УРОК 52. 11 Технология сварки высоколегированных сталей

• Название: 11 Технология сварки высоколегированных сталей
• Дата: 25.03.2020
• Размер: 65.45 Kb.
• Имя файла: УРОК 52.docx
• Тип: Документы; #113385

Тема3.11 Технология сварки высоколегированных сталей.
Характеристика высоколегированных сталей. В зависимости от структуры основы (матрицы) высоколегированные стали могут относиться к ферритному, аустенитному и мартенситному клас­сам. Помимо сталей с однофазной основой, в настоящее время широко используют двухфаз­ные стали переходных клас­сов: аустенитно-ферритные, аустенитно-мартенситные и мартенситно-ферритные.

Основными легирующими элементами высоколегиро­ванных сталей являются хром, никель, марганец. По системе легирования стали подразделяют на высокохро­мистые, хромоникелевые, хромоникелемарганцевые и др.
Высокохромистые стали. В безуглеродистых железо-хромистых сплавах область -твердых растворов замы­кается при содержании свыше 13% Сг. При наличии углерода область -твердых растворов расширяется. Например, в хромистой стали, содержащей 0,25% С, область -твердого раствора замыкается при концентрации хрома свыше 21—22%. Таким образом, структура и свойства хромистых сталей опре­деляются содержанием хрома и углерода.

В зависимости от развития структурных превращений хроми­стые стали подразделяют на три группы Стали первой группы обычно относятся к мартенситным (20X13, 14Х17Н2 и др), второй — ферритно-мартенситным (12X13, 14Х12В2МФ) и третьей — ферритным (12X17, 08Х17Т).

В хромистых сталях хром, как более энергичный карбидообразователь, вытесняет железо из цементита и образует сложные карбиды типа (CrFe)₇C₃; (CrFe)₂₃C₆. Хром снижает критическую скорость закалки и способствует прокаливаемости стали. Наличие хрома в стали повышает коррозионные свойства стали, а при содержании свыше 12—13% Сг сталь не подвержена коррозии в атмосфере воздуха, а также в некоторых средах и относится к коррозионностойким.

Упрочнения феррита в высокохромистых сталях достигают легированием, главным образом вольфрамом, молибденом, нике­лем, ванадием, а также закалкой из -области.

Формированию мартенсита способствуют элементы, понижа­ющие температуру →Мпревращения никель, марганец; наобо­рот, вольфрам, молибден и кремний повышают температуру превращения, благодаря чему эффект закалки снижается.

Опти­мальные свойства термически-упрочняемые высокохромистые стали приобретают после закалки и высокого отпуска при температуре 650—700° С. Температуру закалки выбирают в зависимости от содержания хрома и углерода, поскольку температура нагрева сказывается на фазовом составе.

Высокохромистые стали с различными добавками используют не только как коррозионно-стойкие, но и как жаростойкие и жаропрочные.

Ферритные жаропрочные стали по сравнению о аустенитными имеют пониженную жаропрочность. Ферритные стали более склонны к росту зерна в околошовной воне при сварке.

Хромоникелевые стали. Введение в 18%-ную хромистую сталь свыше 7% Ni переводит ее в аустенитное состояние. Сталь с аустенитной структурой по сравнению с ферритной обла­дает лучшими механическими свойствами (сочетание высокой прочности и пластичности), менее склонна к росту зерна и более коррозионностойкая.

В зависимости от содержания хрома и никеля хромоникелевые стали могут иметь структуру метастабильного аустенита — стали типа 18-10 (18-9): 04Х18Н10, 08Х18Н10, 12Х18Н9, 12Х18Н9Т и стабиль­ного — стали типа 15-25 (например, 08Х15Н24В4ТР). В сталях с метастабильным аустенитом при опреде­ленных условиях возможно превра­щение аустенита или в мартенсит (при низких температурах, особенно в сочетании с деформацией), или в феррит с выделением карбидов (при повышенных температурах). В структуре стали типа Х18Н9 кар­биды могут наблюдаться при содер­жании углерода выше предела рас­творимости.

Выпадение карбидов по границам зерен зависит от времени нахождения стали в области опасных температур. Быстрое охлаждение металла позволяет предотвратить выпадение карбидов. Склонность к межкристаллитной коррозии можно предотвратить, если содержание углерода в стали будет ниже предела раствори­мости.

Дополнительное легирование хромоникелевой стали позво­ляет повысить жаропрочность. При этом жаропрочность повы­шается как за счет упрочнения основы стали — аустенита, так и за счет формирования дополнительных фаз — карбидных или интерметаллидных. Карбидное упрочнение используют в сталях в небольшим содержанием никеля и соотношением Сг : Ni > 1 (стали типа Х18Н9), вводят в состав стали элементы, образующие стойкие карбиды: W, Nb, V. Стали с карбидным упрочнением имеют повышенное содержание углерода (0,3—0,5%).

