СВАРКА И СВАРИВАЕМЫЕ МАТЕРИАЛЫ

СВАРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ (Земзин В. Н.)

32.1. Применение в сварных конструкциях

В конструкциях используется большинство свариваемых ста­лей, применяемых в различных отраслях промышленности и строительства (табл. 32.1). Применение аустенитных свароч­ных материалов обеспечивает возможность использования в сварных конструкциях сталей с ограниченной и плохой свари­ваемостью.

По областям применения и конструктивно-технологическому оформлению можно выделить три основных группы рассматри­ваемых конструкций (табл. 32.2). Основную из них составляют изделия, детали которых выполнены из разнородных сталей и сварены между собой. Эксплуатируясь в нормальном кли­матическом диапазоне температур, они применяются в строи­тельстве, узлах машин и механизмов различного назначения, в гидротурбинах и других конструкциях. Для работы в этих ус­ловиях преимущественно используются стали перлитного, бей­нитного и мартенситного классов разного уровня прочности. Для работы при высоких и .низких температурах, а также в коррозионных средах широко используется сочетание перлит­ных сталей с высоколегированными аустенитными и феррит­ными сталями.

32.2. Свариваемость

32.2.1. Химическая и структурная неоднородность соединений

Для большинства процессов сварки обязательным условием образования сварного соединения является проплавление сва­риваемых кромок и формирование шва либо целиком из про­плавленного основного металла, либо частично за счет наплав­ленного и проплавленного металла.

Общие закономерности изменения степени проплавления у (доля участия основного металла в шве) при сварке разнород­
ных сталей те же, что и однородных (см. гл. 3). Для условий ручной дуговой наплавки или сварки однослойных швов у пер­литной стали колеблется в пределах 15—40%, при выполнении корневых проходов многослойных швов она может возрасти до 25—50 %. Во всех случаях проплавление аустенитной стали на 20—30 % больше перлитной. Проплавление основного металла на 20—30 % возрастает при переходе от ручной дуговой к авто­матической сварке под флю­сом и, наоборот, на 30—50 % снижается при переходе к ленточной наплавке под флю­сом.

При различных методах сварки проплавлением и при­меняемых материалах состав металла шва в пределах од­ного слоя является достаточ­но однородным, за исключе­нием участка шириной менее 0,1—0,8 мм, примыкающего к границе сплавления. По­этому состав данного слоя шва с достаточной точностью может рассчитываться с уча­стием в нем долей проплав­ленного основного и наплав­ленного металла, не прини­мая во внимание неравномер­ность его распределения в различных участках (см. гл. 3).

Изменение состава метал­ла наплавки по слояМ для крайнего случая, когда анализируемый элемент содержится только в наплавленном металле, показано на рис. 32.1 для раз­ных степеней проплавления основного металла и нижележащего слоя от 10 до 70 %, с переходом от нижних слоев к верхним со­держание элемента в металле наплавки возрастает и начиная с определенного слоя становится равным значению для наплав­ленного металла. При степени процлавления 10 % это условие реализуется начиная с третьего слоя, при 40 % с пятого и 70 % с десятого.

Для большинства практических случаев сварки разнород­ных сталей важно знать изменение состава в разных слоях многослойных швов. Наибольшее отклонение их состава имеет место в корневом слое и определяется формулой:

*ш = 0 - у) хн + КуХ'о + (1 - *) V*;

где Хо' и Х0" — содержание легирующих элементов в сваривае­мых сталях; К — степень проплавления одной из кромок отно­сительно другой.

При сварке перлитной стали с аустенитной условно можно считать, что 60 % проплавленного основного металла прихо­дится на долю аустенитной стали и 40 % на долю перлитной; соответственно со стороны аустенитной стали К — 0,6.

Расчетное определение состава средних и верхних слоев многослойного шва является наиболее сложным, так как тре­бует учета проплавления не только нижележащих валиков, но и соседних слоев. Такие расчеты про­ведены лишь для стыко­вых многослойных швов в узкую разделку, где рас­кладка слоев наиболее устойчива и где начиная с определенного слоя со­став шва устанавливается постоянным. Для сварных швов с X - и V-образными разделками, каждый слой которых имеет свою инди­видуальность, в большин­стве случаев ограничива­ются экспериментальными данными.

