СВАРКА И СВАРИВАЕМЫЕ МАТЕРИАЛЫ

СРЕДНЕЛЕГИРОВАННЫЕ МАРТЕНСИТНО-БЕЙНИТНЫЕ СТАЛИ

(Мусияченко В. Ф., Саржевский В: А.)

11.1. Состав и свойства сталей

Среднелегированные мартенснтно-бейнитные стали содержат С в количе­стве до 0,4 % и более. Они легированы Ni, Сг, W, Мо, V. Оптимальное сочетание прочности, пластичности и вязкости стали получают после за­калки и низкого отпуска.

Указанные стали с целью повышения пластичности и вязкости выплав­ляют из чистых шихтовых материалов, а также тщательно очищают в лро-
цессе производства от S, Р, газов и неметаллических включений, в ряде случаев подвергая их вакуумно-дуговому, электрошлаковому переплавам, рафинированию в ковше жидкими синтетическими шлаками. Термомехани­ческая обработка (ТМО) позволяет достичь на среднеуглеродистых сталях хорошего сочетания прочности, пластичности и вязкости.

Типичными представителями среднеуглеродистых мартенситно-бейнитных сталей, широко применяемыми при изготовлении ответственных сварных

конструкций, являются стали 42Х2ГСНМА 40ХГСНЗМА (ЧМТУ 5309—57), 30Х2ГСНВМА

а также ЗОХГСНА, ЗОХГСА, 25ХГСА, 12Х2НЧА (все ГОСТ 4543—71) и не­которые другие, имеюшие предел прочности 1050—2000 МПа (табл. 11.1).

11.2. Свариваемость сталей

В ряде случаев среднеуглеродистые мартенситно-бейнитные стали применяют в конструкциях в термически упрочненном со­стоянии. В этом случае необходимо получить искомый комп­лекс свойств без термообработки сварных соединений.

Аустенитизация является ведущим процессом в формирова­нии свойств участков зоны термического влияния в широком диапазоне температур. Поэтому целесообразно разделить зону термического влияния по принципу полноты и характера аусте - нитизации на три температурные области. Температурный ин­тервал этих областей зависит от многих факторов и определя­ется особенностями как технологического процесса сварки, так и свойствами основного металла.

Условно первую из них можно определить как область пере­гретого аустенита, характеризующуюся наличием крупного зерна и высокотемпературной химической микронеоднородно­сти (ВХМН), вторую—аустенита с оптимальной величиной зерна и высокими свойствами, третью—неполной аустенитиза - ции и высокого отпуска.

11.2.1. Фазовые и структурные превращения при сварке

В исследованиях большое внимание уделяется участкам пере­грева и высокого отпуска, так как их свойствами часто оп­ределяется работоспособность сварных соединений этих ста­лей. Высокотемпературная химическая микронеоднородность (ВХМН) образуется главным образом в результате раннего оплавления отдельных микрообъемов металла околошовной зоны у линии сплавления, включающих легкоплавкие неметал­лические включения сульфидного происхождения и другие сег - регаты* Она формируется при всех способах сварки плавле­нием. При этом образуется характерная зернистая структура. Границы подплавленных зерен ориентированы по участкам за-

легания неметаллических включений и так проявляют первич­ную неоднородность основного металла. Процесс формирования ВХМН трехстадийный.

На первой стадии имеет место локальное подплавление ос­новного металла на участках легкоплавких неметаллических включений и других сегрегаций при температуре примерно 1300—1360 °С. Наблюдается специфическое растекание жидко­сти. После затвердевания подплавленных микрообъемов могут образоваться пустоты (рис. 11.1,а).

Вторая стадия характерна полным оплавлением сущест­вующих границ и сегрегаций в интервале температур примерно 1360—1420 °С. Сульфиды равномерно распределяются по оп­лавленным границам, обволакивая зерна. Первая и частично вторая стадии протекают при температуре ниже Тс сплава (рис. 11.1,в).

На третьей стадии в интервале температур примерно 1420— 1480 °С формируются более мелкие зерна делением на отдель­ные части крупных оплавленных зерен путем соединения оплав­ленных островков и полосок между собой с возникновением новых обогащенных границ (рис. 11.1, г).

На всех стадиях формирования неоднородности в подплав­ленных участках наблюдается сегрегация элементов, имею­щихся в стали. Микрорентгеноспектральный анализ образцов, нагретых по термическому циклу участка ВХМН, а также об­разцов из сварных соединений показывает, что степень химиче­ской неоднородности практически не зависит от скорости на­грева, охлаждения, времени пребывания при температуре 1300 °С и более (табл. 11.2). При дальнейшем росте темпера­туры степень сегрегации не изменяется. Степень химической

неоднородности в имитированных образцах и у линии сплав­ления сварных соединений примерно такая же, как и в металле шва аналогичного химического состава.