Более высокие жаропрочные свойства имеют стали с относи­тельно большим содержанием никеля и соотношением Сг : Ni < 1 (стали типа Х12Н20). Благодаря повышенной концентрации никеля в сталях подобного типа создаются условия для интерметаллидного упрочнения.

Двухфазные стали. В последние годы значительное приме­нение в промышленности нашли двухфазные стали. Широкому внедрению двухфазных сталей способствовали их высокие проч­ностные свойства в сочетании g хорошей коррозионной стой­костью, повышенным сопротивлением межкристаллитной корро­зии и коррозии под напряжением. Двухфазные стали, как пра­вило, отличаются от однофазных лучшей свариваемостью.

Наибольшее применение нашли двухфазные стали на основе системы Fe—Сг—Ni: 07X16Н6, 08Х17Н5МЗ, 12X21Н5Т, 08Х22Н6Т, 10Х20Н6МД2Т.

В зависимости от соотношения хрома и никеля и температуры начала мартенситного превращения двухфазные стали могут относиться к аустенитно-мартенситному, аустенитно-ферритному и мартенситно-ферритному классам. Стали аустенитно-мартенситного и аустенитно-ферритного классов отличаются по температуре начала мартенситного превращения. Аустенитно-мартенситные стали имеют температуру начала мартенситного превращения 60—20° С, температура начала мартенситного пре­вращения аустенитно-ферритных сталей лежит в области отри­цательных температур.

Двухфазные стали в большинстве случаев упрочняются за счет дисперсионного твердения (упрочнение за счет выделения из пересыщенного твердого раствора дисперсных фаз). При этом из-за различия растворимости упрочняющей фазы в аустените и феррите (мартенсите) процессы дисперсионного твердения разви­ваются только в ферритной (мартенситной) фазе. Поэтому степень упрочнения двухфазной стали определяется количеством феррит­ной (мартенситной) составляющей. В этом случае аустенитная составляющая играет роль своеобразной барьерной фазы, повы­шающей вязкость и пластичность стали, при этом прочность стали несколько снижается.

Мартенситно-стареющие коррозионно-стойкие стали. В этих сталях (например, в стали 08Х15Н5Д2Т) высокая прочность в сочетании с высокой пластичностью и вязкостью достигается при формировании высоколегированной низкоуглеродистой мартенситной матрицы, обладающей высокой пластичностью, и последующем упрочнении матрицы в процессе дисперсионного твердения—старения. Этим мартенситно-стареющие стали отли­чаются от высокохромистых мартенситных сталей, упрочняемых в процессе закалки в связи с наличием углерода в твердом рас­творе и частичным распадом мартенсита с образованием кар­бидов.

Формирование мартенситной матрицы с высокой пластич­ностью достигается путем максимального легирования стали никелем при сохранении мартенситного класса и уменьшения до минимума содержания углерода и азота, а также вредных при­месей серы и фосфора. Благодаря малому содержанию примесей атомов внедрения (азота и углерода) снижаются искажения кри­сталлической решетки и вероятность закрепления дислокаций.

Упрочнение мартенситной матрицы достигается в результата развития процесса дисперсионного твердения—старения, осуще­ствляемого введением в состав стали элементов, образующих интерметаллидные упрочняющие фазы. При введении меди эффект упрочнения достигается за счет выделения дисперсных частиц чистой меди. В качестве элементов, обеспечивающих старение, используют титан, алюминий, марганец, ниобий, цирконий' молибден, медь и кремний. Особенно желательно введение в сталь, титана, который, образуя карбонитриды титана, способствует удалению углерода и азота из твердого раствора. Это способ­ствует повышению пластичности мартенситной матрицы.

В мартенситно-стареющих сталях содержание легирующих элементов подбирают таким образом, чтобы начало и конец мар­тенситного превращения лежали в области температуры 130— 30° С. Обычно структура стали после закалки состоит из мар­тенсита и остаточного аустенита (около 10%). Остаточный аустенит обеспечивает закаленной и состаренной стали достаточную вязкость. Снижение остаточного аустенита за счет быстрого ох­лаждения при закалке приводит к некоторому повышению проч­ности, но в этом случае резко понижается вязкость стали после старения. Слишком медленное охлаждение при закалке может привести к выделению карбидов хрома в виде сетки по границам зерен, а, следовательно, снижению вязкости. Термообработку сварных соединений назначают в зависимости от условий работы. Если сталь работает при обычных температурах, то сварные соединения не подвергают старению; если же предполагается работа при повышенных температурах, то сварные соединения обрабатывают при температуре 600—650° С. Подобная обработка обеспечивает перестаривание мартенсита и предотвращает ста­рение металла в зоне сварного соединения в процессе эксплуатации.


Металлургические особенности сварки.
Высоколегированные стали являются хорошо раскисленными, как правило, с малым содержанием вредных примесей: серы, фосфора и кислорода.