Технологическая и конструктивная прочность сварных сое­динений обеспечивается при отсутствии в различных слоях шва и зоны термического влийния хрупких и малопрочных участков. В связи с этим при выборе сварочных материалов для сварки разнородных сталей необходимо оценить структуру и свойства различных слоев шва. Такая предварительная оценка может быть сделана с помощью структурной диаграммы, построенной применительно к условиям кристаллизации и скоростей охлаж­дения при сварке сталей широкого круга легирования. В соот­ветствии с правилами построения подобных диаграмм все аусте - нитизирующие элементы приводятся с соответствующими коэф­фициентами к эквивалентному содержанию никеля (№Экв), а все ферритизирующие элементы к эквивалентному содержа­нию хрома (Сгэкв).

Пример построения подобной диаграммы для сварного сое­динения малоуглеродистой стали со сталью 08Х18Н10Т (напла­вленный металл типа Э-11Х15Н25М6АГ2) показан на рис 32.2. Составы сталей соответствуют точкам А и Б, а состав наплав­ленного металла — точке В. В корневом слое 1 состав проплав­
ленных кромок соответствует точке Г на прямой, соединяющей точки А и Б. Состав и структура - металла корневого слоя опре­деляются отрезками а — б на прямой ВГ. Состав и структура металла верхнего слоя 2, образующегося за счет проплавления кромки перлитной стали и корневого слоя 1, будут определяться отрезком в—г на прямой ВД, построенной аналогично прямой ВГ. Соответственно состав слоя 3 будет определяться уже от­резком д — а на прямой BE.

Структурная диаграмма построена на базе составов сталей и швов с содержанием углерода свыше 0,10 %• Для них наличие в структуре мартенсита, как правило, приводит к резкому сни­жению пластичности и создает опасность появления трещин. Поэтому условием выбора режимов сварки и сварочных мате­риалов является расположение возможных составов металла шва вне зон с мартенситной структурой. В последнее время, од­нако, все большее распространение находят применение стали и сварочные материалы со сверхнизким содержанием углерода менее 0,05 %. Для них наличие мартенсита в структуре не сни­жает заметно пластичности и не приводит к образованию тех­нологических трещин.

32.2.2. Образование и строение зоны сплавления

При оценке работоспособности рассматриваемых сварных сое­динений особую важность имеет изучение структуры и свойств зоны сплавления разнородных материалов. В соединениях, вы­полненных методами сварки плавлением и большинством

методов сварки давлением с расплавлением зоны соединения, вблизи границы сплавления выявляется кристаллизационная прослойка промежуточного состава между основным металлом и швом или свариваемыми сталями. Их протяженность меня­ется от способа и режима сварки, находясь в пределах 0,005— 0,6 мм.

В зависимости от сочетания свариваемых сталей или основ­ного металла и шва строение и свойства зоны сплавления будут

различными. При сварке

между собой сталей раз­ного легирования, но од­ного структурного класса наличие кристаллизацион­ных прослоек обычно не влияет на свойства свар­ного соединения и их мож­но не учитывать. При сварке сталей разного структурного класса и в первую очередь перлит­ной стали с аустенитной Ютм или при использовании аустенитных сварочных материалов образование сварного соединения свя­зано с условиями совмест­ной кристаллизации мате­риалов с разными струк­турными решетками (а - и у-фазы). При этом в зоне сплавления образуется про­межуточный слой сопрягаю­щихся между собой дефор­мированных структурных решеток (рис. 32.3). Наи­большая степень структур­ной нестабильности возни­кает при отсутствии или незначительной ширине кри­сталлизационных прослоек переменного состава.

В пределах изменения состава зоны кристаллизационных прослоек структура и свойства их могут значительно ме­няться. Так, в зоне сплавления перлитной стали с аустенитным швом участок «кристаллизационной» прослойки с содержанием Сг 3—12 % и Ni 2—7 % имеет структуру высоколегированного мартенсита и является хрупким.

Ширина хрупких мартенситных прослоек зависит от запаса

аустенитности металла шва и становится наибольшей при ис­пользовании электродов типа Э-07Х20Н7 (рис. 32.4). В преде­лах одного слоя шва она может меняться в зависимости от осо­бенностей кристаллизации данного участка. При использовании электродов на никелевой основе (например, Э-08Н60Г7М7Т) мартенситные прослойки значительно меньше.