Микрорентгеноспектральный анализ образцов, нагретых по термическому циклу участка ВХМН, показывает (табл. 11.3), что сегрегация легирующих элементов на первичной границе сохраняется даже после длительных выдержек при 1200 °С. Высокотемпературная химическая микронеоднородность, разви­вающаяся в участке подплавления околошовной зоны под воз­действием сварочного термодеформационного цикла и сохра­няющаяся после термической обработки, изменяет кинетику

Примечание. сг — концентрация иа границе, вес %; сэ — концентрация в зерне, % (по массе).

Примечание. с3 — концентрация в зерне % (по массе); ср — концентрация на границе %.

мартенситного превращения в этом участке, увеличивая коли­чество менее пластичных продуктов распада, образовавшихся в нижнем интервале мартенситной области, что может явиться причиной зарождения и развития холодных трещин (табл. 11.4, 11.5).

11.2.2. Сопротивляемость ГТ и XT

Качество сварных соединений среднеуглеродистых мартенситно- бейнитных сталей во многом определяется свойствами около­шовной зоны и прежде всего ее сопротивляемостью образова­нию трещин. Сопротивляемость образованию холодных тре­щин — основного дефекта при сварке этих сталей — связыва­ется с формированием ВХМН у линии сплавления и последую­щим превращением аустенита в околошовной зоне, характером и величиной сварочных напряжений, распределением водорода в процессе сварки [1—3]. Причем значение фактора ВХМН уве­личивается с повышением легирования стали и содержания в ней С.

В сварных конструкциях зародыш трещины может образо­ваться вследствие отставания пластической деформации от фронта нарастающих напряжений. Именно в участке ВХМН

создаются наиболее благоприятные условия для слияния мик- ронесплошностей в дефект критических линейных размеров. Этот дефект затем развивается в надрыв — горячую трещину, способную перерасти в холодную в зависимости от вязкости примыкающего участка околошовной зоны, а также напряжен­ного состояния.

Трещины, зародившиеся на первичных границах участка ВХМН околошовной зоны, встречаются в сварных соединениях конструкций из сталей 40ХГСНЗМА и ЗОХГСНА, выполненных электронно-лучевой и многослойной дуговой сваркой под флю­сом. При этом они вероятнее в верхней части шва, где участок неоднородности шире и превышает 0,2 мм [4].

Уменьшение содержания S, газов и неметаллических вклю­чений в металле при электронно-лучевом и электрошлаковой переплаве сталей 42Х2ГСНМА и 30Х2Н2М приводит к повы­шению его пластичности и особенно ударной вязкости. Так как неметаллические включения приводят к локальным оплавле­ниям при температуре ниже Тс, то в рафинированном основ­ном металле первая стадия подплавления может смещаться в область более высоких температур. При сопоставимых усло­виях в основном металле стали 42Х2ГСНМА электронно-луче­вого переплава при подплавлении формируются первичные зерна меньшей величины, чем в стали обычной выплавки. Тем не менее в околошовной зоне рафинированного металла боль­шее значение имеет не величина первичных зерен, а химиче­ский состав и структура границ ВХМН, количество, форма и распределение неметаллических включений. В результате ми­нимальная замедленная прочность сварных соединений рафини­рованных сталей при длительном нагружении непосредственно после сварки на 40—60% выше по сравнению с таковыми ста­лей обычной выплавки (рис. 11.2). Рафинирование понижает вероятность зарождения трещин и повышает стойкость сварных соединений к замедленному разрушению.

Предварительная наплавка кромок металлом такого же хи­мического состава, что и основной, на глубину предполагаемой околошовной зоны — эффективное средство повышения каче­ства сварных соединений. Склонность сварных соединений стали 35X3H3M к замедленному разрушению понижается при­мерно на 60% (рис. 11.3).

11 2.3. Механические свойства металла зоны термического влияния

Высокотемпературная химическая микронеоднородность влияет на комплекс физико-механических свойств соответствующего участка и работоспособность сварного соединения.

Значения ударной вязкости подплавленных образцов стали 30Х2Н2М после различных видов термической обработки при­ведены ниже:

КСи-<°, Дж/см-”

Вид термообработки.................................................