При выборе присадочных материалов необходимо учитывать не только условия работы сварных соединений, но и возмож­ность образования дефектов в металле шва. Для сварных соеди­нений, работающих при высокой температуре, наиболее опти­мальный состав металла шва — состав основного металла. Для улучшения свойств металла шва, осо­бенно при сварке однофазных сталей — высокохромистых, хромоникелевых аустенитных и др., рационально вводить в металл сварочной ванны небольшие добавки элементов, обеспечивающих измельчение структуры, например титана.

При выборе состава металла шва необходимо учитывать склон­ность высоколегированных сталей к образованию горячих тре­щин и предусматривать меры их предупреждения. В зависимости от стабильности аустенита применяют различные способы борьбы с горячими трещинами. При сварке сталей о метастабильным аустенитом (типа Х18Н9) образование горячих трещин предот­вращают путем формирования металла шва с двухфазной аустенитно-ферритной структурой. С увеличением количества ферритной фазы стойкость металла шва против образования горячих трещин возрастает.

Наличие феррита в аустенитной стали повышает вероятность образования хрупкой фазы при длительной работе в области высоких температур, поэтому в большинстве случаев количество феррита в металле шва ограничивают 2—7%.

Если сварные соединения работают при температуре ниже 300 ⁰С, увеличение количества ферритной фазы рационально, поскольку при наличии ферритной фазы повышается коррозион­ная стойкость металла шва.

При сварке высокохромистых ферритных сталей формирова­ние швов с двухфазной аустенитно-ферритной структурой ра­ционально, поскольку позволяет повысить их стойкость против образования горячих трещин.

Холодные трещины. Образование холодных трещин наблю­дается при сварке высокохромистых сталей мартенситного и мартенситно-ферритного классов и обусловлено формированием мартенсита. В некоторых случаях образование холодных трещин наблюдается и при сварке сталей ферритного класса, когда содер­жание хрома и кремния в стали на нижнем пределе. Предпола­гают, что образование холодных трещин при подобных условиях обусловлено формированием при быстром нагреве метастабиль­ного аустенита в пограничных слоях ферритных зерен, где из-за растворения карбидов наблюдается повышенная концентрация углерода. В процессе охлаждения возможно превращение метастабильного аустенита в мартенсит.

Во всех случаях при сварке высокохромистых сталей вероят­ность образования холодных трещин возрастает с повышением содержания углерода, поскольку с увеличением содержания углерода снижаются пластические свойства мартенсита.

Для предотвращения образования холодных трещин, как правило, используют подогрев до температуры 250—300° С (пред­варительный или сопутствующий). При этом целесообразность использования подогрева возрастает с увеличением содержания углерода в стали, а также толщины свариваемого металла. Например, для стали 08X13 подогрев назначают при сварке металла толщиной свыше 16 мм; 12X13 — свыше 10 мм, а 20X13 — свыше 8 мм.

После сварки высокохромистых сталей мартенситного и мартенситно-ферритного, а в некоторых случаях и ферритного клас­сов, как правило, применяют высокотемпературный отпуск при температуре 680—720° С в течение 3—5 ч, а жаропрочные стали отпускают при более высокой температуре (730—750 С).

Иногда проведение отпуска после сварки вызывает значитель­ные трудности. В подобных случаях отпуск можно не проводить, если сварные соединения работают при статических нагрузках, а сварка выполнена с использованием аустенитных присадочных материалов, обеспечивающих достаточную вязкость соединения за счет формирования металла шва с аустенитной или с аустенитно-ферритной структурой.

Отпуск позволяет не только улучшить механические свой­ства сварного соединения, но и повысить его коррозионные свойства.

Межкристаллитная коррозия. Предрасположенность высоко­легированных хромоникелевых сталей к межкристаллитной кор­розии зависит от свойств стали и характера термического воз­действия. Поскольку в условиях сварки плавлением в зоне тер­мического влияния металл нагревается до температур 500—800° С, то это может привести к формированию структуры, склонной к межкристаллитной коррозии. Поэтому при изготовлении свар­ных конструкций, предназначенных для работы в агрессивных средах, используют хромоникелевые стали, стабилизированные титаном или ниобием.

Металл шва также должен быть легирован элементами-стаби­лизаторами, в особенности со стороны воздействия агрессивной среды. В качестве элементов-стабилизаторов в зависимости от способа сварки используют титан или ниобий. При наличии эле­ментов-стабилизаторов длительное нахождение металла в области опасных температур может привести к формированию структуры, склонной к межкристаллитной коррозии. Поэтому сварку следует вести, используя режимы с малой погонной энергией, особенно при выполнении многослойных швов.