Учитывая, что и в пределах одного сварочного валика ши­рина хрупких прослоек колеблется в широких пределах, целесо-

/—3 — шов типа Э-10Х25Н13Г2 (/ — ручная дуговая сварка - 2 — ленточная наплавка; 3 — электронио-лучевая сварка); 4 — шов типа Э-08Н60Г7М7Т (ручная дуговая сварка)

образно ее учитывать с помощью кривых распределения типа показанной на рис. 32.5.

Для каждого из вариантов имеется узкий диапазон измене­ния ширины прослойки, охватывающий свыше 50 % общей длины зоны сплавления. Средняя ширина прослоек в этом ин­тервале может быть условно принята за ее значения для дан­ного варианта.

32.2.3. Образование диффузионных прослоек в зоне сплавления

При сварке, термической обработке и высокотемпературной эксплуатации в зоне сплавления рассматриваемых соединений могут развиваться и заметно влиять на ее структуру и свойства прослойки, обусловленные диффузионным перераспределением элементов на линии раздела разнородных материалов [4]. В наи­большей степени указанные прослойки связаны с миграцией уг­лерода. Перераспределением на границе раздела легирующих элементов, диффузионная подвижность которых значительно меньше углерода, можно пренебречь.

По своему механизму рассматриваемый процесс относится к процессам реактивной диффузии, обусловленным разной тер­модинамической активностью карбидов в контактируемых ма­териалах. Он связан с реакцией образования на границе раз­дела со стороны легированной составляющей устойчивых спе-

циальных карбидов (марганца, хрома, молибдена, вольфрама, ванадия, ниобия и титана). При отпуске или высокотемператур­ной эксплуатации (при температурах ниже точки Ас для низ­коуглеродистой стали) со стороны менее легированной состав­ляющей выявляется полностью обезуглероженная прослойка, а со стороны легированной составляющей — науглероженная прослойка с содержанием до 1,5—2,0 % С в зависимости от количества энергичного карбидообразующего элемента (рис. 32.6). Фазовый состав легированной составляющей соединения не меняет характера процесса, а влияет лишь на его интенсив­ность.

Кинетика роста прослоек в соответствии с закономерностями диффузионного процесса определяется экспоненциальной зави­симостью от температуры (рис. 32.7, а) и квадратичной от вре­мени выдержки (рис. 32.7,6). В координатах lg б — Т и 6 = л/Г рост прослоек отображается прямыми линиями.

В связи с недостатком экспериментальных данных о вели­чинах активности углерода в сталях, используемых в разнород­ных сварных соединениях, расчет ширины диффузионных про­слоек проводится обычно путем экстраполяции имеющихся экспериментальных данных по результатам испытания образцов при высоких температурах и ограниченных выдержках на боль­шие выдержки при температурах эксплуатаций [6]. Заметно сни­зить миграцию углерода из низколегированной в легированную составляющую можно, используя низколегированные стали, ле­гированные энергичными карбидообразующими элементами —

Сг, V, Ті, Nb и др. Так, при содержании в них более 5 % Сг ми­грацией углерода в контакте с аустенитной сталью или швом можно пренебречь. Возможно для уменьшения интенсивности процесса миграции углерода введение промежуточных облицо­вок на менее легированную сталь с промежуточным содержа­нием карбидообразующих элементов. Интенсивность развития прослоек снижается с уменьшением в низколегированной стали содержания углерода. Поэтому низколегированные конструк­ционные стали с содержанием углерода около 0,10 % более пер­спективны к применению в разнородных соединениях, чем низ­коуглеродистые и низколегированные машиностроительные стайи с содержанием углерода 0,2—0,3 %.

32.2.4. Дефекты соединений

Наиболее вероятно ожидать появления технологических трещин в участках многослойных швов с значительным проплавлением основного металла и на границе раздела разнородных материа­лов. Ими являются корневые и верхние слои многослойных швов, примыкающие к основному металлу, а также кристалли­
зационные прослойки в зоне сплавления разнородных сталей и шва. В швах возможны как горячие, так и холодные трещины. Для зоны сплавления характерны холодные трещины в кри­сталлизационных и диффузионных прослойках с мартенситной структурой.

Появление горячих трещин наиболее вероятно в сварных соединениях аустенитных сталей разного легирования, а также перлитных сталей при использовании аустенитно-ферритных электродов. Стойкость такого металла шва против горячих тре­щин зависит от его легирования и в основном от количества в нем фер­ритной фазы (рис. 32.8). Для соста­вов на базе хром — никель без допол­нительного легирования (типа Э - 10Х25Н13Г2 — кривая 2) вероятность образования горячих трещин резко возрастает при снижении содержания свободного феррита менее 2%, для составов с дополнительным легирова­нием Nb менее 4 % (типа Э - 08Х19Н10Г2Б — кривая 1), а для со­ставов, легированных молибденом (типа Э-06Х19Н11Г2М2 — кривая 3), менее 1 %.

