соединениях пер-
литных сталей с высокохромистыми ферритными, содержащими
17—28% хрома. Обусловлено это тем, что высокохромистые феррит-
ные стали весьма склонны к росту зерна и поэтому при сварке сильно
охрупчиваются в зоне термического влияния. При аустенитном шве
это охрупчивание проявляется в меньшей степени [50]. В ряде слу-
чаев аустенитным швом целесообразно соединять перлитные стали
с высокохромистыми (12% Сг) мартенситными. В тех случаях,
когда по каким-либо причинам нельзя применить предварительный
подогрев и последующую термообработку, соединение таких ста-
лей аустенитным швом является единственно возможным.
Механизм положительного влияния высокого содержания ни-
келя в аустенитном металле на качество зоны сплавления с неаус-
тенитным еще не совсем ясен. Некоторые исследователи полагают,
что высокое содержание никеля в твердом растворе в значительной
степени тормозит диффузию углерода. Однако такое утверждение
не согласуется с имеющимися данными по влиянию легирующих эле-
ментов на коэффициент диффузии в аустените. Подтверждением
сказанному может быть рис. 60, который иллюстрирует влияние
легирующих элементов на коэффициент диффузии D углерода в
аустените при 1200° С [5]. Как видно из рис. 60, сильно тормозит
диффузию углерода в аустените хром. Что касается никеля, то он,
108
наоборот, не тормозит, а существенно повышает коэффициент диф-
фузии углерода в аустените, особенно при содержании этого эле-
мента выше 10%.
Возможность предотвращения образования структурной неод-
нородности в зоне сплавления разнородных сталей при легировании
никелем объясняется [47] также тем, что последний, являясь графи-
тизатором по отношению к железу, способствует уменьшению тер-
модинамической стойкости карбидов и тем самым повышению кон-
центрации углерода, находящегося в твердом растворе аустенит-
ного металла. При этом уменьшается разность концентрации раст-
воренного углерода в сплавляемых металлах (контактируемых
системах), которую принято
считать основным фактором,
определяющим перемещение
углерода в зоне сплавления
разнородных сталей. Такое
объяснение является наиболее
достоверным, но с нашей точ-
ки зрения оно не единствен-
ное. Положительное влияние
высокого содержания никеля
можно объяснить еще и тем,
что при этом снижается коэф-
фициент линейного (темпера-
турного) расширения [24]. Он
становится близким к коэф-
фициенту линейного расши-
рения перлитных сталей. В ре-
Рис. 60. Зависимость коэффициента диф-
фузии D углерода в аустените при 1200° С
от содержания легирующих элементов.
зультате этого в зоне сплавления практически исключаются тер-
мические напряжения при нагреве [25], что также способствует
ослаблению диффузии углерода [21].
Применение сварочных материалов, позволяющих получить
в шве высоконикелевый аустенитный металл или сплав на никеле-
вой основе, в настоящее время является общепризнанным способом
предотвращения перемещения углерода в зоне сплавления разно-
родных сталей при последующем нагреве ее до высоких темпера-
тур. Для его осуществления рекомендован ряд электродов [105,
117]. В основном это электроды, изготовляемые из известных жаро-
прочных сплавов типа нимоник, инконель или хастеллой. Получае-
мый при сварке ими наплавленный металл содержит 60—80% ни-
келя, 13—17% хрома и различное количество таких металлов, как
ниобий, титан, вольфрам, ванадий, тантал и кобальт. Такие элект-
роды в ряде случаев обеспечивают удовлетворительные свойства
металла зоны сплавления с неаустенитной сталью. Их недостатком
является образование горячих трещин в металле шва. Очевидно, по
этой причине рекомендуется электродами из сплава инкон ль сва-
ривать не весь шов, а выполнять только наплавку (облицовку)
кромки неаустенитной стали [117].
109
Для предупреждения перемещения углерода в зоне сплавления
разнородных сталей предлагались и другие способы. Лефбланд
и Ленд рекомендовали, например, сварку таких сталей произво-
дить через промежуточную вставку из никелевого сплава. Хандок
и Хеат сварку аустенитных сталей с неаустенитными предлагали
выполнять с предварительной облицовкой свариваемых кромок
неаустенитной стали слоем никеля. Мапнеф рекомендовал сваривае-
мые кромки неаустенитной стали покрывать никелем электролити-
ческим способом до толщины слоя 10 мкм. Перечисленные реко-
мендации не представляют практического интереса, так как они
либо трудновыполнимы, либо связаны с использованием дорогостоя-
щего дефицитного материала.
4.	Напряжения в зоне
сплавления разнородных сталей
и пути их снижения
Одним из факторов, вызывающих образование характерной для
нестабильной зоны сплавления разнородных сталей структурной
неоднородности, являются напряжения, возникающие вследствие
различия коэффициентов температурного расширения сплавляемых
металлов. Следовательно, устранение этих напряжений или их
снижение позволит стабилизировать структуру и свойства в зоне
сплавления разнородных сталей. Совершенно очевидно, что для
того, чтобы регулировать возникающие в зоне сплавления разно-
родных сталей напряжения, необходимо знать характер и особен-
ности напряженного состояния их сварных соединений.
Выполненные к настоящему времени многочисленные исследо-
вания напряженного состояния сварных соединений показывают,
что характерной особенностью сварной конструкции является на-
личие в ней напряжений даже в том случае, если она не испытывает
каких-либо внешних нагрузок. Эти напряжения относят к внутрен-
ним. Возникают они в основном вследствие неравномерного нагре-
ва свариваемых элементов в процессе их сварки, а также жесткости
этих элементов, которые препятствуют свободному развитию в них
тепловых деформаций.
Следует отметить, однако, что сварочные напряжения довольно
полно изучены лишь в конструкциях, изготовляемых из однород-
ных металлов, т. е. металлов, обладающих одинаковыми или близ-
кими механическим^ и прежде всего физическими и теплофизичес-
кими свойствами. Что касается конструкций, свариваемых из разно-
родных сталей, указанные характеристики которых в большинстве
случаев значительно отличаются друг от друга, то исследованию
возникающих в них напряжений посвящены пока лишь отдельные
работы. Вместе с тем эти работы показали, что в сварных соедине-
ниях разнородных сталей напряженное состояние зоны сплавления
может существенно отличаться от напряженного состояния сплав-
ляемых материалов.
В сварном соединении разнородных сталей отличается прежде
всего распределение напряжений, возникающих при сварке, хотя
общий характер их остается таким же, как и в однородном соеди-
нении. Как уже указывалось, в большинстве случаев свариваемые
в комбинированных конструкциях стали имеют различные механи-
ческие и физические свойства. Последние определяют распределе-
ние тепла при сварке и, следовательно, температурное поле, обра-
зуемое сварочным нагревом.
Различие механических свойств, и прежде всего предела теку-
чести, а также изменение температурного поля при сварке и при-
водят к наблюдаемому в сварных соединениях разнородных сталей
изменению распределения остаточных напряжений. Впервые это
изменение обнаружили В. Н. Земзин и В. И. Розенблом [45]. Они
показали, что в сварных соединениях дисков, изготовленных из
разнородных сталей, распределение сварочных напряжений не-
симметрично относительно оси шва. В соединениях таких дисков
участки максимальных напряжений растяжения несколько сдвину-
ты от оси шва в сторону аустенитной стали. В связи с этим можно
полагать, что при прочих равных условиях в сварном соединении
разнородных сталей зона их сплавления в состоянии после сварки
будет менее напряжена, чем зона сплавления соединений однород-
ных сталей.
Присущее разнородным сталям существенное различие коэффи-
циентов линейного расширения приводит к тому, что сварные со-
единения этих сталей остаются напряженными и после термической
обработки. Как известно, термическая обработка, прежде всего
отпуск, широко используется для снятия сварочных напряжений
в соединениях однородных металлов. Снимаются эти напряжения
за счет их релаксации, интенсивно протекающей при температуре
отпуска. При нагреве конструкций, сваренных из однородных
металлов, до этих температур сварочные напряжения полностью
снимаются и конструкции в случае равномерного их охлаждения
получаются свободными от напряжений.
Иное положение наблюдается при отпуске конструкций, комби-
нированных из разнородных сталей. При нагреве таких конструк-
ций до температур, обеспечивающих эффективное протекание про-
цесса релаксации, в них также полностью снимаются сварочные
напряжения. Но нагрев комбинированных конструкций вызы-
вает различное расширение сплавленных здесь металлов, так
как они обладают различными коэффициентами температурного
расширения. Это приводит к возникновению новых напряжений,
которые при высоких температурах также снимаются вследствие
релаксации. Однако при последующем охлаждении подвергаемой
отпуску конструкции по мере восстановления упругих свойств ма-
териалов различное расширение сплавленных металлов приводит
к появлению нового напряженного состояния в сварном соединении.
Характерным для этого состояния является наличие резкого скачка
напряжений в зоне сплавления разнородных металлов и перемена
111
сталей
что от-
нельзя
не сни-

Рис. 61. Эпюры остаточных на-
пряжений в дисках, сваренных
из перлитной и аустенитной
стали, после термической об-
работки:
а — наружная часть диска выпол-
йена из аустенитной стали; б — из
перлитной.
их знака (рис. 61) [45]. Это обстоятельство, с учетом того,
что зона сплавления в сварном соединении разнородных
является наиболее слабым местом, позволяет заключить,
пуск конструкций, свариваемых из разнородных сталей,
признать приемлемым, так как в них при этом не только
маются напряжения, но и ухудшается (для работоспособности
сварного соединения) их распределение.
Еще большее различие напряжен-
ного состояния зоны сплавления в
соединениях разнородных и однород-
ных сталей наблюдается при их экс-
плуатации. Соединения разнородных
сталей в большинстве случаев экс-
плуатируются при повышенных тем-
пературах. В таких условиях замет-
ное различие коэффициентов линей-
ного расширения сплавленных метал-
лов приводит к появлению в них
дополнительных напряжений. У боль-
шинства современных соединений раз-
нородных сталей они могут достигать
величин, при которых окажут замет-
ное влияние на работоспособность
конструкции.
Особенно большое воздействие мо-
гут оказать напряжения, возникаю-
щие вследствие заметного различия
коэффициентов линейного расширения
сплавляемых металлов, на работо-
способность сварных соединений в тех
конструкциях, которые испытывают
в процессе эксплуатации циклические
изменения температуры (частые пуски
и остановки агрегата, а также существенные колебания рабочей
температуры). В таких конструкциях эти напряжения будут часто
менять свой знак, что, как известно, вызывает появление усталост-
ных разрушений.
Возможность появления в сварных соединениях разнородных
сталей во время их эксплуатации дополнительных напряжений
вследствие существенного различия коэффициентов линейного рас-
ширения сплавляемых металлов до сих пор является одной из
причин того, что конструкции, комбинируемые из таких сталей,
не получают еще должного применения.
Присущее сварным соединениям разнородных сталей специ-
фическое напряженное состояние обусловлено различием коэффи-
циентов линейного расширения сплавляемых металлов. Следова-
тельно, одним из способов снижения напряженности в зоне сплав-
ления разнородных сталей может быть сближение коэффициентов
112
температурного расширения сплавляемых металлов. При этом1
можно ожидать не только улучшения распределения напряжений
в зоне сплавления соединений, подвергнутых отпуску [47], но и
снижения в ней их величины в состоянии после сварки.
В предыдущем параграфе показано, что основным способом свар-
ки разнородных сталей следует считать применение сварочных ма-
териалов, обеспечивающих получение металла шва из хромонике-
левой аустенитной стали с высоким содержанием никеля вплоть
до сплава на никелевой основе. С увеличением содержания никеля
в аустенитном металле шва снижается его коэффициент линейного
расширения [24]. В связи с этим представляет интерес изучение
изменения напряженного состояния в сварном соединении с уве-
личением содержания никеля в аустенитном металле. Чтобы
получить такие сведения, исследовали стыковые соединения плас-
тин 100 X 200 мм толщиной 11 мм из сталей Х18Н10Т и СтЗ, вы-
полненные автоматической сваркой под флюсом [251. Сварку про-
изводили вдоль длинной кромки V-образной разделки на режиме:
Уд = 460...500 А, ил = 25...28 В, Йсв = 16 м/ч (среднее значе-
ние погонной мощности qn = 0,24 UJha!VCB — 5400 кал/см при
h„ = 0,8). Для изменения содержания никеля в аустенитном метал-
ле, сплавляемом с неаустенитным, применяли сварочные проволоки
марок Св-08Х25Н13, ЭП622 (Х25Н25МЗ), ЭП673 (Х25Н40М7) и
ЭП606 (Х25Н60М10).
В табл. 6 приведены значения коэффициента линейного расши-
рения использованных материалов.
6. Коэффициент линейного расширения а  10е, 1/град, свариваемых материалов
Температурный интер- вал, °C	X18H10T	СтЗ	Х25Н13	Х25Н25МЗ	Х25Н40М7	Х25Н60М10
20—100	16,60	12,25	15,30	14,82	13,45	12,83
20 — 200	17,10	13,05	16,20	15,12	13,75	13,21
20 — 300	17,60	13,75	16,80	15,60	14,25	13,40
20 — 400	18,00	14,30	17,30	15,97	14,42	13,55
20 — 500	18,30	14,75	17,70	16,08	15,25	14,08
20—600	18,55	15,05	18,00	16,90	15,73	14,30
20 — 700	18,90	15,20	18,30	17,35	16,30	15,05
20 — 800	19,25	—	—	17,85	16,85	15,75
20 — 900	19,50	—	—	18,28	17,30	16,28
В исследованиях применили расчетно-экспериментальную ме-
тодику, в которой основная роль отводилась расчету, а эксперимен-
том контролировались лишь отдельные расчетные данные. При
этом определяли температурное поле и напряженное состояние
стыков в процессе сварки, а также при заданном режиме термооб-
работки и нагреве, соответствующем эксплуатации многих свар-
ных соединений разнородных сталей.
Для определения образующегося при сварке температурного
поля находим теплопроводность пластины указанных размеров,
113
предположив, что ее поперечное сечение представляет собой со-
ставное тело (рис. 62, а), в котором часть I (стальСтЗ) имеет следую-
щие теплофизические характеристики: Хх= 0,09 кал/см • с • град,
(Cy)i = 1,25 кал/см3 • град, а часть III (сталь Х18Н10Т) — Х3 =
= 0,06 кал/(см • град) и (Су)3 = 1,15 кал/(см3 • град). Для части
II (металл шва) принимали промежуточные значения теплофизи-
Рис. 62. Исследуемый образец (а) и термические циклы
некоторых его точек в околошовной зоне (б): сплошная
линия — расчетная кривая для стали марки СтЗ; штри-
ховая— то же, для стали Х18Н10Т; шгрих-пунктир-
ные — экспериментальные кривые для стали СтЗ; числами
указаны расстояния, мм, от оси шза расчетных и экспе-
риментальных точек.
ческих характеристик: 72 = 0,07 кал/(см • с • град), (Оу)2 =
’ = 1,2 кал/(см3 • град). При этом предполагалось, что’теплообмен на-
ружных поверхностей пластины с окружающей средой происходит
по закону Ньютона, а коэффициент поверхностной теплоотдачи
равен 0,009 Вт/(см2 • с • град).
В Оценке температурного поля важное значение имеет характер
распределения тепловой мощности сварочной дуги. Поскольку этот
вопрос изучен пока еще недостаточно, автором использовалось
приближенное представление о распределении тепловой мощности
114
Предполагалось, что ошибки в распределении эффективной мощнос-
ти в силу принципа местного влияния существенно проявляются
только в высокотемпературной зоне, а затем быстро уменьшаются.
При исследованиях использовалось также представление, что теп-
ловая мощность дуги распределена равномерно по сечению шва
в прямоугольнике с высотой, равной толщине свариваемой пласти-
ны, и основанием, равным средней ширине разделки шва.
Результаты расчета температур сопоставляли с эксперименталь-
ными данными, полученными с помощью термопар по стандартной
методике. На рис. 62, б приведены полученные данные для неко-
торых точек околошовной зоны на лицевой поверхности пластин,
которые свидетельствуют о хорошем согласовании расчета с экспе-
риментом. Из этого рисунка следует, что со стороны аустенитной
стали в околошовной зоне температуры несколько ниже, чем в ста-
ли марки СтЗ на тех же расстояниях. Это связано с более низкой
теплопроводностью аустенитного металла.
При определении напряженного состояния и упруго-пласти-
ческих деформаций исходили из так называемой низкотемпера-
турной задачи теории пластичности. При этом использовали гипо-
тезу плоских сечений, приемлемость которой проверена экспери-
ментально. Было также сделано допущение, что основной и приса-
дочный материалы имеют идеальную пластичность. Эффектами
структурных превращений и изменениями модуля упругости под
воздействием температуры пренебрегали. Величину последнего
принимали равной 2 • 105 МПа. Пределы текучести использован-
ных металлов при температуре 20° С приведены ниже:
Материал	Предел текучести, ГПа
СтЗ..................................0,240
Х18Н10Т..............................0,244
Х25Н13...............................0,290
Х25Н25МЗ.............................0,336
Х25Н40М7.............................0,348
X25H60MI0............................0.350
Изменение величины пт основного металла и металла шва в за-
висимости от температуры устанавливали по табл. 7, где приведено
отношение предела текучести при данной температуре к пределу
текучести при 20° С, которое для металла швов, выполненных с
7. Отношение предела текучести при данной температуре к пределу
текучести при -]-20°С
Металл	Температура, °C					
	200	400	500	600	|	700	800
СтЗ	0,916	0,666	0,585	0,390	0,117	0,100
XI8H10T	0,890	0,720	0,685	0,640	0,625	0,470
Шва	0,916	0,715	0,685	0,630	0,570	0,540
115
использованием указанных выше проволок, является весьма близ-
ким и поэтому принято одинаковым.
По изложенной методике производили расчеты для всех опро-
бованных вариантов металла шва. На рис. 63 показано распреде-
ление продольных остаточных напряжений оуу по ширине и сече-
нию образца. Как видно, напряжения оуу мало изменяются по
толщине пластины за исключением зоны шва. Резкий рост этих
напряжений в металле шва обусловлен его более высоким пределом
текучести. Менее выражены пики напряжений в металле шва,
получаемом с применением про-
волоки Х25Н13, что объясня-
ется его меньшим пределом те-
кучести.
Расчетные данные частично
сопоставлялись с эксперимен-
тальными. Последние были по-
лучены путем сравнения разме-
ров сетки тонких линий, нане-
сенной на лицевую и обратную
поверхности пластин. Размеры
определялись непосредственно
после сварки и после разрезки
образцов на отдельные элементы.
Измерения проводили на уни-
версальном измерительном мик-
роскопе УИМ-21 с точностью до
5 мкм. Отдельные результаты
таких измерений приведены на
рис. 63, а. На обратной поверх-
ности образцов напряжения оуу
мало зависят от металла шва,
так как полученные эксперимен-
Рис. 63. Распределение напряжений
по ширине (а) и сечению (б) образца
по данным расчета (рис. б н кривая 1
на рис. а) и эксперимента (кривые 2,
3, 4 на рис. а):
дД — металл шва Х25Н13; О —Х25Н25МЗ;
•Q — Х25Н60М.10 (темные точки — лицевая
сторона образца, светлые — обратная).
тальные данные для разных его вариантов удовлетворительно укла-
дываются на одну кривую (кривая 2). Эта кривая достаточно хо-
рошо согласуется с расчетной (кривая 1) . Напряжения на лицевой
поверхности образцов существенно зависят от металла шва (кри-
вые 3 и 4), что также хорошо согласуется с расчетом. Однако эта
зависимость объясняется скорее различием предела текучести, чем
разницей в коэффициентах линейного расширения.
Можно считать, что характер напряженного состояния и вели-
чина напряжений в соединениях разнородных сталей в состоянии
после сварки практически не зависят от содержания никеля в аус-
тенитном металле, сплавляемом с неаустенитным, хотя коэффи-
циент линейного расширения при этом меняется существенно
(табл. 7). Это объясняется тем, что неравномерность нагрева и свя-
занные с ней пластические деформации свариваемого металла столь
велики, что изменения этих деформаций в зависимости от измене-
ния величины а в указанных выше пределах не имеют существен-
116
пого значения. Именно поэтому напряженное состояние соедине-
ний разнородных сталей непосредственно после сварки по свое-
му характеру мало отличается от напряженного состояния для
однородных соединений. Решающей для напряженного состояния
соединения разнородных сталей после сварки является величина
предела текучести, определяющая уровень максимальных напря-
жений в нем. Пики напряжений в металле шва, наблюдаемые в при-
веденных эпюрах, обусловлены более высоким пределом текучести
его, чем основного металла.
При оценке напряженного состояния сварных соединений раз-
нородных сталей, подвергнутых термообработке, следует учиты-
вать, что соединения нагревались до температур, при которых
в стали маркиСтЗ происходитинтенсивная релаксация напряжений.
То же самое, но несколько менее интенсивно происходит и в стали
Х18Н10Т. Поэтому к концу выдержки при температуре термооб-
работки (Тт) напряженное состояние в соединении можно считать
нулевым. Однако при последующем охлаждении до температуры
исходного состояния (То) в соединении вследствие различия коэф-
фициентов температурного расширения сплавленных металлов
должны возникнуть новые напряжения. Величину этих напряже-
ний можно определить, исходя из следующих соображений. При
свободном деформировании пластина из стали марки СтЗ уменьши-
лась бы на относительную величину а[Р (Тт— То), а из аустенит-
ной стали—на «ш (Тт — То), где ас₽— среднее значение вели-
чины а в интервале температур Тт — То. Соответственно разме-
ры металла шва должны стать меньше на относительную величину
ап (Тт — То). Из условий совместного деформирования сваренных
пластин и отсутствия внешних сил напряжение в любой точке
сечения пластины (исследуемого соединения) с координатой х
1	5 , ср Ь cPz \ i /,	\ ,
ох = Ед7 (<4Рaft’j)-у- +а1,в~“ <Х') + 4В\1— в~*)Х
X («ni — «1Р) I,
где Д Т~Т0-—Тт, В—половина ширины пластины и b — поло-
вина средней ширины сварного шва.
Расположение оси X выбрано так, что для участка пластины
из стали СтЗ В < х < 0, для шва b < х < Ь, а для стали X18Н10Т
b < х < В. Величину ас₽ определяли в интервале 20—500° С по
табл. 6, используя зависимость
1 О20
В результате получены значения о^р = 13,00 • 10-6 1/град
(сталь СтЗ); ас^ = 16,50  10-8 1/град (шов Х25Н13); ос^ = 16,00X
117
X 10~6 1/град (шов Х25Н25МЗ); а=Р = 14,50  10~6 1/град (шов
Х25Н40М7);	= 13,50 - 10~6 1/град (шов Х25Н60М10);	=
= 17,00- IO"6 1/град (сталь Х18Н10Т).