Предрасположенность к межкристаллитной коррозии наблю­дается и в сварных соединениях высокохромистых сталей. Склон­ность сварных соединений высокохромистых сталей к межкри­сталлитной коррозии в области, где нагрев превышает 900° С, наблюдается при выполнении сварных соединений на режимах с малой погонной энергией. При сварке на мягких режимах склонность к межкристаллитной коррозии не наблюдается. Подоб­ное поведение высокохромистых сталей обусловлено тем, что фор­мирование карбидов хрома с одновременным обеднением границ ферритных зерен хромом наблюдается только при сварке на жестких режимах.

Предполагают также, что известную роль в предрасположен­ности высокохромистых сталей к межкристаллитной коррозии при сварке на жестких режимах играют внутренние напряжения, связанные с формированием карбидов по границам зерен. При сварке на мягких режимах из-за большой скорости диффузии в ОЦК-решетке феррита происходит выравнивание концентрации хрома, а также напряжений в области границ. Это предотвращает возможность развития межкристаллитной коррозии.

Ножевая коррозия. Склонность к ножевой коррозии, как правило, проявляется в сварных соединениях хромоникелевых сталей, стабилизированных титаном и реже ниобием. Ножевая коррозия проявляется в интенсивной локальной коррозии основ­ного металла вблизи границы сплавления. Возможность развития ножевой коррозии появляется после отпуска при температуре 650° С однослойного шва или в зоне сплавления первого шва многослойных швов.

Причины предрасположенности металла зоны сплавления к ножевой коррозии обусловлены выпадением карбидов хрома и титана. При сварке нагрев металла зоны термического влияния до температур 1200—1300° С приводит к растворению карбидов титана в аустенитных зернах. При охлаждении титан и углерод фиксируются в аустените. Последующий нагрев (или при отпуске, или при выполнении второго слоя) металла до температуры 600— 700° С приводит к выпадению карбидов. При этом формируются карбиды титана и хрома. Это обусловлено тем, что для связывания углерода, диффундирующего к границам с значительно большей скоростью, чем титан, титана в пограничных слоях зерен оказы­вается недостаточно.

Формирование карбидов хрома приводит к обеднению погра­ничных слоев аустенитных зерен хромом. Как следствие, металл становится предрасположенным к локальной коррозии. С повы­шением относительного содержания титана (Ti/C) в стали вероят­ность развития ножевой коррозии снижается. Однако в этом слу­чае возможно охрупчивание стали из-за развития процесса ста­рения. Ножевая коррозия предотвращается также при содержа­нии углерода в стали не выше 0,02—0,03%. Во всех случаях при выполнении двухслойных швов второй шов необходимо выполнять со стороны действия агрессивной среды.

Охрупчивание металла. Охрупчивание металла зоны сварного соединения может быть вызвано или формированием структуры перегрева, характеризующейся крупным зерном, или неблаго­приятной формой выпадения избыточных фаз. В большинстве случаев охрупчивание металла зоны термического влияния обус­ловлено сочетанием указанных процессов. Наибольшую склонность к охрупчиванию проявляют высокохромистые стали, особенно ферритного класса, а также хромоникелевые стали переходного аустенитно-ферритного класса.

Охрупчивание металла зоны сварного соединения высоко­хромистых сталей связано е их природой — формированием при температурах, близких к солидусу ферритной структуры, в ко­торой диффузионные процессы протекают с большей скоростью, чем в аустените. Это облегчает укрупнение зерен металла зоны-: термического влияния в области высоких температур и способ­ствует более интенсивному выделению карбидов по границам зерен в процессе охлаждения. Однако частично углерод остается в ферритной матрице и искажает ее решетку. Последнее затруд­няет перемещение дислокаций в процессе деформации и, как следствие, вызывает снижение пластических свойств.

Охрупчивание высокохромистых сталей предупреждают, ис­пользуя режимы с малой погонной энергией, или применяют стали, легированные элементами, снижающими ее склонность к росту зерна в зоне термического влияния.

Охрупчивание двухфазных аустенитно-ферритных хромоникелевых сталей связано с фазовой перекристаллизацией и ростом зерна. В результате фазовой перекристаллизации в структуре металла зоны термического влияния, нагревавшейся до высо­ких температур (выше 1200—1300° С), происходит увеличение-содержания ферритной фазы, а вблизи зоны сплавления возможно формирование полностью ферритной структуры, способ­ствующей интенсивному росту зерна.

Рассмотренные структурные превращения в зоне термического влияния двухфазных сталей при многослойной сварке могут привести к катастрофическому снижению пластических свойств металла из-за выпадения избыточных фаз в виде сплошной сетки по границам зерен зоны термического влияния первых слоев при выполнении последующих слоев.
Особенности сварки сталей различными способами. При сварке высоколегированных сталей покрытыми электродами используют электроды с основным покрытием. Применение электродов с по­крытием фтористокальциевого типа позволяет обеспечить форми­рование наплавленного металла необходимого химического со­става, а также других свойств путем использования высоколеги­рованной электродной проволоки и делегирования через покрытие.