Обычно содержание ферритной фазы в аустенитно-ферритных швах находится в пределах 2—8 % для конструкций, эксплуатирующихся до 350 °С и не проходящих термическую обработку после сварки, и в пределах 2—5 % в других случаях. При такой жесткой регламентации содержания ферритной фазы даже сравни­тельно небольшое изменение состава шва при разбавлении его основным металлом другого состава может привести к по­явлению в нем трещин, обычно носящих характер надрывов длиной до 5 мм. При сварке сталей типа 12Х18Н10Т, возмож­ные составы которых находятся в пределах аустенитно-фер - ритной области, трещин в сварных швах можно не опасаться. Однако они вероятны при сварке аустенитно-ферритными электродами сталей типа 08Х18Н12Т и особенно сталей типа 20Х23Н18. В этих случаях целесообразно использование для сварки корневых и поверхностных слоев аустенитно-ферритных сварочных материалов с повышенным исходным содержанием ферритной фазы. Автоматическая сварка под флюсом нежела­тельна из-за глубокого проплавления металла.

Применение аустенитных сварочных материалов является одним из путей решения проблемы получения свободных от хо­лодных трещин сварных соединений высокопрочных среднеле-
тированных сталей плохой свариваемости. Следует учитывать, однако, что высокая технологическая и конструктивная проч­ность этих сварных соединений обеспечивается не всегда и требует соблюдения ряда условий. Необходимо, во-первых, учи­тывать вероятность образования трещин в корневых слоях при недостаточном запасе аустенитности сварочных материалов и высокой жесткости соединения. Опасность их появления наибо­лее высока при сварке легированных сталей с содержанием углерода свыше 0,2 %.

Специфическими и наиболее опасными для сварных соеди­нений перлитных и мартенситных сталей с аустенитными швами являются трещины типа отрыва (отлипания), идущие по кристал­лизационной мартенситной про­слойке в зоне сплавления со сто­роны аустенитного шва, пересекаю­щие в ряде случаев все сечение стыка и носящие межзеренный ха­рактер. Они связаны с низким со­противлением высоколегированного мартенсита кристаллизационной прослойки развитию холодных трещин и ее пониженной хрупкой прочностью. Вероятность их появ­ления возрастает с увеличением ширины и твердости мартенситных прослоек и соответственно с умень­шением запаса аустенитности шва.

При содержании никеля в наплавленном металле более 35 %, когда мартенситные прослойки со стороны шва сведены к ми­нимуму, трещины типа отрыва маловероятны.

Другой причиной появления трещин отрыва в зоне сплавле­ния при сварке является повышенное содержание в аустенитном шве диффузионного водорода, источником которого служит влага в покрытии электрода. Поэтому обязательным условием получения свободных от трещин сварных соединений является прокалка аустенитных электродов при температурах 350—400 °С.

Вероятность появления трещин усиливается при сварке ле­гированных сталей с содержанием углерода более 0,2%. Реко­мендуется в этих случаях вводить подогрев в пределах 150— 200 °С (рис. 32.9). Они возможны и при насыщении мартенсит­ной прослойки углеродом при отпуске.

32.2.5. Остаточные напряжения и деформации

Сварочные деформации и напряжения определяются неравно­мерностью температурного поля и жесткостью соединяемых де­талей (см. гл, 4). Разность термического расширения при
сварке сталей разных структурных классов проявляется в этих условиях мало, поэтому в исходном состоянии поля остаточных напряжений в однородных и разнородных соединениях близки между собой и отличаются лишь некоторым смещением эпюр в сторону составляющей стали с меньшей теплопроводностью (в данном случае в сторону аустенитной стали) (рис. 32.10,а—в).