На рис. 64 приведены результаты расчета распределения про-
дольных напряжений на лицевой и обратной поверхностях образца
при АТ = —520° С (сплошные линии) и данные экспериментального
измерения напряжений (штриховые), возникающих в сварном со-
единении, подверженном отпуску при температуре примерно 520° С.
Измерения производили тем же методом, что и в состоянии после
сварки.
Рис. 64. Распределение продольных напряжений Оуу по ширине пластины
после отпуска:
а — металл шва Х25Н13; б —» Х25Н25МЗ; в — Х25Н40М7; г — Х25Н60М10; кривая, 1
лицевая сторона; 2 и 3 — обратная; светлые точки — эксперимент для стали Х18Н10Т,
темные — для СтЗ.
Из рис. 64 прежде всего видно, что после термической обработки
резко изменяется напряженное состояние сварного соединения.
Эпюра напряжений имеет резкое изменение (скачок) величины с из-
менением знака продольных напряжений при переходе от одного
металла к другому (в зоне сплавления). На уровень напряжений
(максимальные значения) содержание никеля в металле шва прак-
тически не влияет. Это влияние отчетливо видно на интенсивности
изменения напряжений в зоне сплавления металла шва с основным
металлом как с перлитным, так и аустенитным. В первой зоне
с повышением никеля скачок напряжений уменьшается, во вто-
рой — увеличивается.
Основная масса конструкций, комбинируемых из разнородных
сталей, работает в условиях высоких температур. Поэтому наиболь-
ший интерес представляет влияние изменения содержания никеля
118
и металле шва на те напряжения, которые возникают от различия
коэффициентов линейного расширения сплавляемых металлов, по-
являющегося при эксплуатации сварного соединения. На рис. 65
приведены расчетные данные по распределению вдоль оси X продоль-
ных напряжений на лицевой и обратной поверхностях исследуемых
стыков в зависимости от температуры нагрева (350 и 550° С) и со-
Рпс. 65. Распределение продольных напряжений на ли-
цевой (сплошная линия) и тыльной (пунктирная) сторонах
стыка при нагреве до 350 (а, в, д) и 550° С (б, г, е)
в зависимости от содержания никеля в металле шва:
а, б — 25% (X25H25M3); е,г — 40 (X25H40M10): д,е, — 60%
(Х25Н60М10).
держания никеля в металле шва. Из этих данных следует, что мак-
симальные напряжения, возникающие в соединении разнородных
сталей при эксплуатации его в условиях высоких температур вслед-
ствие различия коэффициентов линейного расширения сплавляемых
металлов, практически не зависят от содержания никеля в металле
шва. Однако с увеличением его концентрации существенно умень-
шается скачок напряжений в зоне сплавления металла шва с пер-
литным основным металлом, которая является наиболее слабым
местом сварного соединения разнородных сталей вследствие скоп-
119
ления в ней микродефектов и несовершенств строения (вакансий
и дислокаций) из-за сплавления металлов, значительно отличаю-
щихся по физическим свойствам. В результате этого должна по-
вышаться работоспособность сварного соединения.
Следовательно, одним из способов снижения напряжений в зоне
сплавления разнородных сталей, особенно в соединениях, эксплуа-
тируемых при высоких температурах, является повышение в аус-
тенитном металле, сплавляемом с неаустенитным, содержания
никеля. При использовании в сварных соединениях разнородных
сталей высоконикелевого шва, и особенно шва из сплава на нике-
левой основе, коэффициенты линейного расширения сплавляемых
металлов сближаются и тем самым снижаются дополнительно по-
являющиеся в зоне сплавления напряжения. По имеющимся сведе-
ниям, эти напряжения способствуют преждевременному разру-
шению конструкции от коррозии и термической усталости. Лишь
в том случае, когда коэффициенты линейного расширения сплавляе-
мых металлов отличаются друг от друга не более чем на 2 • 10-6см/
(см • град), таких наряжений можно не опасаться [124].
Наличие в зоне сплавления разнородных сталей дополнитель-
ных напряжений, возникающих вследствие существенного разли-
чия коэффициентов линейного расширения сплавляемых металлов,
принято считать фактором, который существенно снижает работо-
способность сварного соединения. Поэтому их следует устранять
или снижать в сварном соединении. Добиться этого позволяет
не только применение высоконикелевого металла шва. Можно вос-
пользоваться рекомендацией — сварку разнородных сталей про-
изводить таким образом, чтобы между ними получить один или не-
сколько слоев аустенитного металла, имеющего промежуточный
коэффициент линейного расширения. С этой целью сварку перлит-
ных теплоустойчивых сталей с аустенитными предлагается произ-
водить через вставку из сплава, обладающего промежуточным
коэффициентом линейного расширения по отношению к этим коэф-
фициентам свариваемых сталей. Имеется также предложение приме-
нять вставку, в которой коэффициент линейного расширения изме-
нялся бы постепенно от одного свариваемого металла к другому,
что достигается изготовлением переходника из смеси порошков
[124].
разнородных ГЛАВА
сталей __________
5
ОПТИМАЛЬНЫЙ СОСТАВ
ВЫСОКОНИКЕЛЕВОГО
СПЛАВА ДЛЯ СВАРКИ
РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ
И СОЗДАННЫЕ
НА ЕГО ОСНОВЕ
СВАРОЧНЫЕ МАТЕРИАЛЫ
1.	Принцип выбора аустенитного
металла, сплавляемого
с неаустенитным
В настоящее время основным направлением сварки разнородных
сталей следует считать применение сварочных материалов, которые
обеспечивают наличие в металле шва аустенитной стали с высоким
содержанием никеля или даже сплава на никелевой основе. Никель
однако является, как известно, дефицитным и довольно дорогим
металлом. Кроме того, в сварных швах он способствует образова-
нию горячих трещин. Следовательно, в металле шва сварных со-
единений разнородных сталей содержание никеля должно иметь
оптимальное значение, которое выбирается, исходя из условий,
выдвигающих диаметрально противоположные требования: боль-
шее — для предупреждения структурной неоднородности в зоне
сплавления и меньшее — с целью получения швов без трещин.
Отсюда следует, что оптимальное соержание никеля в металле
шва сварных соединений разнородных сталей, работающих в ус-
ловиях высоких температур, в каждом конкретном случае должно
определяться теми факторами, которые оказывают решающее влия-
ние на образование структурной неоднородности в зоне сплавления.
Из гл. IV следует, что основным фактором, определяющим воз-
можность образования структурной неоднородности в зоне сплав-
ления и степень ее развития, является температура, до которой
нагревается сварное соединение. Следовательно, содержание никеля
в металле шва сварных соединений разнородных сталей должно
определяться прежде всего температурой, которую может иметь
зона сплавления.
Исследования показали, что с изменением температуры нагре-
ва зоны сплавления изменяется количество никеля в аустенитном
121
металле, необходимое для предотвращения образования структур-
ной неоднородности (рис. 66, а), [20].
Аналогичная зависимость получена В. А. Игнатовым, В. Н. Зем
зиным и Г. Л. Петровым [49], положительным в которой является
то, что она построена по данным, взятым за время, экстраполиро-
ванное на 105 ч, т. е. на период, в течение которого должна гаранти-
роваться надежная работа сварных соединений большинства кон-
струкций, комбинированных из разнородных сталей.
Из приведенных данных видно, что в сварных соединениях, ра-
ботающих при разных температурах, нет надобности иметь оди-
наково высокое содержание никеля в аустенитном металле. В сое-
Рис. 66. Зависимость температуры, при которой образуется струк-
турная неоднородность в зоне сплавления аустенитного металла с
углеродистой сталью марки СтЗ (а) и с перлитными сталями (б), от
содержания никеля в аустенитном материале.
динениях, предназначенных для работы при меньших температу-
рах, оно может быть снижено, что весьма желательно, так как по-
зволяет получить экономию никеля и повысить технологичность
сварного соединения.
О .возможных температурах работы сварных соединений разно-
родных сталей можно судить по известному кинетическому урав-
нению, описывающему общую закономерность разрушения металла
при высокой температуре:
т°
Т = тое-^—,
где т — время до разрушения образца; т0 — период колебания ато-
мов в решетке; Uo— энергия связи атомов в решетке (или теплота
сублимации); о — напряжение; у — фактор эффективности напря-
жения; 7 — абсолютная температура; k —постоянная Больцмана.
Из приведенного уравнения следует, что температура, до которой
тот или иной металл сохраняет свою работоспособность, зависит
от его типа (Uo и у — константы металла, Uo определяется его хи-
мическим составом, у — структурой).
Влияние типа металла на допустимую температуру его эксплуа-
тации определяется, как известно, характером и степенью развития
122
изменений структуры и свойств, вызываемых нагревом. При нагре-
ве металла прежде всего изменяется амплитуда колебания атомов.
С повышением температуры она увеличивается, появляется вероят-
ность перемещения атомов, в результате которого может измениться
строение металла и снизиться его прочность. Подсчитано, что при
комнатной температуре в решетке нелегированного феррита такие
перемещения атомов единичны (2—3 в секунду). При 200° С коли-
чество их становится заметным (3 • 10s), при 400° С — значитель-
ным (3 • 108), а при 600° С — массовым (1 • 1010 в секунду) 176].
Поэтому уже при 400° С в стали с нелегированным ферритом (угле-
родистая феррито-перлитная сталь) происходит коагуляция це-
ментита, снижающая прочность стали.
Теоретические исследования и практика показывают, что не-
легированный цементит остается достаточно стабильным лишь при
нагреве до 300—350° С, в связи с чем эту температуру можно счи-
тать предельной для успешной работы сталей с таким цементитом,
особенно сталей обычного производства. При более высоких тем-
пературах необходимо применять стали, легированные элементами,
замедляющими диффузию углерода. Для температуры 400—450° С
и выше сталь следует легировать хромом и молибденом. Атомы
этих легирующих элементов наряду с упрочнением твердого рас-
твора замещают часть атомов железа в цементите, увеличивая проч-
ность межатомной связи, что затрудняет диффузию и, следователь-
но. коагуляцию карбидов. В сталях, предназначенных для работы
при температурах 500—600° С, требуется еще большая стабилиза-.
ция структуры. Поэтому такие стали дополнительно легируются
ванадием. При температурах выше 600° С стали с объемноцентриро-
ванной решеткой a-железа не могут обеспечить длительное сопро-
тивление нагрузкам. В этом случае необходимо переходить к ста-
лям с более плотной, гранецентрированной решеткой у-железа.
Отсюда следует, что допустимые температуры эксплуатации
сварных соединений разнородных сталей различны. В связи с этим
сварные соединения разнородных сталей целесообразно разделить
на четыре группы: соединения, эксплуатируемые при температурах
до 350° С (в качестве менее легированной применяется низкоугле-
родистая сталь обычного производства СтЗ); при 350—450° С (ме-
нее легированными являются качественные углеродистые —сталь
10, 20, 22К, 45 и др. или обычные низколегированные стали —
16ГС, 09Г2С, 10Г2СД и др.); при 450—550° С (содержат низко-
или среднелегированные хромомолибденовые стали); при темпе-
ратурах выше 550° С (используются хромомолибденованадиевые
стали).
Если учесть, что температура эксплуатации сварного соединения
определяет содержание никеля в аустенитном металле, необходи-
мое для предотвращения структурной неоднородности в зоне сплав-
ления с неаустенитным, то предлагаемое разделение сварных со-
единений разнородных сталей имеет важное значение, так как позво-
ляет дифференцировать содержание никеля в шве и тем самым
123
наиболее экономно использовать этот металл. Сказанное хорошо
подтверждается данными экспериментов. Сущность этих экспери
ментов заключалась в том, что на стали марок СтЗ, 45, 17ГС, 12ХМ,
Х5М и 12ХМФ наплавлялся хромоникелевый аустенитный металл
с различным содержанием никеля. Наплавки выполнялись так,
чтобы содержание других элементов в аустенитном металле со-
хранялось постоянным. Полученные наплавки нагревались до ука-
занной выше максимально допустимой для данной стали темпера-
туры и выдерживались при ней 300 ч. Из подвергнутых такому
нагреву наплавок изготовлялись микрошлифы, которые исследова-
лись на наличие или отсутствие характерной структурной неодно-
родности в зоне сплавления.
На рис. 66, б приведены результаты этих экспериментов. Как
видно из рисунка, содержание никеля в аустенитном металле, не-
обходимое для предотвращения появления структурной неодно-
родности, характерной для нестабильной зоны сплавления разно-
родных сталей, существенно изменяется в зависимости от того,
к какой из указанных выше категорий относится сварное соедине-
ние. Для сварных соединений, работающих при температурах до
350° С, оно находится даже ниже предела, требуемого для получения
металла аустенитной структуры. В соединениях, нагреваемых до
450° С, никеля в аустенитном металле должно быть 19,0%, а в на-
греваемых до 550° С — 31,0%. Аустенитный металл, сплавляемый
с неаустенитным в соединениях, работающих при температуре выше
550° С, должен содержать 47,0% никеля.
Столь сильное изменение содержания никеля в аустенитном
металле, требуемое для предотвращения структурной неоднород-
ности в зоне сплавления с неаустенитным, в зависимости от темпе-
ратуры нагрева позволяет заключить, что для каждой из указанных
групп сварных соединений разнородных сталей, работающих при
высоких температурах, целесообразно иметь свои сварочные мате-
риалы (электродные проволоки, электроды). Отличаться они долж-
ны прежде всего содержанием никеля, которое для каждого типа
определяется данными, приведенными на рис. 66, б, и степенью
разбавления наплавляемого металла за счет проплавления основ-
ного. Пользуясь этими данными, нетрудно показать, что в сва-
рочной проволоке для соединений, работающих при температурах
до 350° С, содержание никеля должно определяться, исходя из
необходимости получения металла шва аустенитной структуры
(с учетом разбавления его неаустенитным металлом), стойкого про-
тив образования трещин, так как образование структурной неодно-
родности в зоне сплавления этих соединений маловероятно. По-
этому для таких соединений могут быть использованы стандарт-
ные сварочные проволоки, обеспечивающие аустенитный металл
шва с учетом разбавления его неаустенитным.
Как известно, сварку разнородных сталей рекомендуется про-
изводить на режимах, обеспечивающих минимальный, но надеж-
ный провар основного металла. В случае автоматической сварки
124
под флюсом аустенитной стали с неаустенитной при таком проваре
40—45% металла шва составляет основной металл, половина этого
количества (20—22%) приходится на долю неаустенитной стали.
Состав аустенитной проволоки, необходимой для получения тре-
буемой аустенитной структуры в металле шва при таком проплав-
лении неаустенитной стали, можно определить, используя извест-
ную диаграмму Шеффлера. Такая диаграмма с построениями для
определения структуры металла шва, получаемой при сварке обыч-
ной углеродистой стали с аустенитной тремя наиболее распростра-
ненными сварочными проволоками аустенитного класса Св-02Х19Н9
М. Сг = [%Cr] + [%Мо] +1,5[%Sl]^0,5[%Nb], 7с
Рис. 67. Диаграмма Шеффлера для определения фа-
зового состава металла шва при сварке обычной уг-
леродистой стали с аустенитной наиболее распростра-
ненными сварочными проволоками аустенитного класса.
(точка Ж), Св-04Х19Н11МЗ (£),	Свт07Х25Н13 (точка Г),
Св-08 Х20Н10Г6 (точка В) и Св-08Х20Н9Г7Т (точка Д), приведена
на рис. 67. Утолщенные участки прямых БЖ., БЕ, БВ, БД и БГ
показывают, какие структуры образуются в металле шва при раз-
бавлении его углеродистой сталью (точка Б) на 20—22%.
Из рис. 67 следует, что в случае сварки проволокой Св-02Х 19Н9
уже при проплавлении неаустенитной стали на 10—12% в ме-
талле шва появляется мартенсит, который весьма часто вызывает
образование трещин. Что касается проволок Св-07Х25Н13 и
Св-04Х19Н11МЗ, то в случае сварки ими полностью исключается
образование мартенсита в металле шва при проплавлении неаусте-'
нитной стали на 20—22%. В связи с этим можно было бы ожидать,
что при сварке указанными проволоками в металле шва соединений
из разнородных сталей трещины образовываться не будут. Между
тем на практике при сварке этими проволоками аустенитных сталей
с углеродистыми в металле шва часто появляются трещины.
125
При автоматической сварке под флюсом аустенитной стали с не-
аустенитной применение проволок Св-07Х25Н13 и Св-04Х19Н11МЗ
обеспечивает полное отсутствие мартенсита в металле шва. Из-
вестно, что при сварке обеими проволоками получают двухфазный
аустенито-ферритный наплавленный металл, что в настоящее время
является наиболее эффективным способом предотвращения появ-
ления трещин в обычном аустенитном металле шва.
Образование трещин в металле шва при сварке указанными
проволоками можно объяснить, если учесть, что для предотвра-
щения трещин в двухфазном аустенито-ферритном металле шва
должно быть не менее 1,5 % 6-феррита [11]. Это обстоятельство дает
основание считать, что трещины в металле шва, наблюдаемые
при сварке аустенитных сталей с углеродистыми проволоками
Св-07Х25Н13 и Св-04Х19Н11МЗ, обусловлены недостаточным ко-
личеством в нем 6-феррита. Действительно, анализ возможных
структур в получаемом металле шва, проведенный с помощью
приведенной на рис. 67 диаграммы Шеффлера, показывает, что
при сварке упомянутыми проволоками неаустенитной стали содер-
жание 6-феррита в металле шва может уменьшаться до нуля, т. е.
в металле шва может быть получена даже чисто аустенитная струк-
тура, которая, как известно, в хромоникелевых сплавах способ-
ствует образованию горячих трещин. Исходя из изложенного можно
утверждать, что широко применяемые для сварки аустенитных ста-
лей типа 18—8 проволоки Св-07Х25Н13 и Св-04Х19Н11МЗ непри-
емлемы для автоматической сварки под флюсом аустенитных сталей
с неаустенитными.
Стойкость против образования трещин стабильноаустенитного,
а также аустенито-ферритного хромоникелевого металла шва с не-
достаточным количеством 6-феррита можно повысить дополнитель-
ным легированием марганцем до 5—7%. Следует иметь в виду,
однако, что в аустените, сплавляемом с неаустенитным металлом,
содержание марганца необходимо увеличивать весьма осторожно.
Как уже указывалось, в конструкциях, подвергаемых нагреву,
при котором получают заметное развитие диффузионные процессы
(термообработка или эксплуатация при высоких температурах),
с повышением содержания марганца в хромоникелевом аустените
существенно снижается пластичность металла зоны сплавления
с неаустенитным металлом, что может вызвать преждевременное
разрушение сварного соединения. В рассматриваемой группе со-
единений, поскольку они эксплуатируются при температурах до
350° С и их нет смысла подвергать какой-либо термообработке,
применение аустенитного металла шва с повышенным содержанием
марганца вполне допустимо.
Как следует из вышеизложенного, для автоматической сварки под
флюсом аустенитной стали с неаустенитной в конструкциях, экс-
плуатируемых при температурах не выше 350° С, из существующих
сварочных проволок лучше применять проволоки Св-08Х20Н9Г7Т
и Св-08Х20Н10Г6. Применение сварки указанными проволоками
126
жестких образцов и изделий в промышленности подтвердило пра-
вильность этого утверждения [87]. Трещины в металле шва не были
обнаружены даже на макрошлифах.
При металлографических исследованиях зоны сплавления ме-
талла шва, получаемого при сварке проволоками Св-08Х20Н10Г6
и Св-08 Х20Н9Г7Т с углеродистой сталью марки СтЗ после выдерж-
ки 300 ч при 350° С заметного проявления структурной неоднород-
ности не было обнаружено (рис. 68).
Для ручной сварки разнородных сталей в конструкциях, ра-
ботающих при температурах до 350° С, в связи с меньшей ве-
роятностью образования при этой сварке в аустенитном металле
шва трещин кроме электродов'
из проволок Св-08Х20Н9Г7Т
и Св-08Х20Н10Г6 могут быть
применены также электроды,
изготовленные из проволок
Св-07Х25Н13 иСв-04Х19Н11МЗ.
Что касается соединений, ра-
ботающих при температурах вы-
ше 350° С, то для них необходимо
применение новых проволок.
Так, по данным рис. 66, б, скор-
Рис. 68. Микроструктура зоны сплав-
ления аустенитного металла шва ти-
па Х20Н9Г7Т с углеродистой сталью
СтЗ после выдержки в течение 300 ч
при 350° С.
ректированным с учетом раз-
бавления неаустенитпым метал-
лом, для соединений, работаю-
щих при 350—450° С, следует
использовать проволоку, содер-
жащую не менее 23% никеля.
В условиях промышленного производства оптимальное содержа-
ние никеля в ней должно составлять 25%. Из ранее изготов-
лявшихся проволок только проволока Св-10Х16Н25М6 содер-
жит указанное количество никеля, но она имеет тот недоста-
ток, что при многослойной сварке, особенно автоматической
под флюсом, в верхних слоях часто появляются горячие тре-
щины.
В проволоке для соединений, работающих при 450—550° С,
никеля должно быть не менее 38%, оптимальное содержание этого
элемента в ней — 40%. Стандартные проволоки с таким содержани-
ем никеля не изготовляются. Лишь проволока Св-ЗОХ15Н35ВЗБЗТ
содержит близкое количество никеля. Однако при сварке этой
проволокой в металле шва часто образуются горячие трещины.
Кроме того, она содержит сильные карбидообразующие элементы —
ниобий, титан и вольфрам, которые вызывают образование струк-
турной неоднородности в зоне сплавления с неаусгенитным метал-
лом, вызывающей преждевременное разрушение сварного соеди-
нения. Поэтому проволоку Св-ЗОХ15Н35ВЗБЗТ нецелесообразно
применять для сварки неаустенитных сталей в конструкциях, дли-
тельно работающих при высоких температурах.
127
— Наконец, для соединений, работающих при температурах выше
550° С, необходимо применять проволоку, содержащую не менее
58% никеля. Оптимальное содержание никеля в ней составляет
60%. Только нихром 15—60 и его модификации имеют указанное
количество никеля. Но такие проволоки для сварки непригодны,
так как в металле шва неизбежно образуются горячие трещины.