TOC o "1-5" h z Состояние поставки (после отжига) ............................................... 100

Аустенитизация 870 °С, 1 ч, масло и отпуск

590 °С, 2 ч, масло...................................................... 100

Аустенитизация 1100 °С, 2 ч, воздух, затем ау­стенитизация 870 °С, 1 ч, масло и отпуск 590 °С,

2 ч, масло.................................................................................... 100

Нагрев по сварочному термическому циклу участка подплавления до 1450 °С. . . . ... 10

То же и отпуск 590 °С, 2 ч, масло.................................................. 13

То же, без отпуска, затем аустенитизация 870 °С,

1 ч, масло и отпуск 590 °С, 2 ч, масло 14

То же, без отпуска, затем аустенитизация 1100 °С,

2 ч, воздух. После этого аустенитизация, 870°С,

1 ч, масло и отпуск 590 °С, 2 ч, масло............................................ 35

То же, без отпуска, затем аустенитизация 1200°С,

2ч, воздух. После этого аустенитизация 870°С,

1ч, масло и отпуск 590 °С, 2 ч, масло............................................ 45

Следовательно, термическая обработка не позволяет повы­сить ударную вязкость подпдавленного металла ^45 Дж/см2.

Влияние величины зерна аустенита на ударную вязкость термически обработанных образцов стали 30Х2Н2М при тем­пературах аустенитизации от 870 до 1300 °С с закалкой в масло и отпуском 590 °С, масло, показано в табл. 11 6.

Сопоставление микроструктур образцов после нагрева до 1200 и 1300 °С показало, что границы в обоих случаях загряз­нены неметаллическими включениями сульфидного типа (рис. 11.4). При 1300 °С происходит подплавление сульфидных вклю­чений. Металлографически это проявляется в изменении цвета

включений. Они становятся темными, почти черными и приоб­ретают округлую форму (рис. 11.4). Изменение состава вклю­чений, образование микропустот способствуют снижению удар-

ной вязкости, что наблюдается на образцах, нагретых до 1300 °С. Термической обработкой можно измельчить зерно аустенита [5] и восстановить ударную вязкость стали только в случае отсутствия высокотемпературной химической микроне­однородности.

Следовательно, на ударную вязкость участка у линии сплав­ления влияют величина первичных и вторичных зерен и состоя-

І — односторонняя аргоно-дуговая сварка; //— электронно-лучевая сварка с большой погонной энер­гией; /// — электронио-лучевая

сварка на оптимальном режиме

ние их границ. Это справедливо применительно к сварным со­единениям, не подвергающимся термической обработке после сварки. В этом случае хрупкий участок у линии сплавления уширяется за счет зерен, нагревающихся до температуры ниже 1300 °С. Действительно, электрошлаковые сварные соединения стали 30Х2Н2М, выполненные проволокой Св-08ХЗГ2СМ, при надрезе Менаже по участку у линии сплавления имеют удар­ную вязкость 27 Дж/см2 при температуре +20 °С. Последую­щая закалка с высоким отпуском сужает этот участок до ши­рины подплавления, измельчая вторичные зерна. В результате улучшения этого весьма узкого участка соседними нет сниже­ния ударной вязкости (100 Дж/см2). В данном случае участок уже ширины надреза Менаже.

Серьезные трудности при сварке термически упрочненных среднеуглеродистых мартенситно-бейнитных сталей возникают также из-за разупрочнения основного металла в участке зоны термического влияния, нагреваемого до температуры высокого отпуска. Особенности разупрочнения основного металла в этом участке целесообразно рассмотреть на стали 42Х2ГСНМА, так как она наиболее интенсивно разупрочняется при сварке из-за высоких прочностных характеристик.

Построенная термокинетическая диаграмма показывает, что сталь имеет низкую критическую скорость закалки (0,625 °С/с). Она закаливается на мартенсит при скоростях охлаждения, возможных при сварке (рис. 11.5).

Установлено влияние скорости нагрева и структуры металла на критические точки, а следовательно, и температурный ин­тервал участка разупрочнения. Показано (рис. 11.6), что изме­нение скорости нагрева в пределах 160—700 °С/с не оказывает существенного влияния на положение критических точек. Для стали 42Х2ГСНМА в состоянии закалки и низкого отпуска из­менение скорости нагрева в пределах 30—2000 °С/с смещает температурный интервал а->у-превращения на 35—40 °С при точности измерения температуры ±10 °С. Можно полагать, что смещение температурного интервала участка разупрочнения в область повышенных температур будет таким же незначи­тельным.

Изучение влияния термических циклов сварки на структуру и твердость зоны термического влияния показывает, что раз­упрочнение имеет место в участке, нагреваемом до температур 500—770 °С. При этом его минимальная твердость остается практически постоянной и не зависит от погонной энергии сварки (рис. 11.7).