Сочетание легирования через электродную проволоку, и по­крытие позволяет обеспечить не только гарантированный хими­ческий состав в пределах паспортных данных, но и определенные другие свойства, например гарантированное содержание ферритной фазы в узких пределах. В качестве примера можно привести электроды марки ЦТ-15 (тип ЭА-1Ба, содержание ферритной фазы 2,5—5,5% по ГОСТ 10052—75), предназначенные для сварки аустенитных сталей 12Х18Н10Т, 12Х18Н9Т, 12Х18Н12Т и им подобных. Электроды ЦТ-15 при использовании стандартной электродной проволоки Св-07Х19Н10Б обеспечивают за счет делегирования через покрытие содержание ферритной фазы в на­плавленном металле в пределах 2,5—4,5%.

При использовании электродов ЦТ-15 сварку первого слоя стыкового шва из-за большой доли участия основного металла рекомендуется выполнять электродами ЦТ-15-1 (тип ЭА-1Б, со­держание ферритной фазы 5,5—15% по ГОСТ 10052—75), обеспе­чивающими более высокое содержание ферритной фазы в наплав­ленном металле (5,5—9%). Последнее достигается при использо­вании стандартной электродной проволоки Св-07Х19Н10Б и до-легировании через покрытие.

Содержащийся в электродных стержнях титан при сварке практически полностью окисляется. По этой причине при сварке покрытыми электродами в качестве элемента-стабилизатора ис­пользуют ниобий. Коэффициент перехода ниобия из стержня при сварке покрытыми электродами составляет 60—65%.

Для сталей с низким содержанием углерода наличие значитель­ных количеств СаС0 ₃ в покрытии электродов нежелательно, поскольку образующийся углекислый газ может привести к на­углероживанию металла сварочной ванны. В подобных случаях можно использовать электроды с окислительным низкокрем­нистым покрытием. При этом можно избежать не только наугле­роживания, но и перехода кремния из покрытия в сварочную ванну. Указанные процессы в некоторой мере обеспечиваются при использовании электродов с рутил-карбонатно-фтористым покрытием, например электродов марки ОЗЛ-14 (типа ЭА-1 по ГОСТ 10052—75).

Глубокоаустенитные стали при повышенном содержании крем­ния склонны к образованию горячих трещин. Поэтому нежелателен переход кремния из покрытия в шов в результате развития кремневосстановительного процесса. В подобных случаях исклю­чают присутствие SiО₂ в покрытии, не только подбирая шихту соответствующей композиции, но используя в качестве связующего не жидкое стекло, а высокоглиноземистые цементы в комбинации с добавками алюмината натрия. Подобными свойствами обладают электроды марки ЦТ-22. Недостаток имеющихся алюминатных покрытий — недостаточная их прочность.

Сварку высоколегированных сталей под флюсом. С металлургической точки зрения для сварки высоколегированных сталей наиболее рацио­нальны фторидные флюсы типа АНФ-5, которые обеспечивают хорошую защиту и металлургическую обработку металла сва­рочной ванны и позволяют легировать сварочную ванну титаном через электродную проволоку. При этом процесс сварки малочув­ствителен к образованию пор в металле шва из-за водорода. Однако фторидные бескислородные флюсы имеют относительно низкие технологические свойства. Именно низкие технологиче­ские свойства фторидных флюсов служат причиной широкого использования для сварки высоколегированных сталей флюсов на основе окислов.

К флюсам на основе окислов относятся низкокремнистые типа АН-26, обеспечивающие хорошее формирование ме­талла шва. Однако при сварке наблюдается интенсивное окисление титана и алюминия (не удается легировать шов этими элементами через проволоку), переход кремния в шов. Последнее при сварке глубокоаустенитных сталей повышает вероятность образования горячих трещин, а при сварке высокохромистых мартенситных сталей приводит к охрупчиванию из-за формирования ферритной фазы.

Наряду с низкокремнистыми для сварки высоколегированных сталей используют флюсы на основе высокоустойчивых окислов — высокоосновные флюсы типа АН-292 (флюс на основе системы А1₂О₃—СаО—MgO). Указанные флюсы обладают хорошими ме­таллургическими и технологическими свойствами. Однако они чувствительны к образованию пор в металле шва из-за водорода.

Сочетание положительных свойств фторидных флюсов и флюсов на основе окислов достигается при использовании фторидных безокислительных флюсов типа АНФ-8 и фторидных окислитель­ных типа АНФ-14, АНФ-17 и АНФ-22. Флюс АНФ-14 исполь­зуют взамен флюса АН-26. Флюсы АНФ-17 и АНФ-22 позволяют осуществить необходимые при сварке глубокоаустенитных сталей изменения состава металла шва (снижение концентрации крем­ния, легирование бором и марганцем). Фторидные окислительные флюсы уступают безокислительным флюсам по своим форми­рующим свойствам.