Основное различие в рас­пределении полей остаточ­ных напряжений в соеди­нениях однородных и раз­нородных сталей разных структурных классов воз­никает при термической

обработке или высокотем­пературной эксплуатации (рис. 32.10, г, д). На стадии нагрева и выдержки при

максимальной температуре обоих типов соединений

остаточные напряжения снимаются за счет прохож­дения процесса релакса­ции, при последующем охлаждении однородных со­единений условий для воз­никновения поля собст­венных напряжений нет,

поэтому термическая обра­ботка является эффектив­ным способом их снятия. В отличие от этого при ох­лаждении соединений из сталей разных структурных классов в них возникают

новые внутренние напря­жения, условно называемые напряжениями отпуска, обуслов­ленные разностью характеристик термического расширения сва­риваемых сталей. В соединениях аустенитной стали с перлитной охлаждение после нагрева вызывает в аустенитной стали появ­ление остаточных напряжений растяжения, а в перлитной —

уравновешивающих их напряжений сжатия. В сварных соеди­

нениях перлитной стали с высокохромистой наоборот в перлит­ной стали возникают напряжения растяжения, а в высокохро­мистой сжатия. Аналогичные закономерности распределения остаточных напряжений сохраняются в биметаллических изде­лиях, выполненных наплавкой, взрывом и другими способами, например, вибрационной обработкой.

Для узлов энергетических машин и другого высокотемпера­турного оборудования, подверженных воздействию теплосмен, возможно возникновение и перераспределение полей временных и остаточных напряжений во время циклического воздействия температур.

32.3. Свойства сварных соединений

32.3.1. Механические свойства

Стали разных структурных классов имеют близкие модули уп­ругости, поэтому при нагружении в упругой стадии' сварные со­единения разнородных сталей можно рассматривать как одно­родное тело. При нагружении в упругопластической стадии должна учитываться совместность пластической деформации участков с разным уровнем прочности.

При приложении усилий вдоль шва прочность и пластич­ность соединения являются промежуточными между свойствами разных участков. При наличии в них хрупких прослоек в пос­ледних возможно появление трещин до полного разрушения из­делия.

При приложении усилий поперек шва свойства сварных сое­динений в первом приближении определяются свойствами наи­менее прочной составляющей. В районе зоны сплавления при заметном изменении свойств свариваемых сталей или стали с металлом шва необходимо упитывать эффект контактного взаимодействия. Его нужно принимать во внимание и при нали­чии в зоне сплавления малопрочных и хрупких прослоек.

При эксплуатации в диапазоне нормальных климатических и низких температур снижение несущей способности рассматри­ваемых соединений связано с проявлением эффекта хладнолом­кости. Для его оценки целесообразно использовать концепцию хрупко-вязкого перехода, определяемого изменением траекторий разрушения с использованием в качестве критерия переходной температуры хрупкости разнородного соединения Тк. Она может быть установлена по результатам сериальных испытаний образ­цов с надрезом по зоне сплавления на ударный изгиб или по данным оценки статической трещиностойкости на образцах с естественным надрезом по методике ЦКТИ [5].

Зависимости трещиностойкости сварных соединений стали 38ХНЗМФА с аустенитными швами на железной и никелевой основе приведены на рис. 33.11. За показатель трещиностойко­сти принято критическое раскрытие в вершине трещины 6С. Пунктирной линией показана зависимость 6С — Т для самой стали.

При температурах испытаний ниже Тк для соответствующего соединения величина 6С мала, а разрушение проходит по основ­
ному металлу. Переход от хрупкого к вязкому разрушению для сварного соединения со швом на никелевой основе типа Э-08Н60Г7М7Т (кривая 2) при температуре ТТ связан с рез­ким повышением величины критического раскрытия и изломом в шве. Для указанного сварного соединения с отсутствием хруп­ких кристаллизационных прослоек в зоне сплавления Т ниже

ТТ. В соединениях, выполнен­ных аустецитными электродами на железной основе типа Э-10Х25Н13Г2 (кривая 1), на­личие кристаллизационных и диффузионных прослоек в зоне сплавления, увеличение их ши­рины и твердости приводят к сдвигу критической темпера­туры хрупкости ТК, в сторону положительных температур с по­явлением промежуточного диа­пазона температур хрупкого разрушения по этому участку.

Усталостная прочность рас­сматриваемых соединений ста­лей одного структурного класса может определяться свойствами однородного соединения менее прочной стали. В отличие от этого при оценке усталостной прочности соединений сталей различного структурного класса необходимо учитывать вероят­ность преждевременного разру­шения в зоне сплавления.

32.3.2. Жаропрочность и коррозионная стойкость

Жаропрочность рассматриваемых сварных соединений опреде­ляется уровнем рабочих температур и длительностью эксплуа­тации. При температурах ниже 300—350 °С, когда эффект пол­зучести не реализуется и прочность не зависит от длительности нагружения, свойства сварных соединений разнородных сталей могут оцениваться по уровню их механических свойств при за­данной температуре с учетом возможного влияния поля вну­тренних напряжений.