Проволоки из сплава нимоник (75—80% Ni) также трудно исполь-
зовать из-за образования трещин в металле шва. Кроме того, как
это следует из рис. 66, б, для сварки разнородных сталей нет необ-
ходимости в таком высоком содержании никеля.
Изложенные рекомендации по выбору сварочных проволок от-
носятся к тем случаям, когда менее легированная сталь в соеди-
нении выбрана, исходя из вышеуказанных соображений. Если же
эта сталь по каким-либо причинам применяется в соединениях, ра-
ботающих при температурах, заметно ниже тех, для которых она
предназначена, ее можно сваривать с высоколегированной сталью
проволокой с меньшим содержанием никеля. Например, соедине-
ния, работающие при температуре до 350° С, в которых из-за воз-
действия коррозионной среды в качестве менее легированной
целесообразно применение стали Х5М, можно выполнять про-
волокой Св-08Х20Н9Г7Т, Св-08Х20Н10Г6, Св-07Х25Н13 или
Св-04Х19Н11МЗ. Так как сталь Х5М содержит повышенное количе-
ство хрома и молибден, то углерод в ней находится в виде кар-
бидов. Поэтому не исключена возможность сварки этой стали
проволокой Св-07Х25Н13 и в соединениях, работающих при темпе-
ратурах выше 350° С.
Следовательно, для сварных соединений разнородных сталей со-
держание никеля в металле шва, который в большинстве случаев
должен быть аустенитным, необходимо выбирать, исходя из тем-
пературы, допустимой при эксплуатации менее легированной стали,
используемой в данном соединении. Такой принцип позволяет диф-
ференцировать содержание никеля в металле шва и тем самым более
эффективно использовать этот дефицитный и дорогой легирующий
металл, высокое содержание которого в сварных соединениях, дли-
тельно работающих при высоких температурах, необходимо для
сохранения стабильности зоны сплавления.
2.	Оптимальный состав сплава
для металла шва сварных
соединений разнородных сталей
Для предотвращения появления структурной неоднородности в
зоне сплавления неаустенитного металла с аустенитным последний
должен иметь высокое содержание никеля. Эта неоднородность,
как показано рядом исследований, совершенно отсутствует при
любых выдержках в условиях сколь угодно высоких температур,
[если в качестве аустенитного металла используется чистый техни-
ческий никель; Однако чистый никель нельзя применить для со-
128
8. Механические свойства сварочных
материалов
Механические свойства	Литой технический никель	Соединение	
		15X5M + + Х18Н9Т	12ХМФ + + Х18Н12Т
сгв, ГПа	0,35 — 0,42	0,55	0,45
G ГПа	0,14 — 0,21	0,20	0,22
	20 — 30	12	21
6, %				40	50
% ав, гДж/см2	—	0,6	0,6
3—5% ниобия и 0,5—1,0% титана.
единения разнородных сталей, так как его механические свойства
не удовлетворяют тем требованиям, которые предъявляются к кон-
струкциям, комбинируемым из этих материалов. Для подтвержде-
ния сказанного в табл. 8 приведены механические свойства техни-
ческого никеля и механические свойства, которыми должны обла-
дать сварные соединения сталей 15Х5М с Х18Н9Т и 12ХМФ с
Х18Н12Т, широко распространенные в настоящее время (первое
в нефтеперерабатывающих установках, второе — в энергетическом
оборудовании).
Непригодными для сварки разнородных сталей оказались и
известные высоконикелевые сплавы, обладающие достаточной проч-
ностью. Обусловлено это
прежде всего тем, что высоко-
никелевые сплавы склонны
к образованию трещин в ме-
талле шва. Лишь некоторые
из них позволяют получить
сварные швы без трещин. Это
сплавы типа инконель, допол-
нительно легированные нио-
бием и титаном. Получение
таких сплавов в металле шва
обеспечивает использование
электродов, применяющихся
при сварке всех жаропроч-
ных металлов типа 15—60 и
20—80. В швах из указан-
ных сплавов содержится до
Что касается сварки разнородных сталей, то наличие в высоко-
никелевом аустенитном металле, сплавляемом с неаустенитным, та-
ких больших количеств ниобия и титана недопустимо, так как ти-
тан и ниобий являются наиболее сильными карбидообразующими
элементами (известно, что все карбидообразующие элементы по
степени химического сродства к углероду располагаются в поряд-
ке возрастания в следующий ряд: Fe, Мп, Cr, Mo, W, V, Zn,
Nb, Ti). Поэтому в сварных соединениях разнородных сталей они
будут в наибольшей степени способствовать образованию структур-
ной неоднородности в зоне сплавления. В последнее время показано,
что вообще нежелательно наличие титана и ниобия в сталях, пред-
назначенных для конструкций, длительно эксплуатируемых в ус-
ловиях высоких температур, так как в их присутствии повышается
вероятность локального разрушения сварных соединений [48].
Согласно сложившемуся механизму образования структурной
неоднородности из никелевых сплавов для сварки разнородных
сталей наиболее приемлемыми должны быть сплавы, не содержа-
щие карбидообразующих элементов. Однако проведенные автором
совместно с В. В. Снисарем исследования показали, что ни за счет
упрочнения твердого раствора (легирование медью, кобальтом,
5 1-189
129
а также кремнием и алюминием в пределах растворимости), ни за
счет образования дисперсных частиц второй фазы (легирование
кремнием и алюминием выше предела растворимости) получить
сплавы с механическими свойствами, удовлетворяющими тем тре-
бованиям, которые предъявляются к сварному соединению разно-
родных сталей, пока невозможно. Подтверждается это данными
по исследованию возможности повышения прочности железонике-
левого наплавленного металла легированием его алюминием, кото-
рый может образовывать интерметаллидную фазу типа Ni3AI, по-
зволяющую повысить прочностные характеристики сплава [97].
Полученный при этом металл содержал 0,07% С, 0,19% Si и 0,26%
Мп. Концентрации никеля и алюминия в нем приведены ниже:
NI	А1
45,9.....................................—
45,9................................... . 0,4
46,9...................................0,84
45.9....................................2,2
43,8....................................2,5
На рис. 69 в виде графика приведена зависимость его механи-
ческих свойств от содержания алюминия. Как видно из рисунка,
при легировании железоникелевого сплава алюминием несколько
повышаются прочност-
ные характеристики;
Дальнейшее увеличение
концентрации алюминия
нежелательно, так как
имеются сведения, что
при содержании этого
элемента в никелевом
сплаве более 3—4% зна-
чительно ухудшается де-
формируемость в горя-
чем состоянии.
Автор считает [97],
что прочностные харак-
теристики сплава на ни-
келевой основе можно
существенно повысить
совместным легирова-
Рис. 69. Зависимость механических свойств
железоникелевого сплава типа 08Н50 от со-
держания алюминия.
нием его алюминием и титаном за счет образования интерме-
таллидной фазы Ni3(TiAl). Физическая сущность этого упрочнения
состоит в том, что алюминий сильно снижает растворимость титана
в никеле и тем самым способствует образованию интерметаллидной
фазы NiTi (1]-фаза). Аналогичное действие оказывает и титан на
растворимость алюминия в никеле, способствуя появлению интер-
металлидной фазы №3А1 (у'-фаза). Растворимость тр и у'-фаз зависит
от температуры. С понижением температуры эти'фазы выделяются
из раствора, вследствие чего сплав упрочняется.
130
Исследования автора и В. В. Снисаря показали, однако, что~
в железоникелевом металле шва совместным легированием алюми-
нием и титаном нельзя получить нужных прочностных характерис-
тик. Исследовали сплав с 2,5—3,1% алюминия (оптимальное, как
показано выше, количество для железоникелевых сплавов), со-
держащий 0,07% С, 0,19% Si и 0,26% Мп и дополнительно легиро-
ванный титаном. В табл. 9 приведена концентрация никеля, алю-
миния и титана в полученном при этом металле, а на рис. 70 — его
механические свойства. По мере повышения содержания титана
прочностные характеристики (от, ов) исследуемого сплава повы-
9. Содержание исследуемых
легирующих элементов, %,
в сплаве, дополнительно
легированном алюминием
и титаном
Ni	Al	Ti
43,8	2,50	—
45,9	2,70	0,38
46,3	2,90	0,57
46,3	3,05	1,17
46,3	3,10	1,66
Рис. 70. Зависимость механических
свойств железоникелевого сплава, со-
держащего 2,5—3,0% алюминия, от
концентрации титана.
шаются. Однако при этом, если
содержание титана превышает
0,3%, существенно снижаются
пластичность и вязкость (6, -ф,
ан). Кроме того, в наплавлен-
ном металле с содержанием титана выше 1,0% появляются поры,
количество которых увеличивается с повышением концентрации
титана в сплаве.
Из изложенного следует, что высоконикелевый металл шва с
требуемыми механическими свойствами нельзя получить без леги-
рования его карбидообразующими элементами. Исходя из того, что
такие элементы способствуют перемещению углерода и тем самым
образованию в зоне сплавления с перлитным металлом структурной
неоднородности, которая приводит к преждевременному разруше-
нию сварного соединения, легировать металл шва следует элемен-
тами, обладающими меньшим сродством к углероду. Поэтому за-
служивают внимания марганцевоникелевые и хромоникелевые
сплавы.
Марганец содержится во всех никелевых сплавах. Повышение-
концентрации этого элемента является, как уже указывалось ра-
нее, одним из способов предотвращения появления горячих трещин-
в аустенитном металле шва. Однако в сварном соединении разно-
родных сталей повышенное содержание марганца в металле wpai
131
может привести к образованию в зоне сплавления с перлитной сталью
структурной неоднородности. В связи с этим для сварки разнород-
ных сталей более приемлемыми должны быть хромоникелевые
сплавы.
Хром, как известно, является одним из основных элементов
практически всех высоколегированных сталей и сплавов, в том числе
и высоконикелевых, предназначенных для работы при высоких
температурах. По эффективности карбидообразования хром зани-
мает, как показано выше, всего лишь третье место в ряду всех карби-
дообразующих элементов, расположенных по возрастающей сте-
пени сродства к углероду. Кроме того, из рис. 52 следует, что обез-
а	б
Рис. 71. Микроструктуры зоны сплавления стали Х5Мс наплавленным металлом
Х35Н40 пссле сварки (а) и после выдержки в течение 500 ч при 550° С(б), X 100.
углероживание низколегированной стали в зоне сплавления ее
с высоколегированной наблюдается лишь при повышении содержа-
ния хрома до 6%. Дальнейшее увеличение количества этого эле-
мента оказывает относительно малое влияние на ширину обезугле-
роженной зоны. Следовательно, желательное с целью упрочнения
сплава повышение содержания хрома не должно ограничиваться
исходя из возможности развития структурной неоднородности в
зоне сплавления с низколегированным металлом.
Дополнительным обоснованием возможности использования для
сварки разнородных сталей хромоникелевого сплава с высоким со-
держанием никеля являются результаты выполненных автором
совместно с В. В. Снисарем специальных экспериментов. Сущность
их состоит в том, что на сталь марки Х5М опытной проволокой
Х35Н40 была выполнена наплавка по схеме, приведенной на рис. 18
Затем соединения нагревали до 550° С и выдерживали при этой
температуре в течение 500 ч. Из обработанных таким образом на-
плавок изготовляли микрошлифы и исследовали структуру зоны
сплавления. На рис. 71 представлены микроструктуры зоны сплав-
ления этой наплавки до нагрева и после него. Как видно из рисун-
ка, в случае высокого содержания никеля в металле шва даже при
35 % Сг после длительной выдержки при высокой температуре не
132
происходит существенных структурных изменений как в зоне
сплавления с перлитной сталью, так и в самом шве.
Использование хрома в качестве элемента, легирующего высо-
коникелевый сплав, позволяет получить требуемые механические
Рис. 72. Зависимость механических свойств хромоникелевого сплава,
содержащего 40% (с) и 60% (б) никеля, от содержания хрома.
свойства. Сказанное подтверждается данными исследования влия-
ния этого элемента на свойства высоконикелевого сплава (рис. 72),
проведенного автором совместно с В. В. Снисарем. В табл. 10 при-
веден химический состав исследованных двух серий сплавов? которые
отличаются друг от друга содержанием никеля: примерно 40% —
в одной и 60% —• в другой.
Содержание остальных состав-
ляющих исследованных сплавов
(углерода, кремния, марганца, се-
ры и др.) выбирали с учетом имею-
щихся сведений о их влиянии на
свойства жаропрочных и, в част-
ности, высоконикелевых сплавов.
Из результатов исследования сле-
дует, что для получения никель-
хромовых сплавов с оптимальны-
ми свойствами необходимо огра-
ничить содержание серы, фосфо-
ра, углерода и кремния, а также
свести до минимума содержание
10. Содержание примесей
и легирующих элементов, %,
в высоконикелевых сплавах,
легированных хромом
С	Si	Мп	Сг	N1
0,09	0,17	0,49	22,16	41,30
0.09	0,26	0,49	26,29	39,30
0,10	0,29	0,58	31,10	38,70
0,10	0,26	0,54	35,39	44,10
0,07	0,24	0,39	17,51	66,90
0,08	0,15	0,40	22,0	59,40
0,04	0,21	0,30	34,18	59,10
свинца, сурьмы и других легко-
плавких примесей. В таких сплавах концентрация углерода не
должна превышать 0,1%, кремния —0,6%, серы — 0,015% и фос-
фора — 0,03%. Что касается марганца, то его содержание до 5% не
оказывает существенного влияния на прочностные и пластические
характеристики никельхромовых сплавов.
Следует отметить, однако, что требуемые свойства высоконике-
левого сплава, легированного только хромом, можно получить лишь
133
при высоком содержании этого элемента (более 20%). Для железо-
никелевых сплавов такое содержание хрома принято считать не-
желательным из-за возможности их сигматизации. Что касается
высоконикелевых сплавов, то высокое содержание хрома для них
вполне возможно [741. Сказанное подтверждается также рис.73,
на котором приведена микротвердость на участке в зоне сплавле-
ния стали Х5М со сплавом Х35Н40 в состоянии после сварки и
после выдержки в течение
500 ч при 550° С.
Известно, что высоко-
никелевые сплавы весьма
склонны к образованию
трещин в сварном шве. По-
этому окончательной оцен-
кой пригодности сплавов,
удовлетворяющих требова-
ниям к механическим свой-
ствам, должна быть стой-
кость наплавляемого ме-
талла против образования
горячих трещин. Автором
совместно с В. В. Снисарем
проволоками, изготовлен-
ными из выбранных спла-
вов (табл. 11)сваривались
жесткие образцы (рис. 74).
Сварка производилась под
флюсом АН-15М. Как из-
вестно, металл шва (в том
Рис. 73. Микротвердость в зоне сплавления
стали Х5М с наплавленным металлом Х35Н40
после сварки (кривая 1) и после выдержки
в течение 500 ч при 550° С (кривая 2.)
числе и аустенитный), выполненный под этим флюсом, стоек
против образования горячих трещин. Применялся режим сварки,
который можно считать наиболее приемлемым для легированных
сталей: /д = 450...470 А, С/д = 28...30 В и Усв= 18,5 н/ч.
Наличие трещин определялось на поверхности шва и по выре-
занным из него макрошлифам. Полученные результаты показали,
что во всех случаях в металле шва образуются трещины. Правда,
11. Содержание примесей и легирующих элементов, %, в проволоках,
использованных при сварке жестких образцов
Прово- лока	с	Si	Мп	Ст	Ni	S	Р
IA	0,07	0,18	0,79	22,1	43,3	0,005	0,009
1Б	0,07	0,21	0,80	35,1	41,4	0,10	0,009
1В	0,09	Следы	0,54	47,0	39,3	0,003	0,011
ПА	0,02	0,44	0,81	20,6	59,7	0,008	0,011
ПБ	0,03	0,45	0,64	24,7	59,7	0,007	0,009
ПВ	0,05	0,47	0,85	29,5	58,9	0,11	0,010
134
120	120
Рис. 74. Схема жесткого компо-
зитного образца для определения
стойкости металла шва против об-
разования горячих трещин.
вероятность их образования уменьшается с повышением содержа-
ния хрома в металле шва. В швах с высоким содержанием этого
элемента (35 и 47%) трещины обнаруживаются только в макро-
шлифах.
По сложившемуся в последнее время представлению горячие
трещины в однофазных сплавах, кристаллизующихся в узком ин-
тервале температур, образуются преимущественно по новым поли-
гонизационным границам, которые возникают в уже закристаллизо-
вавшемся металле при температуре, несколько ниже линии соли-
дуса, в результате движения и группировки дислокаций и вакансий.
Предотвратить образование трещин в металле шва из таких спла-
вов можно, дополнительно легируя его элементами, которые умень-
шают подвижность дислокаций и
тем самым задерживают процесс
полигонизации границ. Подвиж-
ность дислокаций определяется,
как известно, скоростью перемеще-
ния атомов и вакансий в кристал-
лической решетке. Поэтому она
в значительной степени зависит от
прочности межатомной связи спла-
ва. Последняя характеризуется ве-
личиной энергии активации диф-
фузии.
Одним из элементов, увеличи-
вающих энергию активации диф-
фузии в высоконикелевых сплавах, является молибден [771. В свя-
зи с этим при легировании молибденом предотвращается образова-
ние горячих трещин в металле сварного шва из высоконикелевого
сплава. По эффективности предотвращения образования горячих
трещин в чистых металлах и однофазных сплавах молибден усту-
пает лишь танталу [77], использование которого при сварке огра-
ничено в связи с его высокой стоимостью.
Молибден как элемент для дополнительного легирования высо-
коникелевого сплава заслуживает внимания еще и потому, что он
повышает прочностные характеристики такого сплава, и прежде
всего жаропрочность, что объясняется увеличением устойчивости
дисперсных частиц у'-фазы и температуры рекристаллизации твер-
дого раствора [97|. Наконец, при легировании молибденом повы-
шается стойкость высоколегированного металла против локальных
разрушений в сварных соединениях, подвергаемых нагреву до вы-
соких температур [48].
Следовательно, легирование высоконикелевого металла шва мо-
либденом является вполне приемлемым для сварных соединений
разнородных сталей. Единственным недостатком его является то,
что он в ряду карбидообразующих элементов расположен на чет-
вертом месте, в связи с чем может оказывать существенное влияние
на перемещение углерода в зоне сплавления разнородных сталей
135
и тем самым вызывать образование в ней недопустимой структурной
неоднородности. По этой причине, а также вследствие того, что
молибден является дефицитным материалом, его содержание в ме-
талле шва сварных соединений разнородных сталей желательно
ограничивать.
Ограничивать содержание молибдена можно, дополнительно
легируя сплав хромом. Вероятность образования трещин в высо-
коникелевом металле шва уменьшается с повышением содержания
в нем хрома. Известно, однако, что по мере повышения концентрации
хрома ухудшается деформируемость высоконикелевого сплава в
горячем состоянии, причем ухудшение это может быть настолько
значительным, что существенно затруднит изготовление из него
Рис. 75. Влияние соотноше-
ния концентраций молибдена
и никеля на образование го-
рячих трещин в высокони-
келевых сплавах.
12. Оптимальное содержание, %,
легирующих элементов в
высоконикелевом сплаве для
сварки разнородных сталей
Температура4 прн которой эк- сплуатируется сварное соедине- ние, °C	Оптимальное содержа- ние легирующих эле- ментов в сварочной проволоке, %		
	Сг	NI	Мо
350—450	25	25	3
450—550	25	40	7
Выше 550	25	60	10
сварочной проволоки. Это дает основание считать, что в сплаве,
предназначенном для сварочной проволоки, содержание хрома не
должно превышать предела его растворимости.
Оптимальное содержание хрома в высоконикелевом сплаве,
предназначенном для сварки разнородных сталей, равно примерно
25%, так как предельная растворимость хрома в чистом никеле
при комнатной температуре составляет 30%, а в сплавах никеля
с другими металлами она несколько ниже [97].
I Концентрация молибдена в высоконикелевом металле шва,
как показали наши исследования, выполненные автором совместно
с В. В. Снисарем по сварке жестких стыков, зависит от содержания
никеля. Чем больше в сплаве никеля, тем больше в него необхо-
димо ввести молибдена (рис. 75).
Содержание никеля в проволоке для сварки разнородных ста-
лей зависит, как указывалось, от температуры, при которой должно
^эксплуатироваться сварное соединение. Оно должно составлять
12, 25, 40 и 60%. Сварка жестких стыков показывает, что при
'таких содержаниях никеля для надежного предупреждения горя-
чих трещин в металле шва сварочная проволока должна иметь
1молибдена соответственно не менее 1, 3, 7 и 10%.
136
Таким образом, изложенное позволяет заключить, что оптималь-
ный состав высоконикелевого сплава для сварки разнородных
сталей, исключающий образование трещин в металле шва и обес-
печивающий механические свойства, удовлетворяющие предъяв-
ляемым требованиям, должен соответствовать данным, приведен-
ным в табл. 12.
3.	Сварочные материалы
для соединения разнородных сталей
В результате проведенных исследований был установлен опти-
мальный состав сплава, пригодный для металла шва соединений
разнородных сталей. Он оказался таким, что для сварки этих
сталей потребовалось разработать специальные сварочные мате-
риалы. Первый из таких материалов был разработан автором со-
вместно с В. В. Снисарем [26]. Это проволоки марок ЭП622, ЭП673
и ЭП606 (табл. 13). Первая из них предназначена для сварки сталей
в конструкциях, эксплуатируемых при температурах 350—450° С,
вторая — 450—550 и третья — выше 550° С. Каждая из этих прово-
лок может быть использована и при изготовлении конструкций,
которые работают при температурах, ниже указанных пределов.
Однако такое их использование нежелательно по экономическим
соображениям. В некоторых случаях, наоборот, той или иной из
них можно производить сварку конструкции, предназначенной для
работы при температуре, превышающей ту, которая для нее до-
пустима. Это может быть в том случае, если используемая в кон-
струкции перлитная сталь выбирается, исходя не из допустимой
для нее температуры, а из каких-либо других соображений. На-
пример, в нефтеперерабатывающей аппаратуре широко используется
сталь Х5М. Здесь она может быть использована и в тех аппаратах,
которые должны работать при температуре, значительно меньше
допустимой для этой стали, в связи с тем, что сталь Х5М обладает
хорошей стойкостью против коррозии от воздействия сернистых
соединений, содержащихся в нефти некоторых месторождений.
