ТЕХНОЛОГИЯ И ОБОРУДОВАНИЕ СВАРКИ ПЛАВЛЕНИЕМ

СВАРКА МАРТЕНСИТНЫХ И МАРТЕНСИТНО-ФЕРРИТНЫХ ВЫСОКОХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ

Стали мартенситного класса в условиях сварочного термического цикла в участках зоны термического влияния (а также и в металле шва, если он подобен по составу свариваемому металлу) закали­ваются на мартенсит. Высокая твердость и низкая деформацион­ная способность металла с мартенситной структурой в результате

дефор наций, сопровождающих сварку, а также длительного воз­действия высоких остаточных и структурных напряжений, всегда имеющихся в сварных соединениях в исходном состоянии после сварки, приводят к возможности образования холодных трещин. Они, как правило, образуются на последней стадии непрерывного охлаждения (обычно при температурах 100° С и более низких) или при выдержке металла при комнатных температурах. Водо­род, находящийся в металле сварного соединения и диффунди­рующий в него даже при низких температурах, значительно способствует образованию холодных трещин.

Крупнозернистый металл швов и в зоне термического влияния более склонен к образованию трещин, чем мелкозернистый. По­этому модифицирование металла швов, предупреждающее рост зерна (например, титаном), и применение более жестких режимов (с меньшей погонной энергией) являются мерами, уменьшающими вероятность образования трещин.

Повышение жесткости свариваемых изделий увеличивает ве­роятность образования трещин, причем тем в большей степени, чем меньшей деформационной способностью обладает закаленный металл (больше содержания в нем углерода). Так, сварка в угле­кислом газе без предварительного подогрева в изделиях неболь­шой жесткости не вызывает трещин при толщине сталей 08X13 до 18 мм, 12X13 до 10—12 мм и 20X13 до 8—10 мм.

Радикальная мера предотвращения трещин — применение пред­варительного и сопутствующего сварке подогрева. Обычно для хромистых сталей мартенситного и мартенситно-ферритных клас­сов рекомендуется общий (пли иногда местный) подогрев до тем­пературы 200—450° С. Температуру подогрева повышают с увеличением склонности к закалке (в основном с увеличением кон­центрации углерода в стали) и жесткости изделия. Однако воз­можно и даже предпочтительней не нагревать металл до темпера­тур, вызывающих повышение хрупкости, например в связи с си­неломкостью, и ограничивать температуру сопутствующего сварке подогрева.

Так, для стали 08X13 такой температурой оказывается 100— 120° С. Соответственно могут быть ограничены и температуры подогрева для других сталей, например 12X13, 20X13. Верхний предел сопутствующего подогрева следует ограничивать пере­ходом стали к отпускной хрупкости или синеломкости, т. е. тем­пературой для различных сталей в интервале 200—250° С. При любом виде сопутствующего подогрева чрезвычайно опасны рез­кие охлаждения ветром или сквозняками, так как при этом весьма вероятно появление трещин.

Ни низкий, ни достаточно высокий подогрев не предохраняют от прохождения распада по мартенептному механизму. Поэтому в состоянии после сварки с характерным для этих условий быст­рым охлаждением сварные соединения имеют высокую твердость и достаточно низкую вязкость (рис. 133). Сталь 08X13 при верх­
нем пределе по углероду и нижнем по хрому приближается к ста­лям мартенситно-ферритного класса, но имеет все же более низ­кую твердость и более высокое значение ударной вязкости. Для сталей 20X13 и 12X13 ударная вязкость в основном металле вблизи шва падает с 8—18 до 1—3 кге-м/см2 соответственно.

Для улучшения структуры и свойств необходим высокий от­пуск (рис. 134). Структура после отпуска характеризуется обычно сорбитом отпуска, с тем или иным количеством свободного фер­рита. Более высокие свойства получатся при почти полном и полном отсутствии в структуре свободного феррита. Однако тер­мообработка не может проводиться вне временной связи со сва­рочной операцией. Если непосредственно после сварки остудить изделие до комнатных температур, то образуется структура мар­тенсита. Последующий ее высокий отпуск при термообработке

приведет к получению хорошей сор - битной структуры. Однако за период охлаждения при температурах ниже 100° С и за период вылеживания из­делия до начала термообработки в сварных соединениях могут образо­вываться трещины, выходящие на поверхность, и внутренние надрывы размером 1—4 мм, которые потом могут начать развиваться.