В интервале температур 300—400 °С для соединений, в кото­рых одной из составляющих является низкоуглеродистая сталь, и 400—500 °С при использовании теплоустойчивых сталей (ниже

Г2 — на рис. 32.20) длительная прочность сварных соединений разнородных сталей близка к однородным соединениям. Для этого интервала температур характерно внутризеренное разру­шение в условиях ползучести и высокая пластичность при раз­рушении. Развитие диффузионных прослоек в этом интервале температур обычно не снижает длительную прочность и пла­стичность разнородных соединений, поскольку при внутризерен - ном разрушении жесткость напря­женного состояния в малопрочной прослойке будет затруднять в ней деформации сдвига и тем способ­ствовать упрочнению прослойки.

Не сказываются отрицательно и прослойки высокой твердости, так как температура эксплуатации выше их критической температуры хрупко-вязкого перехода. В соеди­нениях сталей разных структур­ных классов при высокой жестко­сти в этом интервале температур следует учитывать возможность снижения несущей способности конструкции при теплосменах из-за накопления пластической деформа­ции от воздействия поля внутрен­них напряжений.

С повышением дальнейших ра­бочих температур и вероятности межзеренного разрушения, образо­вание которого связано уже с уровнем нормальных напряже­ний, длительная прочность и осо­бенно пластичность рассматривае­мых соединений (кривая 2) могут заметно уступать однородным соединениям. При совместном деформировании участков свар­ного соединения разной прочности вблизи границы раздела со стороны менее прочной составляющей будет неизбежно повы­шаться уровень местных нормальных напряжений, ответственных за межзеренное разрушение. Это приводит к появлению прежде­временных хрупких разрушений в зоне сплавления со стороны менее прочной составляющей. Развитие в зоне сплавления диф­фузионных прослоек, снижающих прочность этого участка, при­водит к дополнительному снижению прочности и пластичности разнородных соединений (кривая 3).

На коррозионную стойкость разнородных соединений по сравнению с однородными дополнительное влияние оказывают:

а) разница электрохимических потенциалов в контакте разно­
родных составляющих, приводящая к развитию гальванической коррозии с анодной стороны; б) появление ослабленных зон и в первую очередь диффузионных прослоек; в) наличие остаточ­ных напряжений.

Коррозионная стойкость соединений перлитной стали с ау­стенитной в растворах нитратов и щелочей определяется ве­роятностью разрушения в зоне сплавления. Основным меропри­ятием по ее повышению является применение в качестве менее легированной составляющей соединения перлитной стабилизи­рованной стали. При использовании низкоуглеродистой стали наблюдается снижение коррозионной стойкости соединений, прошедших отпуск. Отмечается желательность использования в соединениях перлитной стали с аустенитной в целях повыше­ния их коррозионной стойкости, сварочных материалов на нике­левой основе.

32.4. Технология сварки

32.4.1. Способы сварки

При изготовлении сварных конструкций из разнородных сталей используется большинство существующих способов сварки. На­ибольшее распространение из них получила ручная дуговая сварка как процесс, обеспечивающий наибольшую гибкость ре­гулирования степени проплавления свариваемых кромок. При сварке сталей одного структурного класса в большинстве слу­чаев отсутствуют ограничения по уменьшению степени проплав­ления и соответственно могут применяться те же способы и ре­жимы, что и для однородных соединений. При сварке сталей разного структурного класса выбор способа сварки и ее режима определяется предельной степенью проплавления свариваемых кромок. При использовании способов с повышенным проплавле­нием кромок, как, например, при электрошлаковой сварке, тех­нологическая и конструктивная прочность соединения должны определяться подбором сварочных материалов, обладающих низкой чувствительностью к повышению степени проплавления. Перспективным является использование электронно-лучевой сварки как при непосредственном контактировании сваривае­мых кромок, так и с введением промежуточной прослойки, со­став которой выбирают из условия получения оптимальных свойств шва. Для стыковки труб в котлостроении широко при­меняют контактную сварку сопротивлением, в компрессоро - строении и других отраслях широко внедрена сварка взрывом, все большее распространение находит диффузионная сварка.