В этом случае сварка стали Х5М с аустенитной может произво-
диться проволокой ЭП622, а не ЭП673, которую следует применять
13. Содержание примесей и легирующих элементов, %, в проволоках,
предназначенных для сварки разнородных сталей
Марка прово- локи	С	Si	Мп	Сг	хи	Мо	S	р
	не более						не более	
ЭП622 ЭП673 ЭП606	0,08 0,08 0,10	0,40 0,40 0,40	1,2—2,0 1,2—2,0 "1,0—2,0	23,5—26,5 23,5—26,5 23,5—26,5	23,5—26,5 38,5—41,5 58,5—61,5	2,5— 4,0 6,5— 8,0 9,0—11,0	0,015 0,015 0,01	,020 0,020 0,015
137
для сварки этой стали, если она используется, исходя из допустимой
для нее температуры.
Указанные проволоки в сочетании с флюсом АН-15М или АН-26
обеспечивают получение металла шва, стойкого против образования
трещин. Трещины отсутствуют даже при сварке таких жестких
соединений, как специальные образцы, собираемые по схеме,
приведенной на рис. 74. Трещин в металле шва жестких образцов
не обнаружено не только на его поверхности, но и в макрошлифах.
б
в
Рис. 76. Микроструктура металла
шва, получаемого при сварке под флю-
сом аустенитной стали с неаустенит-
ной проволоками ЭП622 (а), ЭП673
(б) и ЭП606 (в), Х300.
хотя металл шва, получаемый при сварке этими проволоками, имеет
чисто аустенитную структуру (рис. 76).
При сварке пр.оволоками ЭП622, ЭП673 и ЭП606 под флюсом
АН-15Мили АН-26 получается металл шва, химический состав ко-
торого приведен в табл. 14. В табл. 15 приведены его механические
•свойства. Сравнение этих данных с данными табл. 9, где указаны
требуемые механические свойства наиболее распространенных
сварных соединений разнородных сталей, показывают, что все три
типа металла шва удовлетворяют предъявляемым требованиям.
Зона сплавления металла шва с неаустенитным металлом в со-
единениях, выполненных проволоками ЭП622, ЭП673 и ЭП606,
вполне стабильна, если соединения эти эксплуатируются в усло-
виях температур, для которых рекомендуются упомянутые про-
138
14. Содержание примесей легирующих элементов, %, в металле шва, полу-
чаемого при сварке сталей Х5М и Х18Н9Т проволоками ЭП622, ЭП673 и ЭП606
под флюсом АН-15М или АН-26
Марка проволок	С	Si	Мп	Cr
ЭП622 ЭП673 ЭП606	0,05—0,07 0,06—0,08 0,04—0,06	0,26—0,30 0,32—0,40 0,21—0,36	1,10—1,30 1,0—1,30 1,6—1,81	19,5—20,5 20,1—22,0 20,2—21,8 П родолжение
Марка проволок	Ni	Mo	s	р
ЭП622 ЭП673 ЭП606	20,1—22,0 31,6—33,0 47,6—48,8	2,8—3,0 4,5—5,5 6,3—7,4	0,007—0,007 0,012—0,015 0,007—0,012	0,015—0,018 0,016—0,02 0,012—0,015
15. Механические свойства металла шва, получаемого при сварке сталей
Х5М и Х18Н9Т проволоками ЭП622, ЭП673 и ЭП606 под флюсом АН-15М
или АН-26
Марка проволоки	Температура испытания, °C	ав, <гПа)	ат, (ГПа)	«. %	4. %	<3В (гДж/см2)
		0,56—0,61	0,33—0,35	25,6—36,0	36,0-41,2	1,75—1,77
ЭП622	20	0,59	0,34	30,7	37,7	1,76
	450	0,40—0,44	0,21—0,22	21,3—33,3	30,6—45,9	1,60—1,70
		0,42	0,21	27,3	38,2	1,65
ЭП673		0,61—0,66	0,38—0,43	31,6—36,8	41,3—46,2	1,68—1,96
	20	0,64	0,40	33,7	42,6	1,80
	550	0,43—0,48	0,20—0,24	43,8—49,6	44,1—50,0	1,53—1,86
		0,46	0,23	47,4	48,6	1,77
		0,64—0,67	0,34—0,39	37,0—48,1	43,5—59,9	2,02—2,05
ЭП606	20	0,66	0,37	42,5	52,2	2,03
		0,46—0,48	0,22—0,23	52,3—59,7	45,9—55,6	1,18—1,59
		0,47	0,23	56,5	50,7	1,40
Примечание. В числителе приведены минимальные и максимальные зна-
чения, в знаменателе — средние.
волоки. Длительный нагрев ее при этих температурах не вызывает
образования той структурной неоднородности, которая наблюдается
в нестабильной зоне сплавлеция разнородных сталей. В подтрерж-
дение сказанному на рис. 77 приведены микроструктуры зоны
сплавления всех трех типов металла шва с неаустенитной сталью
139
после длительных (1990—5140 ч) выдержек при предельно допусти-
мой для данного металла шва температуре.
Как известно, важным требованием, предъявляемым к металлу,
который используется в конструкциях, эксплуатируемых при высо-
ких температурах, является стабильность его структуры и свойств.
Требование это обусловлено тем, что во многих металлах при не-
благоприятном составе вследствие длительного воздействия высо-
кой температуры происходит изменение структуры, в результате
в
Рис. 77. Микроструктуры металла зо-
ны сплавления, Х150;
а — сталь 45, проволока ЭП622, выдержка
5140 ч при 450° С; б — сталь Х5М, проволо-
ка ЭП673, выдержка 2000 ч при 550° С; е—
сталь 12ХМФ, проволока ЭП606, выдержка
1990 ч при 580° С.
чего металл теряет присущие ему механические свойства. В угле-
родистых и легированных перлитных сталях при этом происходит
сфероидизация цементита и коагуляция карбидных выделений, что
приводит к охрупчиванию металла. В сталях и сплавах аустенит-
ного класса нагрев до температур, при которых эксплуатируются
комбинированные конструкции (350—600° С), может вызвать вы-
падение и коагуляцию вторичных карбидов, а также появление
интерметаллидных фаз, таких как о-фаза, х-фаза, фазы Лавеса
типа Ме2 • Me" (например Fe2W или Fe2Mo), у'-фазы (Ni3Al,
Ni3Ti и др.).
Нагрев аустенитных сталей с двухфазной (аустенитно-феррит-
ной) структурой в указанном интервале температур настолько их
охрупчивает, что такие стали не следует применять в конструкциях,
работающих при этих температурах, особенно, если они содержат
140
но и чисто аустенитные стали.
Рис. 78- Микроструктура металла
шва, выполненного проволокой ЭП606,
после выдержки в течение 100 ч при
800сС, Х900.
более 5—8% феррита. При кратковременном нагреве этик сталей
появляется так называемая «475-градусная хрупкость». В случае
длительного нагрева происходит перерождение 6-феррита в о-фазу.
В аустенитных сталях и сплавах из интерметаллидных фаз, ко-
торые весьма сильно охрупчивают металл, наиболее легко и часто
образуется о-фаза. В настоящее время имеются данные, свидетельст-
вующие о том, что эта хрупкая структурная составляющая обра-
зуется не только из феррита вследствие превращения 6(a) — о,
но и непосредственно из аустенита по схеме? -> °- Иными словами,
сейчас принято считать, что к образованию o'-фазы при нагреве
склонны не только двухфазные,
Образование о-фазы возмож-
но даже в сплавах на никеле-
вой основе [104]. О возможности
появления о-фазы предложено
судить по числу вакансий элек-
тронов, которое подсчитывается
по формуле:
Nv = 4,66 (атомн. % Сг +
Ч-агомн. % Мо)-]-1,71 (атомн.%
Со) + 0,61 (атомн.% Ni).
Предполагается, что о-фаза
появляется в том случае, если
Nv больше 2,32. Более точно оце-
нить склонность аустенитного
металла к появлению о-фазы
позволяет исследование микро-
структуры после длительного нагрева в интервале температур
65Э—875° С. В чисто аустенитном металле наиболее интенсивно
эга фаза образуется при температурах 800—875°С [72]. В металле,
склонном к сигматизации, она появляется после 100 ч выдержки
при таких температурах. Этим и объясняется тот факт, что для
ускоренной оценки склонности исследуемого металла к сигмати-
зации используется нагрев его в течение 100 ч при 800° С .
В металле шва, выполненного проволоками ЭП622, ЭП673 и
ЭП606, не появляется о-фаза. После выдержки 100 ч при 800° С
в междендритных участках обнаруживаются лишь незначительные
выделения карбидов (рис. 78), количество которых в металле шва,
выполненном проволокой ЭП673, несколько больше, чем в шве,
получаемом при сварке проволокой ЭП622. В структуре металла
шва, выполненного проволокой ЭП606, карбидные выделения имеют
вид отдельных скоплений.
Что касается стабильности свойств, то в металлах, предназна-
ченных для работы в условиях высоких температур, она оценива-
ется прежде всего по падению ударной вязкости после длительной
выдержки при рабочей температуре. В табл. 16 приведены средние
результаты испытаний на ударную вязкость металла шва, получен-
ного при сварке проволоками ЭП622, ЭП673 и ЭП606 в состоянии
141
после сварки и после длительных (до 2000 ч) выдержек при той
температуре, которая является предельной для комбинированных
I конструкций, изготовляемых с применением данной проволоки.
Здесь же для сравнения приведены аналогичные данные для ме-
талла шва, выполненного проволоками марок Св-07Х25Н13 и Св-
10Х16Н25М6, которые используются при сварке разнородных ста-
лей. Из этой таблицы видно, что ударная вязкость металла шва,
получаемого при сварке проволоками ЭП6'22, ЭП673, и ЭП606, хотя
и уменьшается при старении, но остается значительно выше вяз-
кости металла шва, выполненного стандартными проволоками?
16. Ударная вязкость металла шва (гДж/см2), получаемого при сварке разно-
родных сталей под флюсом проволоками ЭП622, ЭП673, ЭП606, Св-07Х25Н13 и
Св-10Х16Н25М6
Марка проволоки I	Температура старения, °C	Ударная вязкость (гДж/см2) в состоянии				
		после сварки	после выдержки при температуре старения в течение, ч			
			500	1000	1500	2000
.ЭП622	450	1,75	1,63	1,44	1,45	1,25
ЭП673	550	1,80	1,72	1,63	1,60	1,58
1ЭП6О6	690	1,85	1,51	1,43	1,23	1,25
। Св-07 Х25Н13	550	1,23	0,87	0,86	0.77	0,72
Св-10Х16Н25М6	550	2,05	0,96	—	—	0,94
Во многих случаях сварные соединения разнородных сталей
имеют такие размеры и форму, что их можно выполнить только
ручной сваркой. В связи с этим возникает необходимость иметь
'электроды, созданные с учетом особенностей, присущих сварке
।разнородных сталей.
Автором совместно с В. В. Снисарем, исходя из принципа, из-
ложенного в гл. V, было предложено для ручной сварки разнород-
ных сталей применять четыре типа электродов, которые должны
отличаться друг от друга содержанием никеля в наплавляемом ими
металле.
Электроды первого типа должны обеспечить в металле шва лишь
[такое количество никеля, которое исключает образование в нем
малопластичной мартенситной структуры. Поэтому в качестве та-
ких электродов могут быть использованы стандартные электроды
аустенитного класса. При этом следует только учитывать, что на-
плавляемый аустенитный металл в случае сварки разнородных
сталей разбавляется расплавляемым свариваемым металлом, часть
которого в конструкциях, изготовляемых из разнородных сталей,,
как правило, является неаустенитным. В таких условиях надежно-
[предупредить образование в металле шва мартенситной структуры;
можно лишь при условии, что используемые электроды обеспечи-
вают получение наплавленного металла с достаточным запасом аус-
тенитности. Исходя из сказанного, сваривать разнородные стали,.
142
если хотя бы одна из них является неаустенитнои, следует электро-
дами с запасом аустенитности не ниже, чем у электродов типа
ЭА-2.
Что касается остальных трех типов электродов, предназначен-
ных для сварки разнородных сталей, то они должны обеспечивать
в металле шва повышенное содержание никеля, как показано в
гл. V: не менее 19% — электроды второго типа, 31% — третьего и
47% — четвертого. Повышение же содержания никеля в металле
шва способствует образованию трещин. Особенно склонным к по-
явлению трещин оказался металл шва с концентрацией никеля,
приводящей к образованию однофазной чистоаустенитной струк-
туры. Такой металл шва настолько склонен к образованию трещин,
что появления их нельзя избежать при применении почти всех ра-
нее существовавших электродов, обеспечивающих высоконикеле-
вый металл шва. Так, в ряде случаев трещины, особенно при вы-
полнении швов больших сечений, обнаруживаются в верхней части
валика, выполняемого электродами типа ЭА-ЗМ6, при которых
наплавленный металл содержит 25% никеля, и их по предложенной
классификации следует отнести к электродам второго типа. По-
этому сварка ответственных конструкций этими электродами про-
изводится с удалением верхней части каждого наплавленного слоя
механическим способом, что при многослойном шве существенно
увеличивает трудозатраты на выполнение соединения.
Еще чаще образуются трещины при сварке электродами типа
ЭА-4ВЗБ2. Наплавленный ими металл содержит 35% никеля и
поэтому эти электроды можно отнести к электродам третьего типа.
Кроме того, металл шва, получаемый при сварке электродами типа
ЭА-4ВЗБ2, содержит сильные карбидообразующие элементы—
титан, ниобий и вольфрам, которые вызывают образование струк-
турной неоднородности в зоне сплавления его с неаустенитным.
Особенно трудно избежать образования трещин, если приме-
няются электроды, при сварке которыми в металле шва образуется
сплав на никелевой основе. В этом случае, как уже указывалось,
необходимо обеспечить получение металла шва, легированного
алюминием, ниобием, титаном, вольфрамом и другими элементами.
Такие электроды вполне приемлемы для сварки жаропрочных спла-
вов на никелевой основе. Сварка ими разнородных сталей в кон-
струкциях, работающих при температурах 550 —600° С, имеет те
же недостатки, что и сварка электродами типа ЭА-4ВЗБ2.
В настоящее время для получения металла шва с таким содер-
жанием никеля, которое должны обеспечивать электроды, отне-
сенные к четвертому типу, широкое применение нашли лишь две
марки электродов — ЦТ-28 и НМЕТ-4, разработанные для сварки
жаропрочных никелевых сплавов. Однако при сварке электродами
ЦТ-28 получается металл шва, содержащий до 4% вольфрама,
наличие которого не требуется в металле шва сварного соединения
разнородных сталей. Наличие вольфрама, как показано в гл. IV,
приводит к образованию структурной неоднородности в зоне сплав-
143
ления металла шва с неаустенитным металлом в соединении, под-
вергаемом нагреву после сварки. Кроме того, металл шва, получае-
мый при сварке электродами ЦТ-28, имеет невысокие пластические
свойства и большую склонность к старению, что вполне допустимо
для сварных соединений никелевых сплавов, работающих при
800—850° С, для которых предназначены эти электроды, и неприем-
лемо для сварных соединений разнородных сталей.
Более приемлемыми по композиции получаемого наплавленного
металла для сварки разнородных сталей могли бы быть электроды
ИМЕТ-4. Однако стержни этих электродов изготовляются из про-
волоки Х20Н80 (сплав ЭИ435). Для предупреждения при таком
сравнительно небольшом содержании хрома и столь высокой кон-
центрации никеля образования трещин в металле шва в обмазку
этих электродов вводится 30% молибденового порошка. При этом
в металле шва получается такое количество молибдена (10—12%),
которое при указанном содержании хрома и никеля не всегда ис-
ключает образование трещин в металле шва. Поэтому для сварки
жестких и особо жестких конструкций количество вводимого в
обмазку молибденового порошка рекомендуется увеличить до 50%
(электроды ИМЕТ-4М) или 60% (электроды ИМЕТ-4П). Однако
при столь существенном повышении содержания молибдена в на-
плавленном металле (18—20% — электроды ИМЕТ-4М и 23—25% —
электроды ИМЕТ-4П) заметно снижаются его пластические и вяз-
кие свойства (6 = 4,0% и ан— 0,2 гДж/см2 при сварке электрода-
ми ИЛ4ЕТ-4П). Такие свойства вполне допустимы для соединения
ряда жаропрочных сплавов, что соответствует назначению электро-
дов ИМЕТ-4, но они неприемлемы для сварных соединений разно-
родных сталей в конструкциях, эксплуатируемых при температу-
рах выше 550° С.
Из изложенного следует, что для сварки разнородных сталей
в конструкциях, работающих при температурах выше 350° С, необ-
ходимо применять специальные электроды. Одним из таких вариан-
тов являются электроды марок ЛНЖР-1, АНЖР-2 и АНЖР-3, раз-
работанные автором с В. В. Снисарем [27—29].
Электроды АНЖР-1 предназначены для сварки разнородных
сталей в конструкциях, работающих при температурах 550—600° С,
АНЖР-2 — при 450—550° С и АНЖР-3 — при 350—450° С. Ука-
занные температуры относятся к тем случаям, когда менее легиро-
ванная сталь в изготовляемом соединении выбрана, исходя из до-
пустимых для него температур эксплуатации. С учетом указанных
температур, электроды АНЖР-1 могут быть использованы прежде
всего для изготовления энергетического оборудования из разно-
родных сталей. Электроды АНЖР-2 наиболее широко могут быть
применены при сварке узлов нефтеперерабатывающих установок,
а АНЖР-3 — современной химической аппаратуры.
Для изготовления электродов АНЖР-1, АНЖР-2 и АНЖР-3
используются проволоки ЭП606 (электроды АНЖР-1), ЭП673
(АНЖР-2) и ЭП622 (АНЖР-3). И хотя эти проволоки обеспечивают
144
покрытия, равное распределе- 17. Рекомендуемый ток, А, при сварке электродами АНЖР-1, АНЖР-2 и АНЖР-3			
§ S 2 S - S-Ч 03	Положение		
	нижнее	верти- кальное	потолочное
3	85—90	70—90	60—85
4	110—130	100—120	90—100
5	130—160	120—140	
металл шва композиции, которая исключает образование трещин,
при изготовлении из них электродов большое внимание следует
уделять составу покрытия. Покрытие следует выбирать основного
типа с содержанием таких компонентов, при которых сводится к
минимуму насыщение металла шва кислородом, т. е. так называемое
безокислительное покрытие на основефлюротового концентрата[411.
Технология изготовления электродов АНЖР-1, АНЖР-2 и
АНЖР-3 не сложна. Указанные электроды обладают удовлетвори-
тельными технологическими свойствами даже при сварке в пото-
лочном положении. Они обеспечивают стабильное горение дуги,
довольно равномерное плавление
ние шлаковой корки на поверх-
ности наплавленного металла,
нормальную ее отделимость и хо-
рошее формирование усиления,
если сварку выполняет свар-
щик, обладающий навыком ра-
боты с высоконикелевыми или
хотя бы с обычными аустенит-
ными электродами. Рекомендуе-
мый ток сварки этими электро-
дами приведен в табл. 17.
Металл, наплавляемый элек-
тродами АНЖР-1, АНЖР-2 и
АНЖР-3, стоек против образования горячих трещин и пор. При
применении электродов АНЖР-3 в металле шва получают 20—
22% никеля. По стойкости наплавленного металла против образо-
вания трещин электроды АНЖР-3 даже превосходят широко
используемые электроды типа ЭА-ЗМ6 (НИАТ-5, ЭА-395/9 и
ЭА-981/15) [30], которые обеспечивают такое же содержание никеля.
Химический состав и структура металла, наплавляемого элект-
родами АНЖР-1. АНЖР-2 и АНЖР-3, соответствуют составу и
структуре металла, получаемым при сварке проволоками ЭП622,
ЭП673 и ЭП606. Поэтому сварное соединение, выполненное электро-
дами АНЖР-1, АНЖР-2 и АНЖР-3, обладает вполне стабильной
структурой в зоне сплавления и имеет механические свойства, ко-
торые удовлетворяют требованиям, предъявляемым к сварным со-
единениям разнородных сталей.
При длительном воздействии температуры, превышающей опре-
деленное значение, пластическая деформация металла, как извест-
но, зависит не только от температуры испытания, но и от длительнос-
ти приложения нагрузки. При таких температурах в случае дли-
тельного воздействия нагрузки в металле может произойти пласти-
ческая деформация от напряжений, значительно меньших его пре-
дела текучести. Поэтому сварное соединение разнородных сталей
в [конструкциях, эксплуатируемых при высоких температурах дли-
тельное время, должно подвергаться оценке с точки зрения пригод-
ности его для такой работы.
»/26 1'189
145
Основной характеристикой, позволяющей оценить пригодность
металла для длитёльной работы при высоких температурах, явля-
ется предел длительной прочности. Поэтому должна обязательно
определяться эта характеристика сварных соединений, предназна-
Время до разрушениям
Q
1	2 5 4 5 67891	2 5 4.587891	2 5 4 567891
100	1000	10000	100000
1000	10000	100000
Время до разрушения, ч
8
Рис. 79. Длительная прочность сварных соединений (темные точ-
ки — литературные данные, светлые — экспериментальные):
а — сталь 4Б 4- Х19Н10Т, проволока ЭП622; б — Х5М 4- Х19Н10Т, проволока
ЭП673; в — 12ХМФ + Х19Н10Т, проволока ЭП606.
ченных для эксплуатации в условиях высоких температур. На рис.79
приведены графики длительной прочности сварных соединений
разнородных сталей, выполненных предложенными автором свароч-
ными материалами. Для сравнения на рисунке нанесены графики,
построенные по приведенным в литературе данным о длительной
прочности сталей, которые использованы в соединениях как менее
легированные составляющие при сложных (более низких и более
146
высоких) температурах. Как видно из рисунка, длительная проч-
ность сварных соединений, выполненных предложенными электро-
дами, полностью удовлетворяет предъявляемым требованиям. Она
не ниже длительной прочности менее прочной стали, использован-
ной в сварном соединении.
Следует отметить, что разрушение сварных соединений раз-
нородных сталей, обладающих требуемым пределом длительной
прочности, имеет некоторые особенности. В сварных соединениях
разнородных сталей в отличие от соединений сталей с близким
химическим составом, которые при испытании на длительную
прочность разрушаются всегда в одном и том же месте и имеют один
и тот же характер разрушения, с изменением температуры испыта-
ния и величины нагрузки изменяются место и характер разрушения.
Сварные соединения, разрушаемые при одних условиях по основ-
ному металлу вдали от зоны сплавления и с высокими показателя-
ми пластичности, с изменением условий испытания могут разру-
шаться хрупко по зоне сплавления.