В некоторых случаях при сварке глубокоаустенитных сталей, особенно системы Cr—Ni—Mo—Сu, используют высокоокислительный низкокремнистый флюс АН-18, а при сварке жаропроч­ных высокохромистых мартенситных сталей — флюс АН-17, менее окислительный по сравнению в флюсом АН-18.

Сварку высоколегированных сталей для снижения вероятности формирования структуры перегрева, как правило, выполняют на режимах, характеризующихся малой величиной погонной энергии. При этом предпочтение отдают швам малого сечения, получаемым при использовании электродной проволоки неболь­шого диаметра (2—3 мм). Поскольку высоколегированные стали обладают повышенным электросопротивлением и пониженной электропроводностью, то вылет высоколегированного электрода при сварке уменьшают в 1,5—2 раза по сравнению с вылетом электрода из углеродистой стали.

Для сварки высоколегированных сталей в атмосфере защитных газов используют аргон, гелий (реже), углекислый газ.

Аргонодуговую сварку выполняют плавящимися и неплавящимися вольфрамовыми электродами. Плавящимся электродом сваривают на постоянном токе обратной полярности, используя режимы, обеспечивающие струйный перенос электродного металла. В. некоторых случаях (в основном при сварке аустенитных сталей) для повышения стабильности горения дуги и особенно снижения вероятности образования пор из-за водорода при сварке плавя­щимся электродом используют смеси аргона с кислородом или уг­лекислым газом (до 10%).

Сварку неплавящимся вольфрамовым электродом в основном осуществляют на постоянном токе прямой полярности, в некото­рых случаях при наличии в сталях значительного количества алюминия используют переменный ток для обеспечения катод­ного разрушения окисной пленки.
При сварке высоколегированных сталей для защиты металла широко применяют углекислый газ, в результате чего снижается вероятность образования пор в металле шва из-за водорода, при этом обеспечивается относительно высокий коэффициент перехода легкоокисляющихся элементов. Так, например, коэффициент перехода титана из проволоки достигает 50%. При сварке в атмосфере аргона коэффициент перехода титана из проволоки составляет 80—90%.

При сварке в углекислом газе сталей, имеющих высокое содержание хрома и низкое кремния, на поверхности шва образуется тугоплавкая, трудноудаляемая окисная пленка. Ее при­сутствие затрудняет проведение многослойной сварки. При сварке сталей с малым содержанием углерода (ниже 0,07—0,08%) воз­можно науглероживание наплавленного металла. Переход угле­рода в сварочную ванну усиливается при наличии в электрод­ной проволоке алюминия, титана, кремния. В случае сварки глубокоаустенитных сталей некоторое науглероживание металла сварочной ванны в сочетании с окислением кремния снижает вероятность образования горячих трещин. Однако науглероживание может изменить свойства металла шва и, в частности, снизить коррозионные свойства.

При сварке в углекислом газе наблюдается повышенное раз­брызгивание электродного металла. Наличие брызг на поверх­ности металла снижает коррозионную стойкость. Особенности сварки в атмосфере углекислого газа необходимо учитывать при разработке технологии сварки.
Технология сварки разнородных сталей и сплавов.
При эксплуатации сварных конструкций зачастую условия работы разных узлов оказываются различными. Отдельные части конструкций, например, работают при высоких температурах и агрессивных средах и поэтому должны быть изготовлены из материалов, обладающих жаропрочностью и коррозионной стойкостью. К другим узлам этой же конструкции таких требований не предъяв­ляется, они должны обладать только определенным уровнем проч­ности при нормальных температурах и в неагрессивных средах.

Естественно, что во всех случаях изготовление всей конст­рукции из дорогостоящих сталей с особыми свойствами нецеле­сообразно Поэтому при проектировании в производстве таких конструкций для их узлов используют различные материалы, В связи с чем возникает необходимость их сварки.

Номенклатура сталей, применяемых для комбинированных конструкций, весьма широка и включает большинство сталей, тех­нология сварки которых рассмотрена в предыдущих лекциях.

В ком­бинированных сварных конструкциях рассмотренные стали могут встречаться в самых различных сочетаниях.
При сварке разнородных сталей в образовании шва, кроме дополнительного (электродного) металла, участвуют еще два других основных металла, зачастую существенно отличающихся по со­ставу и свойствам.

Поэтому при сварке разнородных сталей необходимо учиты­вать дополнительные факторы, от которых зависит выбор основ­ного и присадочного металлов и работоспособность сварного соединения: изменение состава шва в участках, примыкающих к основному металлу; образование в зоне сплавления разнородных материалов (линия сплавления и примыкающие к ней участки металла основного и шва) малопрочных и непластичных кристал­лизационных и деформационных прослоек переменного состава; наличие остаточных сварочных напряжении в сталях разного cструктурного класса; эти напряжения и большинство случаем не могут быть сняты термообработкой ввиду различных оптимальных условий термообработки сталей различною типа в различия ве­личин коэффициентов линейного расширения.