32.4.2. Стали перлитного класса

При сварке перлитных сталей разного легирования целесо­образно использовать сварочные материалы, близкие по составу к менее легированной составляющей (табл 32.3). При этом уменьшается опасность образования технологических трещин при сохранении требования прочности соединения. Термический режим сварки, и прежде всего температуру подогрева, жела­тельно выбирать близкими к требуемым для более легирован­ной стали.

Стали IV группы, обладающие ограниченной свариваемо­стью, требуют при сварке высокого подогрева и склрнны в этих условиях к образованию трещин. В связи с этим широко исполь­зуется их сварка аустенитными электродами на железной ос­нове без подогрева и последующей термической обработки. Ана­логично этому криогенные стали V группы, предназначенные для работы в сварном исполнении при температурах ниже —50ч------ 100- °С, рекомендуется сваривать аустенитными элек­

тродами на железной основе, а ниже—100 °С — на никелевой основе.

32.4.3. Высокохромистые стали мартенситного, мартенситно-ферритного и ферритно-аустенитного классов

Благодаря высокому содержанию в этих сталях энергичного карбидообразующего элемента хрома диффузионные прослойки в зоне сплавления для сварных соединений этой группы сталей не характерны. Они имеют плохую свариваемость, и при их сварке наряду с электродными материалами близкого к основ-

ному материалу легирования широко применяются аустеннтно - ферритные и ферритно-аустенитные составы (табл. 32.4).

Для эксплуатации при высоких температурах сварных сое­динений сталей VI и VIII групп между собой за основной ва­риант принята сварка электродами или проволоками на базе 12% хрома с подогревом н последующей термообработкой — отпуском. Применять аустенитные электроды в данном случае нежелательно из-за опасности термоусталостных разрушений в зоне сплавления хромистой стали и аустенитного шва. В от­личие от этого при сварке между собой VI и VII групп предпо­чтительным является использование аустенитных электродов на железной основе с аустенитно-ферритной (типа Э-10Х25Н13Г2) или ферритно-аустенитной (типа

Э-08Х24Н6ТАМФ) структурами шва. Последний тип сварочных материалов следует применять и для сварки между собой ста­лей VI (VII) групп с IX группой.

При сварке сталей VI, VII и VIII групп между собой элек­тродами на базе 12 % Сг рекомендуется использовать подогрев при температурах не ниже 300 °С, с переходом на сварочные материалы аустенитного класса температура подогрева может быть на 150—200 °С снижена. При использовании электродов на базе 12 % Сг и на базе Х25Н5 после сварки необходим вы­сокий отпуск. Из-за опасности охрупчивания соединения при охлаждении в интервале температур 457 °С охлаждение после отпуска следует проводить ускоренно.

32.4.4. Аустенитные стали и сплавы на никелевой основе

Основным критерием выбора электродных материалов для сварки аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе раз­личного легирования является склонность сварных швов

и околошовной зоны соединения к образованию горячих трещин при сварке и трещин при послесварочной термической обра­ботке. Образования хрупких кристаллизационных и диффузион­ных прослоек в зоне сплавления этих соединений можно не опа­саться.

Соединения разного легирования, входящие в X группу, можно сваривать наиболее технологичными аустенитно-феррит - ными электродами и проволоками (табл. 32.5). При темпера­туре эксплуатации ниже 500 °С термической обработке их можна не подвергать. При более высоких температурах работы в целях устранения опасности локальных разрушений в зоне сплавления рекомендуется в качестве послесварочной термической обра­ботки использовать аустенитизацию.

При сварке между собой сталей X и XI групп аустенитно - ферритные электроды использовать не рекомендуется из-за неизбежности разбавления шва при сплавлении с кромками жаропрочной стали и получения металла однородной аустенит­ной структуры, склонного к горячим трещинам. В связи с этим для данного сочетания сталей следует применять аустенитные сварочные материалы, используемые для более легированной составляющей. При эксплуатации сварного соединения выше 500 °С их следует подвергать сложной термической обработке по режиму аустенитизации с последующей стабилизацией.

Аналогичный выбор электродных материалов для более легированной составляющей должен проводиться и для свар­ных соединений сталей X и XII групп. В этом случае дополни­тельным критерием является обеспечение коррозионной стой­кости соединений.

Сварочные материалы на никелевой основе должны приме­няться для сварки между собой стали X группы со сплавами XIII группы. Если зона соединения нагрета в рабочих условиях ниже 500 °С, то термическая обработка может не произво­диться.