При нестабильной зоне сплавления отмеченная особенность раз-
рушения соединений разнородных сталей является вполне законо-
мерной. В таких соединениях с повышением температуры испыта-
ния в зоне сплавления развивается структурная неоднородность,
которая приводит к преждевременному разрушению конструкции.
Установлено, что сварное соединение разнородных сталей мо-
жет быть разрушено по зоне сплавления также и тогда, когда в
ней нет развитой структурной неоднородности [22]. В таких соеди-
нениях место и характер разрушения образцов при испытании их
на длительную прочность зависит от величины приложенной на-
грузки. При довольно высоких нагрузках, вызывающих раз-
рыв испытываемых образцов за сравнительно короткое время
(до 1500 ч) разрушение происходит по основному (перлитному)
металлу вдали от зоны сплавления и имеет вязкий характер. В слу-
чае малых нагрузок, когда образцы разрываются за более длитель-
ное время, они разрушаются по зоне сплавления и разрушение
носит хрупкий характер.
Природа рассмотренной особенности разрушения сварных сое-
динений разнородных сталей при длительном нагружении их в ус-
ловиях высоких температур еще не выяснена. Специалисты выска-
зывают предположение, что она обусловлена значительным разли-
чием жаропрочности металла шва и свариваемой перлитной стали.
Обусловленная этим различная их деформационная способность
в условиях высоких температур приводит к тому, что при опреде-
ленных температурах и времени воздействия приложенной нагруз-
ки деформация испытываемого образца локализуется в зоне сплав-
ления, что создает здесь концентратор напряжений, который и вы-
зывает разрушение. Следовательно, одним из путей устранения
разрушения сварных соединений разнородных сталей по зоне
сплавления может быть приближение жаропрочности металла
шва к жаропрочности используемой в соединении перлитной стали.
V26*
147
разнородных
сталей " *
ОСОБЕННОСТИ СВАРКИ
РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ
В ЗАЩИТНЫХ ГАЗАХ
1. Шлаковые включения
в многослойном аустенитном шве
при сварке в защитных газах
и механизм их образования
Значительная часть конструкций, комбинированных из разнород-
ных сталей, имеет такие размеры и форму, что для механизации
сварочных работ наиболее приемлемой является сварка в среде
защитных газов. Этот вид сварки обладает рядом особенностей,
в силу которых он в ряде случаев является наиболее приемлемым,
а иногда и единственно возможным способом механизированной
сварки. Поэтому сварка в защитных газах находит все более широ-
кое применение. Следует отметить, однако, что в настоящее время
применяется этот способ без особых затруднений лишь при сварке
обычных конструкционных сталей. Между тем, появляется все
больше конструкций, где указанным способом необходимо свари-
вать специальные высоколегированные стали с низко- или вовсе
нелегированными сталями. При этом, как показано в гл. IV, сле-
дует применять аустенитную электродную проволоку, сварка ко-
торой в среде защитных газов не имеет еще должного распростра-
нения.
Принципиальная возможность сварки в защитных газах аусте-
нитной проволокой известна уже сравнительно давно. Однако до
сих пор применяется она при изготовлении изделий из сравнитель-
но тонкого металла. Почти все имеющиеся в настоящее время со-
общения об успешном применении такой сварки для соединения
аустенитным швом относятся к однослойной сварке или к двух-
слойной, выполняемой с двух сторон.
Уже в первых работах было замечено, что сварка в защитной
с^еде из углекислого газа аустенитной проволокой имеет особен-
ность, которая может отрицательно сказаться на качестве сварного
соединения: при сварке в углекислом газе аустенитной стали
148
на поверхности шва образуется трудноудаляемый слой окис-
лов [681.
Образование окислов (шлаков) на поверхности шва является
серьезным недостатком сварки в защитных газах аустенитной про-
волокой. Из-за образования на поверхности наплавляемого ме-
талла трудноудаляемого слоя окислов возможно чрезмерное загряз-
нение металла шва шлаковыми включениями [75]. Это подтверж-
дено экспериментально [67]. Было показано, что многослойный шов,
выполненный аустенитной проволокой в углекислом газе, сильно
загрязнен шлаковыми включениями. Чтобы этого избежать, автором
с сотрудниками был предпринят ряд мер, однако получить положи-
тельные результаты, не удалось. При этом было лишь установлено,
что количество шлаковых включений можно несколько уменьшить,
если сварку производить проволокой, не содержащей молибдена.
Значительно чаще при сварке аустенитной проволокой в ка-
честве защитного газа используется аргон. В настоящее время
сварка в аргоне является основным способом сварки в защитных
газах конструкций из тонколистовых нержавеющих и других вы-
соколегированных сталей и сплавов. Сварка производится непла-
вящимся вольфрамовым электродом. При использовании плавя-
щихся электродов трудно получить шов с хорошей формой провара
и усиления, что в случае многослойной сварки приводит к непровару
между слоями и образованию шлаковых включений в металле шва.
Предотвратить непровар можно только путем тщательного выбора
для каждого конкретного случая соответствующего режима свар-
ки. Однако при этом не всегда удается получить многослойные
швы без шлаковых включений.
Иногда в качестве защитного газа для сварки аустенитных
сталей применяется гелий. И в этом случае при сварке многослой-
ных швов количество шлаковых включений во много раз превы-
шает допустимое [112].
Из изложенного следует, что до сих пор для многослойных
аустенитных швов еще нет надежного способа сварки в защитных
газах. С целью изыскания способа сварки в защитных газах, исклю-
чающего образование шлаков в многослойном аустенитном шве,
использовались смеси инертных газов (аргон, гелий) с активными
(кислород, углекислый газ, водород, азот). Полученные результаты
показали, что добавка к аргону активных газов, и прежде всего
кислорода или СО2, при сварке сталей и сплавов, содержащих
легкоокисляемые элементы, особенно такие, как титан и алюминий,
приводит к образованию шлаковых включений между слоями мно-
гопроходного шва [1131. По этой причине предложение применять
для повышения стойкости стабильноаустенитных хромоникелевых
швов против образования трещин смесь аргона с кислородом [51]
может оказаться приемлемым только для однослойных швов и то
лишь в том случае, если образующиеся при этом и прочно удержи-
вающиеся на поверхности шва шлаки не снижают коррозионную
стойкость сварного соединения.
149
С целью выяснения причин и механизма образования рассматри-
ваемых включений, а также изыскания способа получения много-
слойных швов без них при сварке аустенитной проволокой в защит-
ных газах автором с А. Д. Стретовичем были выполнены специаль-
ные исследования [32—34]. При наплавке на углеродистую сталь
марки СтЗ отдельных валиков и заварке канавок несколькими
слоями, установлено, что сварка аустенитной проволокой даже
в одном аргоне, т. е. без добавок активных газов сопровождается
образованием на поверхности шва слоя окислов (шлаков). Этот
слой на первых валиках значительно тоньше, чем при сварке в СОа
а	б
Рис. 80. Шлаковая корка на поверхности отдельной наплавки,
получаемая при сварке в углекислом газе (а) и в аргоне (б), хЗОО.
(рис. 80). Количество шлаковых включений в многослойном шве,
выполненном сваркой в аргоне также меньше, чем в шве, получае-
мом при сварке в углекислом газе. При сварке в аргоне они на-
блюдаются лишь в верхней части шва. Если учесть, что сварка
верхней части шва производится по уже разогретому металлу, то
должна заметно увеличиваться толщина окисного слоя, образуе-
мого на поверхности наплавленного металла [33, 811.
Отмеченное позволяет считать, что образование при многослой-
ной сварке аустенитной проволокой в защитных газах шлаковых
включений в металле шва обусловлено не только, как это принято
считать, присущей этому способу сварки неблагоприятной формой
усиления и провара, но и образованием на поверхности наплавлен-
ного металла слоя окислов определенной толщины Отсюда сле-
дует, что для предотвращения появления шлаковых включений
в многослойном шве при сварке аустенитной проволокой в защит-
ных газах необходимо исключить образование на поверхности на-
плавляемого металла слоя окислов или существенно уменьшить
его толщину.
150
Опыт сварки в углекислом газе показывает, что в случае ис-
пользования обычной кремнемарганцевой проволоки качествен-
ными получаются как однослойные, так и многослойные швы. По-
этому естественно предположить, что образование шлаков, наблю-
даемых в многослойных швах при сварке в защитных газах аусте-
нитной проволокой, связано с химическим составом получаемого
при этом металла шва.
Химический состав аустенитного металла отличается высоким
содержанием хрома и никеля. Очевидно, прежде всего вследствие
этого в металле шва образуются шлаковые включения. Содержа-
ние других элементов в современных аустенитных сталях и в пред-
назначенных для их сварки проволоках определяется условиями,
в которых эти стали и их сварные соединения должны работать.
Аустенитный нержавеющий металл, кроме хрома и никеля, содер-
жит титан, ниобий и алюминий. В жаропрочные аустенитные стали
вводят молибден, ванадий или вольфрам. Иногда аустенитный ме-
талл дополнительно легируется марганцем. Это позволяет эконо-
мить дефицитный никель. В сварных швах наличие марганца же-
лательно еще и потому, что он уменьшает вероятность образования
горячих трещин, которые являются довольно распространенным
дефектом металла, наплавляемого хромоникелевой аустенитной
проволокой. Поэтому можно ожидать, что упомянутые элементы
также имеют какое-то отношение к образованию шлаковых вклю-
чений в многослойном аустенитном шве при сварке в защитных
газах.
Чтобы выяснить влияние указанных элементов, были проведены
специальные исследования [32]. Предварительно сведения о их
влиянии были получены при исследовании отдельных валиков,
наплавляемых в углекислом газе на углеродистую сталь марки
СтЗ проволоками, содержащими эти элементы. Для более полного
исследования сваривались образцы многослойным швом, из кото-
рых затем изготовлялись макрошлифы. Как наплавка, так и свар-
ка во всех случаях производилась проволокой диаметром 2,0 мм
на одном и том же режиме сварки, который, как показали опыты,
позволяет получить провар и усиление оптимальных форм: /д=200...
...210 А, L/'д = 26....28 В, исв = 2', Ом/ч, вылет электрода 15 мм,
расход углекислого газа 10—12 л/мин.
В случае наплавок отдельных валиков о вероятности образова-
ния шлаковых включений в многослойном шве судили по наличию,
виду и прочности удержания шлаковой корки на поверхности на-
плавленного металла.
Были опробованы проволоки Св-02Х19Н9, Св-06Х19Н9Т,
Св-08Х19Н10Б, Св-04Х19Н11МЗ, Св-10Х16Н25М6, Св-08Х20Н10Г6,
Св-Х20Н9Г7Т, ЭП497 (Х15Н23Л47Г7) и Св-ЗОХ15Н35ВЗБЗТ, ко-
торые охватывают почти все основные типы существующих в на-
стоящее время сварочных проволок аустенитного класса. Чтобы
проследить влияние основных составляющих аустенитного метал-
ла — хрома и никеля — отдельно исследовались также наплавки и
151
многослойный шов, выполненные высокохромистой проволокой
Св-06Х14 и железоникелевой Св-08Н50.
Анализ полученных результатов показал, что отмеченные выше
трудности при сварке в защитных газах аустенитной проволокой
действительно обусловлены спецификой ее состава. При высоком
содержании никеля (проволока Св-08Н50) снижается устойчивость
процесса сварки и увеличивается разбрызгивание. Что касается
шлаковой корки, то она на поверхности наплавленного металла
Рис. 81. Вид поверхности наплавок,
выполненных в углекислом газе про-
волоками Св-08Н50 (а), Св-06Х14 (б)
и Св-02Х19Н9 (в).
в этом случае образуется лишь в некоторых местах (рис. 81, а).
При высоком содержании хрома (проволока Св-06Х014) на всей
поверхности наплавленного металла образуется толстая прочно
удерживающаяся шлаковая корка (рис. 81,6), а устойчивость про-
цесса сварки практически не изменяется. При наличии в прово-
локе большого содержания хрома и никеля (проволока Св-02Х 19Н9)
процесс сварки заметно стабилизируется по сравнению со сваркой
проволокой Св-08Н50 и несколько изменяется шлаковая корка
(рис. 81, в) по сравнению со сваркой проволокой Св-06Х14. Если
аустенитная проволока легирована молибденом и вольфрамом, то
устойчивость процесса сварки несколько снижается. Изменяется
при этом и внешний вид шлаковой корки, образующейся на поверх-
ности наплавленного металла (рис. 82, а, б). В многослойных швах
при этом увеличивается количество шлаковых включений (рис. 83,
б, в).
152
Весьма полезным является высокое содержание марганца (5—
7%). Металл, наплавленный проволокой Св-08Х20Н10Г6, на всей
поверхности покрывается довольно толстым слоем шлака. Однако
шлак здесь после остывания легко отделяется и может быть пол-
ностью удален. Поверхность наплавленного металла становится
чистой и блестящей (рис. 82, в). При использовании проволоки
Св-08Х20Н10Г6 процесс сварки протекает вполне устойчиво с из-
редка появляющимся слабым разбрызгиванием. В многослойном
шве полностью отсутствуют шлаковые включения (рис. 83, г).
б
в	г
Рис. 82. Вид поверхности наплавок, выполненных в СО2 проволоками Св-
04Х19Н11МЗ (а) иСв-ЗОХ15Н35ВЗБЗТ (б), Св-08Х20Н10Г7 (в) и Х25Н23М7Г7 (г).
Аналогичные результаты получены при сварке проволокой Св-
08Х20Н9Г7Т.
Следует отметить, что указанное влияние марганца наблюдается
только в хромоникелевом аустените. В аустените, содержащем мо-
либден, марганец такого влияния не оказывает. На рис. 82, г по-
казана наплавка, выполненная проволокой Х15Н23М7Г7. Несмотря
на высокое содержание марганца в проволоке, поверхность наплав-
ленного металла покрыта слоем шлака. Правда, слой здесь нерав-
номерный и по краям наплавки небольшие участки свободны от шла-
ка. В многослойном шве, выполненном проволокой Х25Н23М7Г7,
обнаруживается значительное количество шлаковых включений
(рис. 83, д).
Как уже указывалось, в проведенных исследованиях опробо-
ваны почти все основные типы имеющихся сейчас сварочных про-
волок аустенитного класса. Поэтому полученные результаты
7 Ы89
153
свидетельствуют о том, что среди существующих аустенитных прово-
лок лишь проволоки Св-08Х20Н10Г6 и Св-08Х20Н9Г7Т при свар-
ке в защитных газах позволяют получить многослойный шов без
шлаковых включений.
Химический состав этих проволок во многих случаях не может
удовлетворить требованиям, предъявляемым к металлу шва. Не-
ржавеющие стали имеют более сложный состав и обязательно
Рис. 83. Макрошлифы
многослойного шва, вы-
полненного проволоками
Св-02Х19Н9 (а), Св-
04Х19Н11МЗ (6), Св-
ЗОХ15Н35ВЗБЗ (в), Св-
08Х20Н9Г7Т (г) и
Х15Н23М7Г7 (д).
д
содержат такие элементы, как титан, ниобий, алюминий. Еще слож-
нее состав жаропрочных сталей. Здесь необходимо наличие молиб-
дена, вольфрама и ванадия (отдельно или вместе). Соответственно
должна быть легирована и сварочная проволока. Отсюда следует,
что для сварки в защитных газах сталей, требующих аустенитных
швов, так же, как и при сварке неаустенитных сталей в углекислом
газе, необходимо применять специальную проволоку, особенно для
выполнения многослойных швов.
Тот факт, что при сварке проволоками Св-08Х20Н10Г6 и Св-
08Х20Н9Г7Т получается блестящая поверхность наплавленного
154
металла, позволяет следующим образом объяснить полезное дей-
ствие марганца. Как показано выше, при всех используемых в на-
стоящее время для сварки газах, несмотря на то, что выполняется
она в защитной среде, происходит некоторое, а иногда и довольно
интенсивное окисление наплавленного металла кислородом, кото-
рый всегда в том или ином количестве присутствует в используемом
газе. Окисляется наплавленный металл как в жидком, так и в за-
кристаллизовавшемся состоянии. Окислы, образующиеся при окис-
лении жидкого металла, скапливаются в виде шлака на зеркале
сварочной ванны и затем кристаллизуются на поверхности метал-
ла шва, образуя шлаковую корку. Окисление закристаллизовавше-
гося металла приводит к образованию на его поверхности той или
иной окисной пленки. Наличие этой пленки и ее толщина явля-
ются первым условием, определяющим химическое сцепление шла-
ковой корки с металлом шва и, следовательно, ее отделимость.
Вторым условием появления химического сцепления шлаковой
корки с металлом шва является наличие в шлаке окислов, кристал-
лизующихся с образованием решетки, подобной решетке соедине-
ний, которые составляют окисную пленку на поверхости наплав-
ленного металла.
Блестящий шов при сварке проволоками Св-08Х20Н10Г6 и
Св-08Х20Н9Г7Т свидетельствует о том, что при высоком содержа-
нии марганца в хромоникелевом аустените создаются условия, при
которых на поверхности наплавленного металла не образуется окис-
ной пленки. В связи с этим здесь исключается химическое сцепле-
ние шлаковой корки с металлом шва, что позволяет полностью ее
удалить и тем самым предупредить образование шлаковых вклю-
чений в многослойном шве. При невысоком содержании марганца,
а также при высоком содержании этого элемента, но в присутствии
молибдена (проволока Х15Н23М7Г7) на поверхности наплавлен-
ного металла образуется слой окислов, кристаллизующийся, по-
видимому, с такой же решеткой', как и соединения образующегося
при этом шлака. В этом случае имеет место сильное сцепление шла-
ковой корки с металлом шва, которое затрудняет ее отделимость,
и, следовательно, удаление, что и приводит к образованию шлако-
вых включений в многослойном шве (рис. 83, 3).
Следовательно, можно предположить существование такого ме-
ханизма образования шлаковых включений при сварке в защитных
газах многослойных швов аустенитной проволокой. При химиче-
ском составе подавляющего большинства имеющихся в настоящее
время сварочных проволок аустенитного класса на поверхности
металла, наплавляемого в среде любого используемого защитного
газа, образуется окисная пленка той или иной толщины. Состоит
она из окислов, имеющих кристаллическую решетку, подобную
решетке, с которой кристаллизуются соединения образующегося
в процессе сварки шлака. Наличие этой пленки приводит к хими-
ческому сцеплению шлаковой корки с поверхностью наплавлен-
ного металла, которое затрудняет ее отделимость. Затрудняется
7*
155
и расплавление этой корки при наложении последующего слоя,
так как она состоит из тугоплавких соединений. В результате этого
при наложении последующего слоя отдельные участки образовав-
шейся на предыдущем слое шлаковой корки могут оставаться не-
расплавленными, что и приводит к образованию шлаковых вклю-
чений в многослойном шве. Даже в случае, когда при наложении
последующего слоя шлаковая корка на предыдущем слое переплав-
ляется полностью, не исключено, что в отдельных (удаленных)
участках ее расплав будет перегрет недостаточно, и, следовательно,
будет обладать высокой вязкостью, в силу чего он не сможет всплыть
на поверхность сварочной ванны и останется в закристаллизовав-
шемся металле в виде шлакового включения.
Установлено, что сцепление шлаковой корки усиливается с рос-
том толщины образуемого на поверхности наплавляемого металла
окисного слоя [811. Толщина этого слоя возрастает с увеличением
времени взаимодействия жидкого шлака с закристаллизовавшимся
металлом шва. Время это увеличивается при разогреве соединения,
т. е. при сварке с предварительным и сопутствующим подогревом,
а также при непрерывной многослойной сварке. Поэтому в случае
многослойной сварки толщина образуемой на поверхности наплав-
ляемого металла окисной пленки должна возрастать от слоя к
слою. Следовательно, от слоя к слою при многослойной сварке
в защитных газах аустенитной проволокой должна повышаться
вероятность образования в металле шва шлаковых включений.
Сказанное подтверждается тем, что в верхней части многослойного
аустенитного шва, выполняемого сваркой в защитных газах, шлако-
вые включения обнаруживаются даже тогда, когда их нет в нижней
его части [35]. Отмеченное в некоторой степени свидетельствует о
состоятельности изложенного механизма образования шлаковых
включений в металле шва при многослойной сварке в защитных
газах аустенитной проволокой. Это объяснение можно принять
как научную основу для разработки способов предотвращения обра-
зования рассматриваемого дефекта.
2. Способы предотвращения
образования шлаковых включений
Причиной образования шлаковых включений в многослойном шве
при сварке в защитных газах аустенитной проволокой является на-
личие на поверхности каждого слоя прочно удерживающейся туго-
плавкой окисной пленки. Второй причиной может быть непровар
из-за неблагоприятных форм проплавления и усиления, которые
часто получаются при сварке в защитных газах.
Известно, что швы, сваренные плавящейся проволокой в ар-
гоне, который в настоящее время является основным газом, исполь-
зуемым для защиты при сварке аустенитных сталей, имеют узкое
и высокое усиление с резким переходом к основному металлу, что
обусловлено низкой жидкотекучестью получаемого при этом ме-
156
талла сварочной ванны [119]. Кроме того, дуга в аргоне характери-
зуется неустойчивым положением катодного пятна на поверхности
свариваемого металла, вследствие чего усиление имеет неровные
края [119]. Характерной при сварке в аргоне является и форма
провара [841. Часто получается так называемый пальцеобразный
провар, отличающийся резким местным углублением в центре
(рис. 84). Как узкое и высокое усиление, так и пальцеобразный
провар затрудняют сплавление отдельных слоев в многослойном
шве, в силу чего в последнем образуются шлаковые включения.
Сказанное хорошо иллюстрируется схемой, приведенной на рис. 85.
При сварке в углекислом газе также получается не вполне бла-
гоприятная форма слоя. По сравнению со сваркой под флюсом по-
лучается более глубокое
проплавление с высоким
усилением слоя при мень-
шей его ширине. Такое из-
менение формы слоя при
определенной степени его
Рис. 84. Пальцеобразный провар, по-
лученный при сварке в аргоне при
7д = 360.
Рис. 85. Схема образова-
ния непровара (шлаково-
го включения) из-за паль-
цеобразного провара.
развития затрудняет сплавление отдельных слоев в многослойном
шве и тем самым способствует образованию в нем шлаковых вклю-
чений.
Поэтому изыскание способа предотвращения шлаковых вклю-
чений в многослойном шве при сварке в защитных газах в основ-
ном направлено на выяснение возможности получения при этой
сварке отдельных слоев с хорошей формой провара и усиления.