Таким образом, сварные соединения разнородных сталей имеют значительную химическую, структурную и механическую неоднородность. При многослойной сварке разнородных сталей может наблюдаться химическая неоднородность металла шва, Т. е. неодинаковый химический состав металла различных слоев шва. Химический состав каждого слоя шва определяется долями участия наплавленного и проплавленного основного металла со стороны каждой из свариваемых сталей.

При сварке второго и последующего слоев в состав металла данного слоя определенной долей будет входить металл преды­дущего слоя, в связи, с чем содержание элемента, переходящего в шов из одной или другой свариваемой стали, будет несколь­ко уменьшаться, а содержание элементов, переходящих в шов из наплавленного металла, немного увеличится.

В результате несовершенства перемешивания наплавляемого металла с основным у границы сплавления со стороны шва воз­никают прослойки металла переменного состава. Протяженность этих прослоек обычно составляет 0,2—0,6 мм. При соединении сталей одного структурного класса а перлитных сталей с хро­мистыми (12% Сг) свойства этих прослоек в большинстве случаев имеют промежуточные значения между свойствами основного металла и металла шва Наличие подобных прослоек обычно не оказывает заметного влиянии на работоспособность соединения.

Существенное влияние на строение зоны сплавления и свой­ства сварного соединения оказывает развитие в ней переходных прослоек, обусловленных диффузией углерода из нелегированного металла в металл, содержащий в большом количестве энергич­ные карбидообразующие элементы. Такие диффузионные прос­лойки возникают при сварке разнородных перлитных сталей, и особенно в соединениях перлитных с высоколегированными мартенситными, ферритными или аустенитными сталями. В зоне сплавления со стороны менее легированной стали или шва обра­зуется обезуглероженная зона, со стороны легированной составля­ющей — прослойка науглероженного металла высокой твердости, содержащего большое количество карбидов.

Интенсивность развития диффузионных прослоек зависит от прочности связи углерода в карбид в контактируемых материалах. При контакте высоколегированного шва с углеродистой сталью диффузионные прослойки образуются при наличии в шве таких карбидообразующих элементов, как хром, молибден, вольфрам, ванадий, марганец, ниобий, титан.

_{Количество углерода в менее легированном металле опреде}­ляет ширину науглероженной и обезуглероженной прослоек. При меньшем содержании углерод диффундирует из более отдаленных объемов металла, и ширина обезуглероженной прослойки увели­чивается. Повышение содержания углерода увеличивает про­тяженность науглероженной прослойки. Интенсивность этого про­цесса зависит также от температуры и времени.

Интенсивность процесса диф­фузии углерода, и, следовательно, и степень химической неоднородности у границы сплавления можно снизить за счет замены углеродистой стали низколегиро­ванной с малым содержанием угле­рода и наличием элементов карби-дообразователей в количестве, до­статочном дли полного связывания углерода.

Наличие диффузионных прослоек влияет па работоспособность сварных соединений. Вероятность разрушений по зоне сплавления связана с появлением в этой зоне объемного напря­женного состоянии и увеличением хрупкости пограничных участ­ков шва. Кроме этого, может произойти разрушение по металлу обезуглероженной прослойки со стороны менее легированной стали ввиду его меньшей прочности при воздействии коррозион­ной среды и напряжений, а также коррозионное pacтрескивание по обезуглероженной прослойке.

В практике производства сварных конструкций встречается необходимость сварки сталей одного структурного класса, но разного легировании. В таких случаях к швам не предъявляется требований повышенной прочности или особых свойств, характер­ных для более легированной стали.

Поэтому при выборе сварочных материалов и технологии сварки следует отдать предпочтение материалам и технологии, обычно применяемым для менее легированной стали.

Технологические режимы сварки и температуру подогрева следует выбирать по свойствам более легированной стали.

При сварке между собой высокохромистых мартенситных, ферритных ферритно-аустенитных сталей выбор сварочных ма­териалов должен основываться на необходимости получения швов без трещин и без хрупких участков в них. Так как в этих сталях содержится большое количество энергичного карбидообразователя — хрома, ожидать заметного развития диффузионных прослоек в зоне линии сплавлении не следует.

Режим подогрева выбирают, но характеристикам более закаливавающейся стали из входящих в рассматриваемое сочетание.

При сварке 12% хромистых мартенситных сталей с высо­кохромистыми ферритными и ферритно-аустенитными предпочти­тельнее выбирать сварочные материалы ферритно-аустенитного класса. В ходе термообработки следует принимать меры к ускоренному охлаждению для предупреждения 475⁰ хрупкости.