Определение предела прочности образцов, нагретых по сва­рочным термическим циклам этого участка, показало, что па­дение прочности также имеет место при нагреве до температур 500—770 °С (рис, 11.8). Прочность образцов не зависит от
скорости нагрева (0,05—700 °С/с) и скорости охлаждения (0,05—500 °С/с). Значительное разупрочнение может иметь место только при длительных изотермических выдержках по­рядка нескольких часов.

С повышением погонной энергии сварки увеличивается ши­рина участка разупрочнения и уменьшается предел прочности сварного соединения (рис. 11.9). Сравнение соединений стали 42Х2ГСНМА, выполненных двумя способами сварки, показало,

что наименьшее разупрочнение в зоне термического влияния наблюдается при электронно­лучевой сварке с низкой по­гонной энергией ( — 6,8%),

в то время как при аргоноду­говой сварке оно значительно больше (22,3%). Ширина уча­стков разупрочнения в сопо­ставляемых соединениях со­ставляла соответственно 1,1 и 2,7 мм

При одинаковой эффектив - нбй погонной энергии элект­ронно-лучевая сварка по срав­нению с аргонодуговой дает более узкий разупрочненный участок и более высокие зна­чения прочности сварных сое­динений из-за высокой кон­

центрации энергии в электрон­ном луче.

Исследование участка раз­упрочнения при аргонодуго­вой и электронно-лучевой сварке металла толщиной

4,5—8 мм показывает, что твердость в этом участке определяется только температурой

нагрева, а прочность соединений зависит не от уровня твердо­

сти разупрочненного участка, а от его ширины. При этом сле­дует учитывать, что участок разупрочнения имеет плавный переход к более прочным участкам зоны термического влияния.

Для каждой тойщины металла и способа сварки существует определенная ширина разупрочненного участка, при которой обеспечивается максимально возможное контактное упрочнение и достигается равнопрочность сварного соединения основному металлу (рис. 11.10, а).

Исследования кинетики и механизма разупрочнения в зоне термического влияния позволили установить характер влияния

свойств участков, окружающих мягкую прослойку, на прочность сварных соединений. Экспериментально обоснован новый кри­терий— относительная ширина мягкой прослойки bjb^, опре­деляющий предел прочности сварного соединения (рис. 11.10,6). Предложенная эмпирическая зависимость имеет вид [6]

авв = °в + 0,3а”-у6, + 0,3а" Ь1Ь%

где ствсв — предел прочности сварного соединения; ствм предел прочности мягкой прослойки; Ь0—ширина прослойки при рав­нопрочное™ сварного соединения основному металлу; Ь — те­кущая ширина прослойки.

Следовательно,, технологические процессы сварки, приводя­щие к сужению участка зоны термического влияния сварных соединений среднеуглеродистых мартенситно-бейнитных сталей, повышают не только технологическую, но и конструктивную прочность соединений и позволяют достигнуть равнопрочность сварных соединений предварительно термоупрочненному основ­ному металлу в условиях эксплуатации.

11.2.4. Выбор тепловых режимов сварки

Установлено, что участок ВХМН является наименее пластич­ным участком с низкой ударной вязкостью. Уровнем его свойств определяется склонность сварных соединений к замедленному разрушению. Именно на подплавленных границах формируются микронесплошности, которые развиваются в виде горячих или холодных трещин.

На основании вышеизложенного методы, способствующие уменьшению склонности околошовной зоны сварных соединений к образованию трещин, целесообразно разделить на две группы в зависимости от их влияния на кинетику процесса формиро­вания трещин. К первой группе следует отнести методы, спо­собствующие уменьшению склонности к зарождению трещин, ко второй—методы, способствующие уменьшению склонности к их развитию.

В первую группу входят методы, предусматривающие сварку с применением источников, обеспечивающих концентрирован­ный нагрев с малыми погонными энергиями; рафинирование и модифицирование основного металла; применение аустенитных и легированных ферритных электродных проволок с понижен­ной температурой плавления; ослабление непосредственного воздействия источника нагрева на свариваемые кромки путем увеличения количества расплавляемого присадочного металла, применяя горячую или холодную присадку, крошку и др.; при­менение наплавки кромок и другие.

Во вторую группу входят методы, предусматривающие пред­варительный или сопутствующий подогрев; термическую обра­ботку сварных соединений после сварки; смещение бейнитно - мартенситных превращений околошовной зоны в область повы­шенных температур и др.

Многолетний опыт эксплуатации сварных конструкций из среднеуглеродистых мартенситно-бейнитных сталей указывает на большую эффективность первой группы методов, способст­вующих уменьшению склонности к зарождению трещин. Эта тенденция сильнее проявляется при повышении содержания уг­лерода в стали (0,4 % и более) и усложении ее системы леги­рования.