При этом на основе теории и практики сварочной техники исходят
из|того, что в равных прочих условиях форма усиления и провара
определяется режимом сварки и в первую очередь величиной сва-
рочного тока и напряжения дуги. Поэтому о возможности полу-
чения слоя с хорошей формой провара и усиления судят по влия-
нию на них силы сварочного тока и напряжения дуги.
Влияние силы тока, напряжения и других параметров режима
сварки в защитных газах на форму провара и усиления исследова-
лось многими специалистами. Такие исследования выполнены и ав-
тором с А. К. Цыкуленко. На рис. 86 показано влияние сварочного
тока на параметры провара и усиления, где а — высота усиления;
b — ширина провара и усиления; h — глубина провара и а — угол
перехода усиления к основному металлу. Эти результаты полу-
чены при сварке в аргоне проволокой диаметром 1,6 мм. Приведен -
157
ные данные показывают, что по влиянию сварочного тока на пара-
метры усиления и провара можно наметить две области. Первая
область (до тока примерно 220 А) характеризуется сравнительно
слабым влиянием сварочного тока на исследуемые параметры.
Во второй области (ток свыше 220 А) параметры усиления и про-
вара существенно изменяются с увеличением тока.
Изменение степени влияния сварочного тока на параметры уси-
ления и провара имеет определенный физический смысл. Как из-
вестно, при сварке в аргоне может быть два вида плавления и пере-
носа электродного металла — крупнокапельный и струйный [84].
При заданном диаметре электродной проволоки вид переноса за-
висит от сварочного тока. При малых
значениях тока электродный металл
переносится крупными каплями.С уве-
личением тока выше определенного
значения (различного для разных диа-
метров электродной проволоки) пере-
нос становится мелкокапельным. Не-
вооруженным глазом видна непрерыв-
ная струя. Ток, при котором проис-
ходитпереход крупнокапельного пере-
носа в струйный, называют крити-
ческим. Для проволоки диаметром
1,6 мм ток 200— 220 А является
критическим [84].
Из приведенных данных следует,
что с целью обеспечения наиболее
благоприятной формы провара при сварке в аргоне предпоч-
тительными являются такие значения тока, которые находятся в об-
ласти крупнокапельного переноса. В этой области сварочного тока
мало сказывается на параметрах усиления и провара шва. При зна-
чениях тока, обеспечивающих струйный перенос, незначительное
их изменение приводит к сильному изменению усиления, особенно
провара шва. В последнем появляется местное углубление, кото-
рое увеличивается с возрастанием тока (рис. 84). Следовательно,
упомянутый выше пальцеобразный провар присущ сварке на
токах, выше критических (закритические токи). Это обстоятельство
позволяет заключить, что для предотвращения образования шла-
ковых включений в металле шва многослойную сварку в аргоне
следует производить на докритических токах, хотя они; как извест-
но, не обеспечивают оптимального характера процесса и разбрыз-
гивания.
Оптимальное значение напряжения дуги можно выбрать по
рис. 87. Влияние напряжения дуги на параметры провара и усиле-
ния также зависит от характера переноса электродного металла.
При режимах сварки, обеспечивающих крупнокапельный перенос
(докритический ток), напряжение дуги заметно сказывается лишь
на ширине шва и угле перехода наплавленного металла к основ-
158
ному, т. е. на форме и размерах усиления. С повышением напряже-
ния дуги увеличивается ширина провара и уменьшается резкость
перехода усиления к основному металлу, т. е. существенно улуч-
шается форма усиления.
Выше показано, что для обеспечения наиболее благоприятной
формы провара и усиления сварку в аргоне следует производить
на токах, не превышающих до-
критический. Критический ток,
как это следует из рис. 88 (114),
существенно зависит от диаметра
электродной проволоки. Это не-
обходимо учитывать при выборе
оптимального режима сварки
в аргоне. На рис. 89 приведена
зависимость параметров шва от
диаметра электрода, полученная
Рис. 87. Зависимость параметров шва
от напряжения дуги при сварке в
аргоне на докритическом токе.
при сварке в аргоне проволо-
кой диаметрами 1,2; 1,6 и 2,0 мм, которые, как известно, наи-
более широко используются для сварки в защитных газах.
Ток выбирали таким, чтобы он для всех исследуемых диа-
метров электродной проволоки находился в области докритических
токов. Выбирая ток, учитывали, что критический ток сварки в ар-
гоне аустенитной 'проволокой
(1Х18Н9Т) имеет следующие значе-
ния [84]:
Рис. 88. Зависимость
критического тока от вы-
лета электрода Лэ при
различных его диаметрах,
мм:
Рис. 89. Зависимость парамет-
ров шва от диаметра электрода
при сварке в аргоне.
/ — 2,4; 2 — 1,6; 3 — 1,1; 4—
0.7,
Диаметр проволоки, мм
Критический ток, А
1,0............................190
1,6....................л	.... 240
2,0............................280
2,5......................... 320
3,0............................350
В соответствии с этими данными эксперименты выполняли на
токе 150—170 А.
Как видно из рис. 89, для улучшения параметров провара и уси-
ления необходимо увеличивать диаметр электродной проволоки.
159
В связи с этим влияние составляющих режима сварки исследовалось
при диаметре сварочной проволоки 2 мм, который является макси-
мальным из наиболее широко используемых при сварке в защитных
газах. Было исследовано несколько сочетаний составляющих ре-
жима сварки. В результате этого установлено, что в случае сварки
проволокой диаметром 2мм наилучшая форма усиления и провара
обеспечивается на режиме: /у = 270...290 А; С7Д = 22...23 В и
Усв = 16...20 м/ч. Макрошлиф наплавки, полученной при этом
режиме, приведен на рис. 90. Как видно из рисунка, указанный ре-
жим сварки проволокой диаметром 2 мм позволяет получить вполне
приемлемую форму провара и усиления. Однако при многослойной
Рис. 90. Макрошлиф наплавки, вы-
полненной проволокой диаметром 2,0
мм в аргоне на оптимальном режиме
с докритическим током /у = 270...
290А.
Рис. 91. Макрошлиф
многослойного шва,
выполненного в арго-
не на том же режиме,
что и наплавка, при-
веденная на рис. 90.
сварке с применением даже этого режима не всегда удается полу-
чить шов без шлаковых включений. Такой шов можно получить
лишь в том случае, если он выполняется в три-четыре слоя [31].
При сварке изделий, требующих большего количества слоев,
в верхней части шва и при этом режиме образуются шлаковые
включения. Подтверждением сказанному является макрошлиф
стыкового соединения металла толщиной 60 мм, выполненного на
указанном режиме (рис. 91).
Таким образом, можно утверждать, что при любом режиме свар-
ки в аргоне аустенитной проволокой нельзя получить многослойные
швы, если они выполняются более чем в четыре-пять слоев, свобод-
ные от шлаковых включений. Это обстоятельство позволяет счи-
тать, что основной причиной шлаковых включений, наблюдаемых
в аустенитном многослойном шве при сварке в аргоне, является
образование на поверхости каждого слоя (валика) прочноудержи-
ваемой и тугоплавкой шлаковой корки. В силу этого еще менее
вероятно получение без шлаковых включений аустенитных много-
слойных швов при сварке их в таких распространенных защитных
средах, как углекислый газ и смесь аргона с кислородом. Окисли-
тельная способность этих сред, как известно, выше чем аргона.
160
Итак, способом, который надежно позволяет предотвратить
образование шлаковых включений в многослойных швах при сварке
аустенитной проволокой в защитных газах, может быть применение
сварочной проволоки, при котором исключается образование на
поверхности наплавленного металла прочноудерживающегося туго-
плавкого окисленного слоя (шлаковой корки) [33, 34]. Такая про-
волока должна иметь химический состав, при котором затруднено
образование и рост окисного слоя на поверхности наплавляемого
металла или исключено образование в шлаке соединений, из кото-
рых достраивается этот слой [33, 34]. Можно применять и такой
состав проволоки, при котором не исключается окисление поверх-
ности наплавленного металла. Состав этот должен быть таким,
чтобы на поверхности наплавляемого металла образовывались
окислы с решеткой, существенно отличающейся от решетки крис-
таллизующихся окислов, составляющих в этом случае шлак.
Как показано в предыдущее параграфе, из всех широко исполь-
зуемых в СССР сварочных проволок аустенитного класса только
две проволоки из хромоникелевой стали, которые содержат повы-
шенное (5—7%) количество марганца, обеспечивают отсутствие
шлаковых включений в многослойном шве при сварке в защитных
газах. Однако при использовании этих проволок получается металл
шва такого химического состава, который во многих случаях не
удовлетворяет предъявляемым требованиям. Следовательно, для
многослойных швов, выполняемых сваркой в защитных газах,
необходимо применять новые сварочные проволоки. Одна из
них разработана автором с А. Д. Стретовичем. Это хромони-
кельмолибденовая проволока, содержащая 0,1—0,3% циркония
(X25H25M3Zr) [36].
При разработке упомянутой проволоки исходили из следующих
соображений. Как показывают исследования [32, 33, 81], отдели-
мость шлаковой корки ухудшается при содержании в шлаке окис-
лов ванадия, вольфрама, молибдена, хрома (в больших количест-
вах) и других специальных элементов, содержащихся в высоколе-
гированных сталях. Следовательно, при сварке в защитных газах,
где шлак образуется главным образом в результате окислительных
процессов, происходящих в капле электродного металла, основ-
ным способом улучшения отделимости шлаковой корки может быть
применение проволоки такого химического состава, при котором
исключается окисление указанных элементов.
Известный закон последовательного (преимущественного) окис-
ления составляющих металла [58] позволяет сделать вывод о том,
что исключить или уменьшить окисление хрома, молибдена, вана-
дия и вольфрама можно в том случае, если в содержащий их сплав
ввести элемент, обладающий большим (по сравнению с ними) срод-
ством к кислороду. При выборе такого элемента необходимо учи-
тывать возможность его применения в производстве металла.
Сродство химических элементов к кислороду зависит от темпе-
ратуры. Поэтому выбирать необходимый раскислитель следует по
161
его активности в области температур жидкого металла сварочной
ванны и его капель в столбе дуги, а также температур в момент
сосуществования закристаллизовавшегося металла шва и жидкого
шлака, которые, как показали проведенные автором с А. Д. Стре-
товичем исследования, составляют 1200—1500° С.
О степени химического сродства элемента к кислороду можно
судить по упругости диссоциации его окисла или по изменению
изобарноизотермического (термодинамического) потенциала реак-
ции между этим элементом и кислородом по сравнению с реакцией
окисления железа. Чем ниже упругость диссоциации или чем больше
снижение термодинамического потенциала,
тем выше раскислительпая способность
элемента.
На рис. 92 приведена [95] зависимость
термодинамического потенциала образова-
ния окислов элементов-раскислителей, ко-
торые могут быть введены в сварочную про-
волоку и получены при сварке ею в метал-
ле шва, от температуры. Штриховкой вы-
делена область температур, при которых
затвердевший металл покрыт жидким шла-
ком. Как видно из рисунка, в этой области
температур, а также при температурах, при
которых металл сварочной ванны находится
в жидком состоянии, наименьший термо-
динамический потенциал (наибольшую его
убыль) имеют окислы циркония. Следова-
тельно, цирконий является элементом, ко-
торый из всех практически возможных
Рис. 92. Зависимость тер-
модинамического потен-
циала образования окис-
лов элементов-раскисли-
телей от температуры.
составляющих металла шва в условиях сварки обладает на-
ибольшим сродством к кислороду. Это означает, что цирконий
может наиболее эффективно предотвратить окисление хрома, мо-
либдена, ванадия и вольфрама при сварке в защитных газах слож-
нолегированной аустенитной проволокой и, следовательно, улуч-
шить отделимость шлаковой корки, а тем самым и предотвратить
образование шлаковых включений в многослойном шве.
Применение проволоки X25H25M3Zr, разработанной исходя
из указанных соображений, действительно позволяет предотвра-
тить образование шлаковых включений, которые неизбежно возни-
кают при сварке проволокой подобного состава без циркония. Ска-
занное можно проиллюстрировать рис. 93, на котором приведены
макрошлифы швов, выполненных проволокой Х25Н25МЗ с цирко-
нием и без него.
Исходя из установленного механизма образования шлаковых
включений в многослойном аустенитном шве при сварке в защитны^
газах, автором совместно с А. Д. Стретовичем предложен способ
предотвращения появления этих включений и в том случае, если
сварка производится существующими проволоками. Сущность этого
162
способа заключается в полном проплавлении всей ширины преды-
дущего слоя при наложении последующего и хорошем формирова-
нии наплавляемого металла. Это означает, что для надежного пред-
Рис. 93. Макрошлифы поперечного сечения многослойного шва, выпол-
ненного проволокой Х25Н25МЗ с цирконием (а) и без него (б).
отвращения образования шлаковых включений сварку в защитных
газах многослойных швов аустенитной проволокой необходимо
выполнять без раскладки слоев.
Одним из способов сварки многослой-
ных швов без раскладки является сварка
в узкую разделку. Такой способ сварки
уже неоднократно анализировался, напри-
мер с целью выяснения возможности повы-
шения производительности сварочных ра-
бот [12, 116]. Исследования автора с
А. Д. Стретовичем показали, что при узкой
разделке многослойные аустенитные швы,
выполняемые сваркой в защитных газах
любой существующей проволокой, можно
получить без шлаковых включений (рис. 94).
Однако здесь есть определенные ограниче-
ния. Этот способ позволяет получить ка-
Рис. 94. Макрошлиф мно-
гослойного шва, получа-
емого при сварке в арго-
не без раскладки слоев-,
по узкой, но сравнитель-
но неглубокой разделке-
кромок.
чественные швы лишь при некоторой, за-
висимой от используемого режима, тол-
щине свариваемого металла или глубине
разделки. При увеличении толщины сва-
риваемого металла его кромки должны
разделываться так, чтобы угол разделки
получился минимально возможным. В про-
тивном случае в верхней части шва могут быть непровары. Сле-.
дует отметить, что при чрезмерно малом угле разделки кро-
мок в нижней части шва возникают трещины из-за того, что.,
здесь может быть узкий и глубокий так называемый О-образный,
163
провар, при котором образовавшийся слой склонен к появлению
в нем кристаллизационных трещин.
Вторым способом сварки многослойных швов без раскладки
слоев может быть сварка с поперечным колебанием электрода.
Такой метод давно известен в практике ручной сварки. В некоторых
случаях он применяется и при механизированной сварке.
Опыт использования механизированной сварки с поперечным ко-
лебанием электрода показывает, что условием качественного ее
выполнения является соблюдение определенного соотношения меж-
ду амплитудой и частотой колебания. Увеличение амплитуды коле-
баний и снижение их частоты
Рис. 95. Макрошлиф многослойного
шва, получаемого при сварке в арго-
не с поперечным колебанием электро-
да.
могут привести к образованию
зигзагообразных швов. С увели-
чением частоты колебаний форма
шва становится пилообразной
(зубцы по краям), а затем — ров-
ной. При слишком большом уве-
личении частоты колебания элек-
трода по краям шва появляются
подрезы. Должно выполняться
также определенное соотноше-
ние частоты колебаний электро-
да и скорости сварки. Увеличе-
ние скорости сварки и снижение
частоты колебаний электрода
приводит к образованию шва с
неровными краями. Для устра-
нения этого дефекта необходимо
увеличить частоту колебаний
электрода.
Для механизированной сварки с поперечным колебанием элект-
рода необходимо применять специальный механизм, осуществляю-
щий эти колебания. В настоящее время известно несколько типов
механизмов, предназначенных для колебания электрода. Большин-
ство из них настраиваются на нужную амплитуду только перед
сваркой и изменить ее в процессе сварки невозможно. Есть и такие
колебатели, амплитуду у которых можно изменить вручную, не
прекращая процесс сварки.
Автором с А. Д. Стретовичем разработан специальный колеба-
тель, с помощью которого требуемая амплитуда колебания электро-
да устанавливается автоматически и изменяется без прекращения
процесса [37]. Отличительной особенностью предложенного механи-
зма является и то, что он позволяет осуществить непрерывную свар-
ку многослойного шва, автоматически изменить при этом не только
амплитуду колебания электрода, но и его подърм от сд£ж к слою.
Последняя операция необходима при сварке кольцевых швов,
особенно в изделиях небольших диаметров.
Проведенные автором с сотрудниками исследования подтверди-
164
ли, что применение поперечного колебания электрода позволяет
получить многослойные швы без шлаковых включений при сварке
в защитных газах любой аустенитной проволокой. На рис. 95 при-
веден характерный вид макрошлифа шва, получаемого в таком со-
единении. При использовании поперечных колебаний электрода
заслуживает внимания и тот факт, что даже в случае сварки в ар-
гоне получается хорошая форма усиления и, как следствие этого,
хорошее формирование шва. В связи с этим можно полагать, что
при наличии требуемых хорошо отработанных колебателей приме-
нение поперечного колебания электрода может стать основным
способом предотвращения шлаковых включений в многослойном
шве при сварке в защитных газах аустенитной проволокой. Осно-
ванием для такого утверждения может быть и то, что разработан-
ная с использованием поперечного колебания электрода техноло-
гия многослойной сварки в аргоне аустенитной проволокой, содер-
жащей молибден [38], уже длительное время успешно применяется
промышленностью.
Сварка
разнородных
сталей
ГЛАВА
СВАРКА
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ
РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ
1.	Сварка высокохромистых
разнородных сталей
В современных металлоконструкциях в ряде случаев возникает
необходимость высоколегированные стали сваривать не только со
|Средне- и низколегированными или обычными углеродистыми, но и
между собою. При этом необходимо соединять стали разных клас-
сов, например высокохромистые мартенситные с ферритными или
аустенитными или перечисленные стали со сталями переходного
класса (аустенито-ферритными, аустенито-мартенситными и мар-
1тенсито-ферритными). Сварка таких разнородных сталей имеет свои
особенности.
Высоколегированные хромистые стали объединяют стали мар-
тенситного, ферритного и мартенсито-ферритного классов. Наиболее
распространенными в сварочном производстве являются мартенсит-
ныестали 15Х11МФ, 18Х11МНФБ, 11Х11Н2В2МФ, 20Х12ВНМФ,
16Х11Н2В2МФ, 20X13, 25Х13Н2, 13Х14НЗВ2ФР; ферритные —
08X13, 12X17, 08Х17Т, 15Х18СЮ и мартенсито-ферритные стали
15Х6СЮ, 15Х12ВНМФ, 18Х12ВМБФР, 12X13, 14Х17Н2. Пере-
численные стали мало отличаются по содержанию основных леги-
рующих элементов. Поэтому для их сварки нет надобности приме-
нять сварочные материалы, обеспечивающие получение металла
шва химического состава, промежуточного между составом свари-
ваемых сталей. Они во всех сочетаниях могут свариваться с приме-
нением материалов, предназначенных для сварки любой из исполь-
зуемых в данном соединении стали. В этом состоит первая особен-
ность сварки высокохромистых разнородных сталей.
Основная же особенность сварки рассматриваемых сталей обус-
ловлена тем, что в зоне термического влияния их либо образуется
малопластичная структура (мартенситные стали), либо происходит
166
чрезмерный рост зерна, приводящий к значительному снижению
ударной вязкости (ферритные стали). Поэтому необходимо при-
нимать меры, исключающие образование околошовных трещин или
уменьшающие снижение вязких свойств в зоне термического влия-
ния свариваемой стали, которое здесь не может быть восстановлено
даже последующей термической обработкой.
Вероятность образования околошовных трещин, как это сле-
дует из гл. I, в значительной мере зависит от степени снижения в
зоне термического влияния пластических свойств свариваемой
стали. Это снижение зависит от химического состава свариваемой
стали, и прежде всего от содержания углерода и легирующих эле-
ментов, снижающих температуру у -> Л1 превращения и упрочняю-
щих твердый раствор. При определенном химическом составе стали
вероятность образования околошовных трещин зависит от погонной
энергии сварки, т. е. от ее режима. С понижением погонной энергии
(снижение тока или повышение скорости сварки) металл околошов-
ной зоны охлаждается быстрее, вследствие чего повышается степень
его закалки и поэтому увеличивается вероятность образования
околошовных трещин.
Следует отметить, однако, что возможность предотвращения
околошовных трещин при сварке сталей мартенситного класса
изменением режима сварки ограничена. Поэтому сварка их про-
изводится, как правило, с высоким (250—300° С) подогревом, а
сварное соединение непосредственно после сварки подвергается
отпуску при температуре 700—750° С. Лишь при небольших толщи-
нах (до 10 мм) и при отсутствии жестких закреплений соединяемых
элементов сварку мартенситных сталей можно производить без
подогрева. Если эти стали используются в конструкциях, предназ-
наченных для эксплуатации без динамических (ударных) нагрузок,
сварку их без подогрева можно производить и при больших толщи-
нах. Но в этом случае необходимо применять сварочные материалы,
обеспечивающие получение металла шва аустенитного класса. Од-
нако сварные соединения высокохромистых мартенситных сталей
с аустенитным швом имеют существенный недостаток. Прочность
металла их шва значительно ниже прочности свариваемой стали.
Кроме того, в зоне сплавления таких соединений в процессе терми-
ческой обработки возможно такое изменение структуры сплавляе-
мых металлов, которое приводит к снижению работоспособности
конструкции. Поэтому сварку сталей мартенситного класса с при-
менением материалов, обеспечивающих получение аустенитного
металла шва, рекомендуется производить лишь в конструкциях,
которые не подвергаются термической обработке, а в случае необ-
ходимости — лишь в конструкциях, эксплуатируемых при стати-
ческих нагрузках без значительных давлений.
Рост зерна в зоне термического влияния высокохромистых ста-
лей ферритного класса зависит от времени пребывания металла
этой зоны при температурах выше 1100° С, т. е. прежде всего от по-
гонной энергии сварки. Чем больше погонная энергия сварки
167
(выше мощность дуги, меньше скорость сварки), тем больше время
пребывания металла зоны термического влияния при температурах,
вызывающих рост зерна, тем крупнее образуются зерна. Поэтому
конструкции, в которых используются высокохромистые стали фер-
ритного класса, следует сваривать на режимах, обеспечивающих
минимально возможную погонную энергию, т. е. максимально сни-
жать ток и максимально повышать скорость сварки.
Время выдержки металла зоны термического влияния при тем-
пературах, вызывающих рост зерна, зависит также от степени ра-
зогрева выполняемого соединения. Чем выше его разогрев, тем
медленнее охлаждается металл зоны термического влияния и тем
больше времени пребывает он при температурах, вызывающих рост
зерна. По этой причине конструкции, в которых используются вы-
сокохромистые ферритные стали, не следует сваривать с подогре-
вом. Более того, многослойную сварку таких конструкций необ-
ходимо производить с охлаждением после наложения каждого слоя
до минимально возможной температуры, вплоть до комнатной.