При сварке разнородных аустенитных сталей следует иметь в виду повышенную склонность аустенитных швов и образованию горячих трещин. Поэтому при выборе сварочных материалов следует, прежде всего, исходить из необходимости надежного предотвращения возникновения горячих трещин в шве. Технология сварки этих сталей зависит от соотношения содержании в металле хрома и никеля. Если сваривают разнородные стали с малым запасом аустенитности, то можно использовать электроды, рекомендуемые для сварки как одной, так и другой стали.

При сварке между собой сталей с большим запасом аустенитности необходимо использовать сварочные материалы, позволяющие получить в шве однородную аустенитную пли аустенптно-карбидную структуру при обязательном дополнительном легировании элементами, повышающими стойкость против образовании трещин.

Вид термообработки сварных соединений из разнородных аустенитных сталей определяется условиями их работы, типом конструкции и марками свариваемых сталей. При сварке конструкций из термически неупрочняемых сталей, предназначенных для работы в интервале умеренных температур при отсутствии требований к снятию сварочных остаточных напряжений, термообработку можно не проводить. Если же по условиям работы конструкции необходимо снятие остаточных сварочных напряжений, то проводят стабилизацию при температуре 800— 850° С.
Возможные сочетании сталей различных структурных классов в сварных соединениях можно подразделить на две группы: I — сварные соединения перлитных сталей с высокохромистыми сталями мартенситного, мартенситно-ферритного и ферритного классов; II — сварные соединения перлитных сталей с аустенитными хромоникелевыми коррозионно-стойкими и жаропрочными сталями.

При сварке перлитных сталей с 12%- хромистыми сталями с целью обеспечения наибольшей пластичности шва применяют сварочные материалы перлитного класса. В этом случае в переходных участках со стороны высоколегированной стали с содержанием до 5% Cr сохраняется высокая пластичность и вязкость. Для снижения размеров диффузионных прослоек перлитный наплавленный металл должен легироваться определенным количеством карбидообразующих элементов.

Температуру предварительного подогрева соединения следует выбирать (рассчитывать) по характеристикам высоколегированной (12%- хромистой) стали так же, как и режим термообработки, но для уменьшения размеров диффузионных прослоек температура отпуска должна быть принята минимально возможной.

При сварке перлитных сталей с 17—28%- хромистыми сталями использование электродов перлитного класса нецелесообразно из-за чрезмерного легирования шва хромом из высокохромистой стали и потери им вследствие этого пластичности. Поэтому наиболее подходящими будут сварочные материалы ферритно-аустенитного класса, обеспечивающие достаточную стабильность металла шва даже при наличии значительного проплавления перлитной стали. При таких сочетаниях сталей могут быть также допущены аустенитные электроды, однако при этом следует учитывать структурную неоднородность соединения. Термообработка после сварки в этом случае не нужна.

При сварке перлитных сталей с аустенитными всегда следует применить аустенитные сварочные материалы, обеспечивающие получение наплавленного металла с таким запасом аустенитности, чтобы с учетом расплавления и участии в формировании шва низколегированной составляющей (перлитной стали) обеспечить в высоколегированном шве аустенитную структуру. Приблизительно необходимый состав наплавленного металла дли получения шва, обладающего такой структурой, может быть определен по диаграмме Шеффлсра с учетом участил в формировании шва долей основного и дополнительного металлов.

Большой запас аустенитности металла шва позволяет предотвратить образование малопластичных участков с мартенситной структурой в корневых швах и слоях, примыкающих к перлитной стали. Разнородные соединения из перлитной и аустенитной сталей термообработке, как правило, не подвергают, так как режимы термообработки, улучшающие свойства зоны термического влияния одной из свариваемых сталей, не оказывают положительного действия на другую сталь или ухудшают те или иные ее свойства.

Кроме того, из-за разности коэффициентов линейного расширения перлитной и аустенитной сталей высокий отпуск приведет лишь к перераспределению остаточных напряжений, а не к их снятию. При изготовлении сварных узлов из металла большой толщины, обладающих высокой жесткостью, могут произойти хрупкие разрушении по зоне сплавления перлитной стали с аустенитным швом. Для предотвращения этих разрушений необходимо применять сварочные материалы с повышенным содержанием никеля.

Если спаривается перлитная закаливающаяся сталь с аустенитной, то на кромки закаливающейся стали проводят наплавку аустенитнымн электродами с предварительным или сопутствующим подогревом, обеспечивающим необходимую скорость охлаждения околошовной зоны. При этом сварочные материалы должны обеспечить получение наплавленного металла с повышенным содержанием никеля. Затем проводит отпуск деталей с наплавленными кромками для устранения закалки в околошовной зоне.

После этого детали из перлитной стали с наплавленными кромками сваривают с аустенитной сталью на режимах, оптимальных для последней без предварительного подогрева. При такой технологии отпадает необходимость в последующем отпуске.