Рис. 133. Твердость п ударная вязкость основного металла в зоне термиче­ского влияния при сварке сталей 08X13 (1), 12X13 (2), 20X13 (3) в исходном состоянии после сварки (штриховые линии) и после отпуска при 700° С 3 ч (сплошные лип пи)

Рис. 134. Изменение твердости и ударной вязкости основного металла зоны термического влияния вблизи границы сплавления. Сварные соединения сталей 14Х17Н2 (а) и 20X13 (б) толщиной 4 мм после сварки и отпуска

Если же после сварки с подогревом выше верхней мартенситпой тонки изделие посадить сразу в печь, не снижая температуры, то мартенситного превращения не произойдет, трещины в соедине­ниях не образуются, но конечная структура будет грубозернистой ферритно-карбидной. Металл с такой структурой обладает и малой прочностью и низкой вязкостью. Нанлучшие свойства могут быть получены при «подстуживании» примерно до 120—100° С после сварки с температур сопутствующего подогрева, выдержке при этих температурах ~2 ч (для завершения распада аустенит-мар - тенсит, без образования трещин) и посадке в печь всего изделия на термообработку.

Такие же результаты могут быть получены, если при темпера­туре 100—120° С дать металлу в районе сварных соединений «отдых» (изотермическую выдержку) в течение 5s 10 ч. Тогда изде­лие может быть охлаждено далее до комнатной температуры и вылеживаться до термообработки в течение достаточно длитель­ного времени. Трещин после такого отдыха не наблюдается, а структура и свойства после термообработки — отпуска полу­чаются оптимальными. Схема термических режимов, обеспечи­вающих получение сварных соединений без трещин и с благо­приятными конечными структурами и свойствами приведена на рис. 135.

Свойства сварных соединений с точки зрения равнопрочности с основным металлом зависят не только от режима термообработки после сварки, но и от режима термообработки изделия перед свар­кой. Так, если отпуск после закалки перед сваркой проводили при температурах ниже тех, которые используют при термообработке

Ргс. 136. Влияние ре­жима термообработки на твердость основного ме­талла и зоны высокого от­пуска стали 45Х12ВМФ при исходной твердости:

і — высокой (отпуск до свар­ки при 080е С); 2 — ттизкой (отпуск до сварки при 700° С) О — твердость основного ме­талла; Ф — то же, участка высокого отпуска при сварке

после сварки, то обычно в сварных соединениях обнаруживается наиболее слабая зона в нескольких миллиметрах от границы сплавления (до 4—5 мм), в которой при сварке достигались тем­пературы наиболее разупрочняющего отпуска. Термообработка после сварки в таких случаях не восстанавливает свойств металла в этой зоне до свойств основного металла (рис. 136). Для обеспечения равнопрочности рекомендуется отпуск после сварки при температуре на ~20° С ниже отпуска заготовок до сварки.

Термообработка сварных соединений после сварки влияет не только на механические свойства, но и ряд специальных свойств — коррозионную стойкость, жаропрочность н др. Так, например, контактирование закаленного металла шва и зоны термического влияния с незакаленным (отпущенным) основным металлом при­водит к появлению избирательной коррозии металла закаленной зоны в сварных соединениях из стали 14X17Н2. При этом корро­зионная стойкость зависит и от соотношения поверхностей, взаи­модействующих с агрессивной средой (рис. 137).

Хромистые стали ферритные и мартенситно-ферритиые обла­дают некоторой склонностью к межкристаллитной коррозпп (м. к. к.). Особо высокую склонность к м. к. к. они приобретают

после быстрого охлаждения с высоких температур. Для вос­

становления стойкости против м. к. к. возможно применение высокого отпуска, причем его температура и длительность

для различных сталей различна.

Применение видов сварки, в ос­новном ручной дуговой, обеспе­чивающих получение наплавленно­го металла с аустенитно-ферритной

Рис. 137. Влияние соотношения поверхно­стей незакаленной (ом) п закаленной (з. т. н.) стали 14X17112 на скорость коррозии в ки­пящей 56%-ішй азотной кислоте:

1 — скорость коррозии закаленного металла;

2 — то же, незакаленного металла

структурой, для получения соединении хромистых сталей мар­тенситного и мартенситно-ферригного классов, как правило, не обеспечивает равнонрочности сварных соединений и может быть рекомендовано только для условий работы при статической нагрузке с не очень большими напряжениями (табл. 65, 66).