В случае изготовления конструкции, в которой высокохромистая
ферритная сталь должна свариваться со сталью мартенситного
класса, сварку которой, как показано выше, следует производить
с подогревом, чтобы избежать вредного влияния его на околошов-
ную зону ферритной стали, свариваемые кромки последней облицо-
вываются слоем металла, менее склонного к росту зерна. Толщина
этого слоя должна быть не меньше ширины участка перегрева, при-
сущей используемому режиму сварки, т. е. 5—6 мм.
Зачастую конструкции из высокохромистых разнородных сталей
должны обладать необходимой коррозионной стойкостью в жид-
ких агрессивных средах. Воздействие же на эти стали термического
цикла сварки, для которого характерны высокотемпературный на-
грев и быстрое охлаждение, приводит к потере общей коррозион-
ной стойкости в зоне термического влияния и появлению склон-
ности к межкристаллитной коррозии. Поэтому для того, чтобы полу-
чить сварное соединение, стойкое против коррозии, его следует под-
вергать отпуску по режиму, применяемому для обработки стали
соединения, требующей более низкой температуры отпуска.
Как уже указывалось, для сварки высокохромистых сталей,
особенно мартенситного класса, нередко применяются сварочные
материалы, обеспечивающие получение металла шва аустенитной
структуры. При изготовлении конструкций, предназначенных для
работы в агрессивных средах, следует учитывать, что наплавленный
металл аустенитного класса, если он является хромоникелевым спла-
вом, из-за большого содержания никеля в серосодержащих средах
склонен к сульфидной коррозии. Такой наплавленный металл взаи-
модействует с сернистыми соединениями, образуя сульфиды ни-
келя и эвтектику Ni— Ni3S2. Поэтому для упомянутых конструк-
ций аустенитные материалы, если их использование неизбеж-
но, следует применять другого типа, например, хромомарган-
цевые.
168
При соблюдении указанных рекомендаций для сварки высоко-
хромистых разнородных сталей как мартенситных с ферритными
или мартенсито-ферритными, так и ферритных с мартенсито-фер-
ритными наиболее целесообразно применять сварочные материа-
лы, обеспечивающие металл шва мартенсито-ферритного] или фер-
рито-аустенитного класса. В таком металле значительно мельче
зерно по сравнению с ферритным и поэтому пластические и вязкие
свойства его выше. В состоянии после сварки он более пластичен
чем сталь мартенситного класса.
Ниже приведен один из вариантов сварочных материалов, ре-
комендуемых для различных видов сварки высокохромистых разно-
родных сталей (мартенситных с ферритными, мартенситных с мар-
тенсито-ферритными; ферритных с мартенсито-ферритными):
Вид сварки
Ручная дуговая ....
Автоматическая под флю-
сом ...................
В защитных газах . . .
Рекомендуемые сварочные материалы
Электроды типа Э-06Х12Н
Э-12Х11НМФ, Э-10Х16Н4Б,
Э-10Х25Н13Г2
Проволока Св-0Х14ГТ, 15Х12НМВБФ
(ЭП249), 15Х12ГНМВФ (ЭП390),
Св-07Х25Н13,	Св-08Х20Н9Г7Т;
флюсы ЛН-26, 48-0Ф-6, АН-17
Проволока Св-0Х14ГТ, 15Х12НМВБФ
(ЭП249), 15Х12ГНМВФ.
2.	Сварна хромоникелевых
разнородных сталей
Группу хромоникелевых разнородных сталей составляют стали ау-
стенитного, аустенито-ферритного и аустенито-мартенситного клас-
сов. В настоящее время для изготовления сварных конструкций
наиболее широко применяются следующие стали: аустенитные —
08Х10Н20Т2, 10Х11Н20ТЗР, 09Х14Н19В2БР1, ОЗХ16Н15МЗБ,
08Х17Н13М2Т, 12Х18Н9Т, 04Х18Н10, 08Х18Н10Т, 03Х18ГШ,
08Х18Н12Т, 08Х18Н12Б, 31Х19Н9МБТ, 07Х21Г7АН5,
03Х21Н21М4ГБ, 20Х23Н18, 12Х25Н16Г7АР; аустенито-феррит-
ные—12Х21Н5Т, 08Х21Н6М2Т.20Х23Н13.08Х18Г8Н2Т; аустенито-
мартенситные — 20Х13Н4Г9, 09Х15Н8Ю, 07Х16Н6, 09Х17Н7Ю,
03X17H5M3.
В конструкциях, комбинируемых из хромоникелевых разно-
родных сталей, могут использоваться стали, предназначенные для
работы в различного рода агрессивных средах и в условиях высо-
ких температур, т. е. коррозионностойкие и жаропрочные стали.
Поэтому особенности сварки хромоникелевых разнородных сталей
определяются прежде всего особенностями сварки коррозионно-
стойких и жаропрочных сталей.
Основная особенность сварки коррозионностойких сталей сво-
дится к обеспечению требуемой стойкости околошовной зоны про-
тив межкристаллитной коррозии. Как известно, хромоникелевые
169
стали аустенитного класса, содержащие углерода больше предела
его растворимости (более 0,02%), при отсутствии в их составе более
сильных карбидообразующих элементов, чем хром, в околошовной
зоне под воздействием термического цикла сварки становятся склон-
ными к межкристаллитной коррозии. Объясняется это тем, что
в таких сталях даже при кратковременном нагреве в области тем-
ператур 600—800° С по границам зерен выпадают карбиды хрома.
Последние появляются вследствие того, что при содержании угле-
рода выше предела растворимости образующаяся аустенитная
структура стали находится в состоянии неустойчивого равнове-
сия. Поэтому при повторных нагревах в области температур 400—
800° С она распадается и прежде всего в пограничных слоях, где
свободная энергия наибольшая. Выпадение карбидов хрома при-
водит к снижению содержания этого элемента в пограничных участ-
ках зерна, так как диффузия углерода из центральных участков
зерна к границе вследствие значительно большего ее коэффициента,
чем коэффициент диффузии хрома, протекает значительно быстрее
и поэтому вновь поступивший в пограничные участки углерод сое-
диняется с содержащимся здесь хромом. Снижение содержания
хрома в пограничных участках зерна, особенно ниже так называе-
мого порога устойчивости, равного 12,5%, приводит к потере в
этих участках способности к пассивации, что.и вызывает появление
здесь коррозиционного растрескивания.
Все это говорит о том, что в сварных конструкциях, комбини-
руемых из аустенитных хромоникелевых разнородных сталей и
предназначенных для работы в агрессивных средах, следует стре-
миться применять стали с низким содержанием углерода. При вы-
боре конкретного содержания этого элемента необходимо учиты-
вать, что чем меньше сталь содержит углерода, тем после более
длительной выдержки в области критических температур она ста-
новится склонной к межкристаллитной коррозии.
Допустимое содержание углерода в хромоникелевой аустенитной
стали, предназначенной для работы в агрессивных средах, зависит
также от содержания в ней хрома и никеля. В сталях, содержащих
9—11% никеля и более 18% хрома, количество углерода может
достигать 0,04%. При кратковременных выдержках в области кри-
тических температур коррозионпостойкая аустенитная сталь не-
склонна к межкристаллитной коррозии даже при содержании в ней
углерода 0,07—0,08% [51].
Если в стали, используемой в конструкциях, предназначенных
для работы в агрессивных средах, необходимо, чтобы содержание
углерода было более высоким, она должна быть легирована эле-
ментами, обладающими большим сродством к углероду, чем хром.
Такими элементами являютсятитан, ниобий, тантал, цирконий, ва-
надий и вольфрам. При наличии этих элементов в стали углерод,
выделившийся в процессе повторного нагрева из твердого раствора,
прочно связывается и тем самым исключается его соединение с хро-
мом, приводящее к обеднению этим элементов пограничных участ-
170
ков зерен. В результате этого участки околошовной зоны такой
стали при кратковременных нагревах в области критических темпе-
ратур (600—800° С) не становятся склонными к межкристаллитной
коррозии.
Из упомянутых карбидообразующих элементов с большим чем
у хрома сродством к углероду наиболее устойчивые карбиды обра-
зуют титан и ниобий. Поэтому прежде всего ими должна быть леги-
рована хромоникелевая аустенитная сталь, используемая в кон-
струкции, предназначенной для работы в агрессивных средах, и
содержащая углерода больше предела его растворимости. Совер-
шенно очевидно, что содержание этих элементов в указанной стали
должно быть таким, чтобы обеспечить соединение всего углерода,
выделяющегося из твердого раствора при повторном нагреве, коли-
чество которого равно разности между концентрацией углерода
в стали и его предельной растворимостью, равной, как принято
считать, 0,02%. В таком случае требуемое количество карбидооб-
разующего элемента определяется по типу образуемого им кар-
бида. При этом необходимо полученное количество несколько завы-
сить, так как некоторая часть его должна оставаться в твердом рас-
творе, а часть может быть израсходована на взаимодействие с дру-
гими находящимися в стали элементами. С учетом сказанного, для
обеспечения стойкости против межкристаллитной коррозии око-
лошовной зоны сталь должна содержать титана или ниобия в коли-
чествах, определяемых по следующим уравнениям:
Ti > 5(С — 0,02)%,
Nb> 8(С — 0,02)%.
Следует отметить, однако, что практическое осуществление ука-
занных рекомендаций нередко затруднено, так как выбор требуе-
мого состава хромоникелевых сталей аустенитного класса ограни-
чен. Поэтому при изготовлении сварных конструкций с использо-
ванием таких сталей для устранения полученной в околошовной
зоне склонности к межкристаллитной коррозии сварные соеди-
нения или конструкцию в целом подвергают специальной термичес-
кой обработке. Наиболее простым видом ее является нагрев до тем-
ператур 950—1150° С с последующим быстрым охлаждением. При
таком нагреве усиливается диффузия хрома из центральных участ-
ков зерна к его границе, а также растворяются выпавшие карбиды.
В результате этого повышается содержание хрома в обедненных
участках и они становятся склонными к пассивации, и, следователь-
но, стойкими против межкристаллитной коррозии. Быстрое ох-
лаждение термообрабатываемого сварного соединения или всей
конструкции требуеюя для того, чтобы исключить новое выделение
карбидов.
Склонность высоколегированных хромоникелевых сталей к меж-
кристаллитной коррозии значительно уменьшается при наличии в
них ферритной фазы. В результате повторного нагрева таких сталей
карбиды образуются по границам ферритных зерен. Так как феррит
171
.здесь содержит больше хрома, чем аустенит, то в обедняемых им
из-за образования карбидов пограничных участках ферритных зе-
рен этого элемента содержится еще достаточно для пассивации. Из
сказанного следует, что в конструкциях, требующих высоколегиро-
ванных хромоникелевых сталей и предназначенных для работы
в агрессивных средах, лучше использовать не аустенитные, а аус-
тенито-ферритные стали.
| Особенность сварки хромоникелевых разнородных сталей в’кон-
струкциях, предназначенных для работы в условиях высоких тем-
ператур, обусловлена тем, что сварное соединение должно обла-
дать определенной жаропрочностью. Из этих соображений в таких
конструкциях следует применять сталь, которая в своей структуре
|В состоянии поставки не должна иметь ферритной составляющей.
Ие допускается появление этой составляющей и в околошовной
зоне сварного соединения. Даже в том случае, если конструкции
подвергаются одновременному воздействию и высокой температуры
и агрессивной среды, применять для их изготовления коррозионно-
стойкую двухфазную аустенито-ферритную сталь не следует. Тре-
буемая коррозионная стойкость здесь должна обеспечиваться дру-
гим способом. Объясняется это тем, что аустенитные стали с фер-
ритной составляющей в условиях высоких температур (600—800°С)
склонны к образованию a-фазы, которая вызывает сильное их ох-
рупчивание. Поэтому даже в тех случаях, когда в аустенитном
металле, используемом в конструкциях, предназначенных для экс-
плуатации в условиях высоких температур, необходимо наличие
феррита, например для предотвращения появления в металле шва
горячих трещин, содержание его следует ограничивать. Оно не
должно превышать 5—5,5%.
Возможность охрупчивания высоколегированных хромонике-
левых сталей при повторном нагреве обусловила вторую особен-
1 ность их сварки. Охрупчивание этих сталей вызывается прежде
всего выделением карбидов, образующихся при нагреве стали до
температур 500—850° С. Карбиды образуются за счет углерода,
выделяемого из твердого раствора вследствие того, что содержание
его превышает предел растворимости.
В аустенито-ферритпых сталях, если они содержат хрома 10%
и более и имеют в своей структуре более 15% феррита, охрупчива-
ние, вызываемое выпадением карбидов, усугубляется так называе-
мой 475-градусной хрупкостью. В стали с проявленной 475-гра-
дусной хрупкостью даже с помощью электронного микроскопа нель-
зя выявить каких-либо изменений структуры. Поэтому природа
этой хрупкости еще не выяснена, хотя этому вопросу посвящено
много исследований. Вместе с тем, установлено, что отпуск охруп-
ченной таким образом стали при температуре 600—700° С восста-
навливает ее пластические свойства. На этом основании некоторые
исследователи полагают, что 475-градусная хрупкость высоколеги-
рованных сталей вызывается образованием в твердом растворе
богатых хромом комплексов, которые при последующем отпуске рас-
172
свиваются вследствие происходящего при этом выравнивания
содержания хрома.
Явления, вызывающие рассмотренные изменения свойств вы-
соколегированных хромоникелевых сталей при их сварке, проис-
ходят не только в околошовной зоне. Они могут иметь место и в ме-
талле шва. Поэтому материалы для сварки этих сталей необходимо
выбирать таким образом, чтобы исключить возможность таких
явлений или иметь возможность устранить их последствия.
Что касается изменений структуры и свойств металлов в зоне
их сплавления, которые определяют основную особенность сварки
разнородных сталей, то их в большинстве случаев при сварке вы-
соколегированных хромоникелевых сталей можно не учитывать.
Обусловлено это тем, что в зоне сплавления таких разнородных
сталей процесс перераспределения углерода не имеет существенного
развития.
При выборе материалов для сварки рассматриваемых разнород-
ных сталей следует учитывать, что высоколегированный хромони-
келевый металл шва весьма склонен к образованию горячих трещин.
Из этих соображений для сварки разнородных высоколегирован-
ных хромоникелевых сталей всех возможных сочетаний наиболее
целесообразно применять материалы, обеспечивающие получение
металла шва аустенито-ферритного класса с содержанием фер-
рита 2—5%. Лишь в том случае, когда в комбинируемой конструк-
ции используется сталь аустенитного класса с высоким содержанием
никеля, необходимо применять сварочные материалы, обеспечи-
вающие металл шва однофазной аустенитной структуры при со-
держании в нем элементов, исключающих образование горячих тре-
щин (гл. 1). При использовании в этом случае сварочных материа-
лов, обеспечивающих получение аустенито-ферритного шва, допол-
нительное его легирование никелем за счет проплавления высоко-
никелевой свариваемой стали приводит к образованию в нем одно-
фазной аустенитной структуры и появлению вследствие этого горя-
чих трещин.
Исходя из изложенного, ниже приведен один из рекомендуемых
вариантов применения сварочных материалов для сварки хромо-
никелевых разнородных сталей (аустенитных с аустенито-феррит-
ными, аустенитных с аустенито-мартенситными, аустенито-феррит-
ных с аустенито-мартенситными):
Вид сварки
Ручная дуговая ....
Автоматическая под флю-
сом ...................
В защитных газах . . .
Сварочные материалы
Электроды Э-04Х20Н9,
Э-10Х25Н13Г2,	Э-06Х19Н11Г2М2,
Э-0Х20Н9Г6С, Э-ПХ15Н25М6АГ2
Проволока Св-04Х19Н9, Св-07Х25Н13,
Св-04 X19Н11 М3, Св-08Х20Н9Г7Т,
CB-10X16H25AM6; флюс АН-26,
48-0Ф-6, АН-18
Проволока СВ-04Х19Н9С2,
Св-Х20Н9Г7Т
173
3.	Сварка высокохромистых
сталей с хромоникелевыми
Высокохромистые ферритные, мартенсито-ферритные и мартенсит-
ные стали могут свариваться с хромоникелевыми аустенитными,
аустенито-ферритными и аустенито-мартенситными сталями. При
сварке высокохромистых сталей с хромоникелевыми прежде всего
необходимо предпринимать меры, исключающие образование око-
лошовных трещин (если используются мартенситные или мартен-
сито-ферритные стали) и чрезмерный рост зерна в зоне термического
влияния (в случае использования ферритных сталей). Кроме того,
при сварке высокохромистых сталей с хромоникелевыми должно
быть исключено изменение структуры свариваемой стали в около-
шовной зоне, вызывающее ее охрупчивание. Если рассматриваемая
композиция сталей используется в конструкциях, предназначен-
ных для работы в агрессивных средах, необходимо принимать меры,
позволяющие исключить появление склонности к межкристаллит-
ной коррозии, или устранить ее, если она появилась.
Меры, которые целесообразно применять при сварке высо-
кохромистых сталей с хромоникелевыми, такие же, как и при
сварке закаливающихся, коррозионностойких и жаропрочных
сталей.
Что касается сварочных материалов, то они для сварки высо-
кохромистых сталей с хромоникелевыми должны выбираться только
исходя из требований обеспечения нужных свойств металла шва.
Требование к ним исключить образование в сварном соединении
структурной неоднородности, характерной для нестабильной зоны
сплавления разнородных сталей, может не учитываться. В зоне
сплавления сварных соединений этих сталей вследствие высокого
содержания в них хрома, являющегося довольно сильным карбидо-
образующим элементом, процесс перемещения углерода не полу-
чает сильного развития.
Лучшими сварочными материалами для сварки высокохромистых
сталей с хромоникелевыми следует признать те из них, которые
обеспечивают получение металла шва аустенитного или феррито-
аустенитного класса. Использование других материалов неизбежно
приводит к образованию в металле шва мартенситной структуры,
которая снижает его пластичность и даже может вызвать возникно-
вение в нем трещин.
Мартенсит в металле шва при сварке высокохромистых сталей
с хромоникелевыми может образоваться и в том случае, если исполь-
зуется аустенитная проволока с малым запасом аустенитности (ти-
па Х18Н9) или электроды из нее. Поэтому сварку целесообразно
производить проволокой с болеевысоким запасом аустенитности или
изготовленными из нее электродами. При этом следует применять
такие из них, которые в случае получения металла шва аустенит-
ной структуры обеспечивают образование в нем определенного ко-
личества феррита.
174
Конкретные композиции металла шва в сварных соединениях
высокохромистых сталей с хромоникелевыми зависят от условий,
в которых должна эксплуатироваться изготовляемая конструкция.
В конструкциях, предназначенных для работы в агрессивных сре-
дах, металл шва должен обладать стойкостью против коррозии.
В этом случае, как показано ранее, необходимо, чтобы он имел
низкое (0,03—0,04%) содержание углерода. Если шов должен со-
держать большее количество углерода, его необходимо легировать
элементами, обладающими более высоким сродством к углероду,
чем хром, например, титаном, ниобием, ванадием, вольфрамом, цир-
конием или танталом. В металле шва, предназначенном для работы
в агрессивных средах, желательно иметь также элементы, способ-
ствующие выделению ферритной фазы.
3 В конструкциях, работающих в условиях высоких температур,
металл шва должен иметь ограниченное (не более 5,5%) количество
ферритной фазы. В противном случае в нем возможно образование
сг-фазы, вызывающей его охрупчивание. В металле шва таких
конструкций следует так же ограничивать содержание углерода
и сильных карбидообразующих элементов, так как при определен-
ном их количестве последующий нагрев металла шва может вы-
звать его охрупчивание вследствие выделения карбидов.
Ниже приведен один из возможных вариантов сварочных мате-
риалов, рекомендуемых для различных видов сварки высокохро-
мистых сталей с хромоникелевыми:
Вид сварки
Ручная дуговая ....
Автоматическая под флю-
сом ..................
В защитных газах
Сварочные материалы
Электроды Э-10Х25Н13Г2,
Э-10Х20Н9Г6С, АНЖР-3 (Х25Н25МЗ)
Проволока Св-07Х25Н13,
Св-08Х20Н9Г7Т, Х25Н25МЗ (ЭП622)
Флюс АН-26, 48-0Ф-6
Проволока Св-Х20Н9Г7Т
разнородных ГЛАВА
сталей ________
СВАРКА СТАЛЕЙ
ОДНОГО СТРУКТУРНОГО
КЛАССА ПРИ РАЗЛИЧНОМ
ИХ ЛЕГИРОВАНИИ
1. Особенности сварни
Основной особенностью сварки разнородных сталей является не-
обходимость исключить образование в зоне сплавления особой
структурной неоднородности, которая приводит к настолько силь-
ному изменению структуры и следовательно, свойств сплавляемых
металлов, что в процессе эксплуатации сварного соединения проис-
ходит преждевременное его разрушение. Образование этой неод-
нородности обусловлено существенным различием химического
состава сплавляемых металлов. Подобная структурная неоднород-
ность обнаруживается также в соединениях сталей, относящихся
к одному классу (однородных сталей), по существенно отличающих-
ся по химическому составу. На этом основании некоторые специа-
листы соединения таких сталей также относят к соединениям раз-
нородных сталей.
Из сказанного следует, что при сварке сталей одного класса,
но существенно отличающихся по химическому составу, необхо-
димо принимать меры, чтобы исключить образование в зоне сплав-
ления структурной неоднородности, приводящей к преждевремен-
ному разрушению сварного соединения. Как показал опыт, при
сварке сталей одного структурного класса различие химического
состава их наиболее существенно влияет на образование в зоне
сплавления структурной неоднородности в соединениях перлитных
сталей. Поэтому в настоящей главе рассматриваются особенности
сварки только этих сталей и только применительно к ним изла-
гается сущность мер, необходимых для предотвращения образова-
ния в зоне сплавления характерной структурной неоднородности.
По степени легированности, механическим свойствам и эксплу-
атационным характеристикам современные перлитные стали, ко-
176
торые наиболее широко используются в различных отраслях
промышленности для изготовления сварных конструкций, можно
разделить на пять групп: углеродистые обыкновенного качества
(БСт.1, БСт.З, БСт.4, БСт5, ВСт1,ВСт2, ВСтЗ, ВСт4, ВСт5, 15Л,
20Л, 25Л, ЗОЛ), углеродистые качественные (10,15, 20, 25, 35,
40, 45, 15Г, 25Г, 12К, 15К, 20К, 22К, 35Л, 40Л, 45Л, 50Л), обык-
новенные низколегированные (14Г, 09Г2, 14Г2, 12ГС, 17ГС, 09Г2С,
10Г2С1, 18Г2С, 14ХГС, 10ХСНД, 15ХСНД, 15ГФ, 20ГЛ, 27ГЛ,
20ГСЛ, ЗОГСЛ, 08ГДНФЛ, 13ХНД4ТЛ), низколегированные по-
вышенной прочности (15Г2СФ, 15Г2АФ, 18Г2АФ, 10Г2Б, 15ХА,
20Х, 38ХА, 18ХГТ, 16ХСН, 10Г2, 32Г2, 38ХС, 27СГ, 36Г2С,
ЗОХГТ, 38ХВА, 15ХФ, 20ХН, 20ХФ, 15НМ, 20НМ, 13Н2ХА,
12ХН2, 15ХГНТА, 18ХГН, ЗОХНВА, 40ХНМА, 15ХМ, 30ХЛ1А,
35ХМ, 38ХМА, 12ХМ, 15ХМ, 12Х1МФ, 25Х1МФ, 15Х1М1Ф, 35ГЛ,
40ГЛ, 40ХЛ, 35ХГЛ, 35ГНМЛ, 40ГФЛ, 40ХНЛ, 20ХМЛ, ЗОХНМЛ,
40ХНТЛ, 12ХН1МФДЛ) и среднелегированные (20ХГСА, 25ХГСА,
ЗОХГСА, ЗОХГСНА, 06НЗ, 30ХН2СФА, 20Х2МА, 12Х5МА,
ЗОХНЗА, 25Х2ГНТА, 30Х2ГН2, 30Х2НВФА, 38X3HBA,
25Х2Н4ВА, 30ХН2ВФА, 38ХНЗМФА, 38XH3BA, 38ХНЗВФА,
20ХМФЛ, 25Х2МФЛ).
Значительная часть используемых в настоящее время перлитных
сталей склонны к закалке. Следовательно, при их сварке могут
образовываться околошовные трещины. Поэтому первой особен-
ностью сварки сталей рассматриваемого класса является необхо-
димость принимать меры, исключающие образование околошовных
трещин.
При изготовлении конструкций из перлитных сталей могут сва-
риваться стали, существенно отличающиеся по химическому со-
ставу, особенно по содержанию углерода и карбидообразующих эле-
ментов. Следовательно, в сварном соединении таких сталей в зоне
сплавления может образоваться структурная и механическая неод-
нородность, снижающая работоспособность конструкции, особенно
при эксплуатации ее в условиях повышенных температур. Поэтому
в некоторых случаях сварки перлитных сталей необходимо при-
нять меры, исключающие образование указанной неоднородности
сварного соединения. Необходимость таких мер является второй
особенностью сварки сталей рассматриваемого класса.
2. Возможные варианты
технологии сварки
Из предыдущего параграфа следует, что технология сварки пер-
литных сталей различного легирования должна быть такой, чтобы
в сварном соединении исключалось образование околошовных тре-
щин и структурной неоднородности, характерной для нестабильной
зоны сплавления разнородных сталей.
Возможные меры предотвращения околошовных трещин при
сварке закаливающихся сталей изложены в гл. I. Наиболее распро-
177
страненными из них являются предварительный подогрев свари-
ваемого металла или использование сварочных материалов, обеспе-
чивающих получение в металле шва сплава аустенитного класса.
В конструкциях, изготовляемых из перлитных сталей, закаливаю-
щиеся стали могут свариваться со сталями, не склонными к закал-
ке. В этом случае подогрев можно применять только для той части
конструкции, которая изготовляется из закаливающейся стали.
В случае изготовления массивных конструкций, когда подогрев
трудно или вовсе нельзя осуществить, сварку можно производить
аустенитными электродами, а в конструкциях, предназначенных
для длительной работы в условиях повышенных температур, элект-
родами, обеспечивающими получение в металле шва сплава на же-
лезо-никелевой и даже никелевой основе. При затруднениях в ис-
пользовании аустенитного шва сварку можно выполнять с предва-
рительной облицовкой кромки закаливающейся стали, применение
которой, как это следует из гл. I, позволяет снизить температуру
подогрева свариваемой стали и даже исключить его полностью. Об-
лицовка должна выполняться металлом, не склонным к закалке,
и на толщину, превышающую ширину закаливающегося участка
в зоне термического влияния, для режима, на котором осуществля-
ется последующая сварка.
Конструкции, свариваемые из закаливающихся сталей и не до-
пускающие наличия хрупких участков, должны подвергаться от-
пуску при температуре, позволяющей восстановить пластические
свойства в закалившемся участке зоны термического влияния.
В случае сварки с предварительной облицовкой отпуску могут
подвергаться только облицованные элементы конструкции, что су-
щественно облегчает его выполнение.	i
Наиболее эффективным методом предотвращения образования
в зоне сплавления перлитных сталей указанной неоднородности,
как и при сварке разнородных сталей, является применение соот-
ветствующих сварочных материалов.
Общим принципом выбора сварочных материалов для сварки
перлитных сталей является, как известно, применение тех из них,
которые рекомендуются для сварки менее легированной стали, ис-
пользуемой в данном соединении. В этом случае создается наимень-
шая вероятность появления в металле шва, особенно в слоях, при-
мыкающих к более легированной стали, малопластичных структур,
которые снижают пластические свойства и даже могут привести
к образованию трещин. Однако при использовании этого принципа
при сварке сталей, существенно отличающихся содержанием угле-
рода и карбидообразующих элементов, например углеродистых
сталей с среднелегированными в сварных соединениях, подвергае-
мых термообработке или длительно эксплуатируемых в условиях
повышенных температур, в зоне сплавления возможно образование
структурной и механической неоднородностей, которые снижают
работоспособность конструкции. Чтобы предотвратить образование
этой неоднородности, или снизить вероятность ее появления, свар-
178
ку перлитных сталей, существенно отличающихся по содержанию
углерода и карбидообразующих элементов, в конструкциях, под-
вергаемых термообработке или предназначенных для работы в усло-
виях повышенных температур, следует производить материалами,
обеспечивающими получение металла шва химического состава,
являющегося промежуточным между составом свариваемых сталей.
В табл. 19 приведен один из вариантов материалов для сварки рас-
сматриваемых сталей.
19. Рекомендуемые материалы для сварки перлитных сталей, существенно
отличающихся по химическому составу
Свариваемые ст^ли	Метод сварки	Сварочные материалы
Углеродистые обыкновенного ка- чества и среднеле- гированные	Ручная дуговая	Электроды типа Э42А или 09МХ ма- рокУОНИ 13/45	yo“™4S, ЦЛ-38, ЛКЗ-70М,	; ЦУ-2ХМ i-oU
Углеродистые ка- чественные и сред- нелегированные	Автоматическая под флюсом	Проволока Св-08А, Св-10Г2; флюс АН-348А, ОСЦ-45 •
	В углекислом газе	Проволока Св-08Г2С, Св-12ГС
	Ручная дуговая	Электроды типа Э-09Х1М или Э-09ХШФ«аркиУО“™45 .ЦЛ-38, ГЛ-14, ShS, ЦЛ-20-63, ЦЛ-39 Ц«/ L-ZUb
	Автоматическая под флюсом	Проволока Св-08ХМ, Св-08ХМФА; флюс АН-22
	В углекислом газе	Проволока Св-08ХГСМА, Св-10ХГ2СМА
В связи с ограниченным выбором сварочных материалов, кото-
рые обеспечивают получение металла шва промежуточного хими-
ческого состава, возможен и другой вариант сварки перлитных ста-
лей, существенно отличающихся по химическому составу. Сущ-
ность его состоит в использовании переходных элементов из сталей
промежуточного состава. Например, при сварке углеродистых
сталей со среднелегироваппыми можно использовать переходники
из низколегированной стали. В этом случае рекомендуется снача-
ла приварить переходной элемент к части конструкции, изготов-
ленной из среднелегировапной стали, произвести отпуск сварного
соединения или полученной при этом заготовки в целом, а затем
179
к переходному элементу приварить элемент конструкции, изготов-
ленной из углеродистой стали. Использование переходных элемен-
тов также нельзя признать способом, позволяющим полностью
решить задачу сварки углеродистых сталей со среднелегирован-
ными. Выбор сталей, пригодных для изготовления таких элемен-
тов, ограничен.
Более приемлемым способом является облицовка свариваемых
кромок, которая давно применяется в сварочном производстве.
Ее практическое использование не вызывает особых затруднений.
Облицовка позволяет довольно легко получить свариваемый металл
любой степени легировапности за счет изменения состава обмазки
электродов при выполнении ее вручную или керамического флюса
в случае автоматической сварки под флюсом. Особенно большие
возможности в этом отношении обеспечивает облицовка порошко-
вой проволокой. К сожалению, предварительная облицовка сва-
риваемых кромок оправдывает себя только при изготовлении кон-
струкций из металла толщиной более 10 мм. Поэтому в случае
изготовления тонкостенных конструкций из перлитных сталей, су-
щественно отличающихся по химическому составу, наиболее при-
емлемым является использование переходных элементов.
Список литературы
1.	Анучкин М. П., Лившиц А. С. Сварка трубопроводов. М., Гостоптех-
издат, 1952.
2.	Бакши О. А. Влияние механической неоднородности на работоспособ-
ность сварных соединений при различных деформациях и разном характере
нагружения. Свариваемость термически упрочненных сталей. М., Недра, 1967.
3.	Бакши О. А., Шатов А. А.— Сварочное производство, 1966, № 5.
4.	Баландин Ю. Ф. Термическая усталость металлов в судовом энерго-
машиностроении. Л., Судостроение, 1967.
5.	Блантер М. Е. Фазовые превращения при термической обработке стали.
М., Металлургиздат, 1962.
6.	Борисов В. Т„ Голиков В. М_, Щербединский Г. В.— Физика метал-
лов и машиноведение, 1961, т. 11, вып. 5.
7.	Брук Б. И., Авдей Г. М.— Сварка, 1959, № 2.
8.	Вайнгард У. Введение в физику кристаллизации металлов. М., Мир,
1967.
9.	Веселков В. Д.— Сварочное производство, 1971, № 6.
10.	Влияние состава и структуры хромоникелевых сталей на образование
горячих трещин в околошовной зоне/М. X. Шоршоров, Ю. В. Соколов, А. В. Ру-
сиян и др.— Сварочное производство, 1962, № 4.
11.	Влияние ферритной фазы на сопротивляемость аустенитных швов обра-
зованию горячих трещин/М. X. Шоршоров, Э. С. Седых, В. Н. Земзин и
др. — Сварочное производство, 1960, № 4.
12.	Ворновицкий И. Н., Конторовский А. 3.— Сварочное производство,
1967, Xs 2.
13.	Гальперин М. А.— Сварка, 1959, № 12.
14.	Готальский К). Н. Некоторые особенности электрошлаковой сварки
легированных сталей. 1957, Л., ЛДНТП (Информ, листок, № 41).
180
15.	Готальский Ю. Н.— Автоматическая сварка, 1960, № 8.
16.	Готальский Ю. Н.— Автоматическая сварка, 1971, № 6.
17.	Готальский Ю. Н., Струина Т. А.— Автоматическая сварка, 1970, № 4.
18.	Готальский Ю. Н. Автоматическая сварка, 1977, № 5.
19.	Готальский Ю. Н., Васильев В. Г.— Автоматическая сварка, 1969, № 5.
20.	Готальский Ю. Н., Махненко В. И., Шекера В. М.— Автоматическая
сварка, 1972, № 5.
21.	Готальский Ю.Н., Снисарь В. В.— Сварочное производство, 1970, № 2.
22.	Готальский Ю. Н., Снисарь В. В.— Автоматическая сварка, 1971, № 3.
23.	Готальский Ю. Н., Липодаев В. Н. — Сварочное производство, 1979,
№ 10.
24.	Готальский Ю. Н., Стретоьич А. Д.— Автоматическая сварка, 1971,
№ 12.
25.	Готальский Ю. Н., Стретович А. Д.— Сварочное производство, 1977,
№ 10.
26.	Готальский Ю. Н., Стретович А. Д., Колесников А. Д.— Автомати-
ческая сварка, 1971, № 11.
27.	Гуляев А- П. Термическая обработка стали. М., Машгиз, I960.
28.	Ерохин А. А., Кузнецов О. М.— Сварочное производство, 1959,
№ 12.
29.	Завьялов А. С., Брук Б. И.-—Металловедение, 1958, № 2.
30.	Зайт В. Диффузия в металлах. М., Иностранная литература, 1958.
31.	Земзин В. Н., Розенблюм В. И.— Энергомашиностроение, 1956, № 1.
32.	Земзин В. Н. Сварные соединения разнородных сталей. Л., Машиност-
роение, 1966.
33.	Земзин В. Н. Проблема жаропрочности сварных соединений.— К-
Наукова думка, 1970 (Доклады международного симпозиума, посвященного
100-летию со дня рождения Е. О. Патона).
34.	Игнатов В. А., Земзин В. Н., Петров Г. Л.— Автоматическая сварка,
1966, № 8.
35.	Каховский Н. И. Сварка нержавеющих сталей. К-, Техшка, 1968.
36.	Кащенко Г. А. Основы металловедения. Л.— М., Металлургиздат, 1960.
37.	К вопросу о механизме окисления металлов (В. И. Архаров, Н. А. Бала-
иаева, В. Н. Богословский и др.) — Защита металлов, 1970, т. 6, № 3.
38.	Классен-Неклюдова М. В., Коиторова Т. А.— Успехи физических наук,
1939, т. XXII, вып. 4.
39.	Козлов Р. А. Водород при сварке корпусных сталей.— Л.. Судостро-
ение, 1969.
40.	Конобеевский С. Т.— ЖЭТФ, 1943, вып. 6, т. 13.
41.	Красюк Б. А.— Заводская лаборатория, 1956, № 5.
42.	Кубашевский О., Гопкинс Б. Окисление металлов и сплавов. М.,
Металлургия, 1965.
43.	Куделя Е. С. Спектральный анализ металлов и сплавов. К., Гостех-
издат УССР, 1961.
44.	Курдюмов Г. В., Утвевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе
и стали. М., Наука, 1977.
45.	Кырченов В. В.— Автоматическая сварка, 1958, № 5.
46.	Лившиц Л. С., Панич С. И. — Сварочное производство, 1958, № 4.
47.	Лившиц Л. С. Сварка легированных сталей на монтажных работах
в строительстве. М., Госстройиздат, 1962.
48.	Любавский К. В., Новожилов Н. М.— Автогенное дело, 1958, № 1.
49.	Макара А. М-, Россошинский А. А.— Автоматическая сварка, 1956,
№ 6.
50.	Макара А. М. Трещины в околошовной зоне легированных улучшаемых
сталей. К., Изд-во АН УССР, 1951.
51.	Медовар Б. И. Сварка жаропрочных аустенитных сталей и сплавов.
М., Машиностроение, 1966.
52.	Медовар Б. И., Бойко Г. Л., Пузрин Л. Г.— ДАН СССР, 1974, т, 218„
№ 3.
181
53.	Медовар Б. Й., Рублевский И. Н.— Автоматическая сварка, 1957,
№ 3.
54.	Миркин И. Л. О механизме диффузии в твердых металлах. М., Машгиз,
1952 (Труды ЦНИИТмаш, кн. 79).
55.	Мовчан Б. А. Микроскопическая неоднородность в литых сплавах,
К., Гостехиздат УССР, 1962.
56.	Новиков И. И., Золоторевский В. С. Дендритная ликвация в сплавах.
М., Наука, 1966.
57.	Новые способы изготовления переходных элементов для сваркя разно-
родных сталей/Б. И. Медовар, Л. В, Чекотило, Г. А. Бойко и др.— Автома-
тическая сварка, 1967, № 10.
58.	Носырева С., Буракова М. Влияние пластической деформации на пре-
вращение аустенита в мартенсит. М., 1941 (Труды УФАН СССР, вып. 10).
59.	Об отделимости шлаковой корки при автоматической сварке под флю-
сом/ Д. М. Рабкин. Ю. Н. Готальский, В. В. Подгаецкий и др.— Автомати-
ческая сварка, 1950, № 3.
60.	Окнов С. М. Закономерности кристаллизации в литых высоколегиро-
ванных коррозионностойких сталях с пониженным содержанием никеля. М.—
Л., Машгиз, 1960, (Труды межвузовской научно-технической конференции).
61.	Палатиик Л. С., Папиров И. И. Ориентированная кристаллизация.
М., Металлургия, 1964.
62.	Петров А. В. Перенос металла в дуге при сварке плавящимся элек-
тродом в среде защитных газов.— Автоматическая сварка, 1955, Ns 2.
63.	Петров Г. Л. Неоднородность металла сварных соединений. Л., Суд-
промгиз, 1963.
64.	Преснов В. А., Якубеня М. П., Алексеева 9. Н. Экспериментальное
доказательство существования переходной области в спае керамики с металлом.
Томск, Томск гос. ун-т, 1958 (Труды Сибирского физико-технического инсти-
тута при Томском государственном университете. Вып. 36).
65.	Присадочные проволоки для механизированной сварки аустенитной
стали типа 18 Сг —9 Ni с малоуглеродистой/Ю. Н. Готальский, В. В. Снисарь,
А. А. Бабченков и др.— Химическое и нефтяное машиностроение, 1971,
№ 5.
66.	Ромашкин Ю. М. Диффузия в металлах при пластической деформации.
Автореф. канд. дис. Л., 1965.
67.	Рыкалин Н. Н_, Шоршоров М. X., Красулин Ю. Н.— Изв. АН СССР,
1965. Сер. Неорганические материалы, т. 1.
68.	Стрегулин А. И., Чепракова Н. П.— Физика металлов и металло-
ведение, 1955, №2.	j
69.	Слуцкая Т. М., Гуревнч С. М.— Автоматическая сварка, 1955, № 3.
70.	Смит Е.— В кн.: Прямое наблюдение совершенств в кристаллах.
М., Металлургия, 1964.
71.	Термодинамические свойства неорганических веществ (справочник)/
И. Д. Верятин, В. П. Маширев, Н. Г. Рябцев и др. М., Атомиздат, 1965.
72.	Физическое металловедение/Я. С. Уманский, Б. М. Финкельштейн,
М, Е. Блантер и др. М., Металлургиздат, 1955.
73.	Химушин Ф. Ф. Легирование, термическая обработка и свойства
жаропрочных сталей и сплавов. М., Оборонгиз, 1962.	,
74.	Шрон Р. 3. Сварочное производство, 1970, № 5.
75.	Шьюмон П. Диффузия в твердых телах. М., Металлургия, 1966.
76.	Штейнберг С. С. Основы термической обработки стали. С.— М„,
Металлургиздат, 1945.
77.	Чалмерс Б. Теория затвердевания. М., Металлургия, 1968.
78.	Ярковский В. С., Иванов В. Д.— Металловедение и термическая обра-
ботка металлов, 1964, № 6.
79.	Boesch W. J., Slanev J. S. Preventing Sigma Phase Embrittlement in
Nickel Base Superalloys. “Metal Progress”, v. 86, No. 1, 1964.
80.	Bystram M. S., Stuckfeld M. F. Nickel-base electrodes for plant operat-
ing at low and high temperatures. “British Welding Journal”, 11, No. 9, 1964.
182
81.	Christoffel R. J. and Curran R. M. Carbon Migration in Welded Joints
at Elevated Temperatures. “Welding Journal”, No. 9, 1956.
82.	Class J. Stand der Entwicklung nicht losbarer Verbindungen von ferri-
tischen und austenitischen Stahlen. “Mitteilungen der VGB", No. 60, 1959.
83.	Darken L. S. Diffusion of Carbon in Austenitic a Discontinuity in Com-
position. “Transactions ASJE”, v. 180, 1949.
84.	Duvall D. S., Owszarsky W. A. Fusion line composition gradients in
an arc-welded alloy. “Welding Journal”, 47, No. 3, 1968.
85.	Haddrill D. M., RusselIj D. Cracking associated with dissimilar metaj
welds at the top ends of reformer tubes. “Metal Construction”, 1969, v. 1, No. 12.
86.	Handok P., Heath D. J. and Stephenson N. Fine-wire welding of some
nickel alloys. “Welding and Metal Fabrication”, v. 31, No. 1, 1963.
87.	Heath D. J., Thorkeycroft D. R. Practical aspects of finewire welding
of nickel alloys. “British Welding Journal”, v. 31, No. 5, 1964,
88.	Lesnewich A. Control of melting rate and metal transfer in gas-shielded
metal-arc welding. Part II — Control of metal transfer. “Welding Journal”,
v. 37, No. 9, 1958.
89.	Malik K- J., Hrivnak I. Je spot pri odporovom svarant oduhliceny.
«Zvaranie», No. 4, 1960.
90.	Meister R. P., Martin D. C. Narrow-gap welding process. “British Weld-
ing Journal”, No. 5, 1966.
91.	Pilous V. Prispevek к otasce svarovani feritico-perlitickych oceli spoju
s austeniticym polstanovanini. «Zvaracsky sbornik SAV», IX, No. 4, 1960.
92.	Smit R. M. Effect of carbon concentration on coefficient of its diffusion
in austenite. “Acta Metallurgica”, No. 1, 1953.
93.	Stoeckinger G. R. Short-Circuiting Gas Metal Arc Welding of High
Nickel Alloys. “Welding Journal", No. 11, 1965.
94.	Tatnmann G. und Rocha H. Die Diffusion swer Metalle ineinander
unter Bildung intermetallischer Verbindung. «Zeitschrift fiir anorganische und
allgemeine Chemie», Band 199, 1931.
95.	Thorsen Kund Aage. Nye sunspunkter om varmrevneproblement. «Sven-
sen», 28, No. 4, 1969.
96.	Tsou A. L., Nutting J., Menter J. W. The Quench-Ageing of Iron. “Jour-
nal of Iron and Steel Institute”, v. 172, 1952.
97.	Watanabe Masaki, Hirose Sadao, Watanabe Itaru. Brittleness at bonded
part of welded joint of ferritic steel with austenitic steel electrodes. “Technol.
Repts Osaka Univ.”, 17, 1967.
98.	Zimmer F. Nouvelles methodes de sondage de differents resistant aux
hautes temperatures. “Zvaranie”, No. 11, 1964.