11.3. Технология сварки и свойства соединений

11.3,1. Сварка покрытыми электродами

Для дуговой сварки среднеуглеродистых мартенситно-бейнит­ных сталей применяют различные электроды (табл. 11.7) в за­висимости от прочности и пластичности свариваемой стали, а также условий эксплуатации сварных конструкций.

Для сварки сталей высокой и средней прочности при тол­щинах более 2,0 мм рекомендуются электроды типа Э100, ВИЮ-6 (Св-18ХМА) и типа Э85, НИАТ-ЗМ (Св-08А), ГОСТ 9467—75. Для получения соединений с высокой стойкостью к образованию холодных трещин, а также швов с высокими пластическими свойствами и малой чувствительностью к кон­центраторам напряжений рекомендуется применять электроды со стержнем, обеспечивающим аустенитную структуру шва. При прочности металла шва 600 МПа обеспечивается высокая рабо-

тоспособность конструкций в условиях динамических и ударных нагрузок. Аустенитные электроды применяются для соединений, не подвергающихся термической обработке после сварки.

11.3.2. Сварка в защитных газах

Высокое качество сварных соединений толщиной 3—5 мм до­стигается при аргонодуговой сварке неплавящимся электродом [2, 7]. При выборе присадочного материала (электродной

проволоки) для дуговой сварки в среде защитных газов сле­дует руководствоваться табл. 11.8. Первый слой выполняют без присадки с полным проваром кромок стыка и обратным формированием, второй — с поперечными низкочастотными ко­лебаниями электрода и механической подачей присадочной проволоки. Возможен и третий слой с поперечными колеба­ниями электрода без присадочной проволоки со стороны об­ратного формирования на небольшом режиме для обеспечения плавного перехода от шва к основному металлу.

Для увеличения проплавляющей способности дуги при арго­нодуговой сварке сталей применяют активирующие флюсы (АФ). Применение АФ повышает проплавляющую способность дуги в 1,5—2 раза, что обеспечивает увеличение производитель­ности процесса, повышение качества, возможность исключения разделки кромок и многопроходной сварки при толщинах 8— 10 мм [7]. Для сварки сталей рекомендуется применять флюс, представляющий смесь компонентов (Si02, NaF, Ті02, Ті, Сг20з). Эффективно применять АФ при аргонодуговой сварке неплавящимся электродом среднеуглеродистых мартенситно - бейнитных сталей, подвергнутых электрошлаковому и элек­тронно-лучевому переплавам и требующих для обеспечения заданного провара увеличения сварочного тока по сравнению с металлом открытой выплавки. Сварку с АФ рекомендуется применять преимущественно механизированным способом для получения равномерной глубины проплавления. Неплавящийся электрод при сварке с АФ рекомендуется применять из наибо­лее стойких марок активированного вольфрама ВТ15 или СВИ-1. Весьма целесообразно и эффективно сочетать примене­ние АФ с поперечными низкочастотными колебаниями элек­трода при выполнении поверхностных слоев шва для обеспече­ния плавного перехода от шва к основному металлу.

После сварки, не позднее чем через 30 мин, сварные соеди­нения с ферритными швами подвергаются высокому отпуску при 600—650 °С в течение 2 ч. Затем производится окончатель­ная термическая обработка по режиму основного металла.

Ряд ответственных конструкций из термически упрочненных среднеуглеродистых мартенситно-бейнитных сталей сваривают проволокой Св-08Х20Н9Г7Т в углекислом газе как в автомати­ческом, так и полуавтоматическом режиме. При прочности ме­талла шва 600 МПа достигают конструктивную равноценность сварных соединений основному металлу при высокой их надеж­ности.

11.3.3. Сварка под флюсом

Автоматическая сварка под флюсом рекомендуется при тол­щине свариваемого металла свыше 4 мм для прямолинейных и кольцевых (диаметром 80 мм и выше) соединений.

Подкладные кольца и замковые соединения для сталей, на­пример ЗОХГСНА, не рекомендуются, так как они снижают на­дежность изделия в эксплуатации. Вместо подкладных колец первые слои целесообразно выполнять аргонодуговой сваркой на весу. Электродную проволоку и флюс для сварки конструк­ционных сталей выбирают согласно табл. 11.9. Для предотвра­щения пористости и наводораживания швов флюсы перед сваркой необходимо прокаливать, чтобы их влажность не пре­вышала 0,1% для стекловидных флюсов и 0,05% для пемзо­видных. Это достигается нагревом стекловидных флюсов до

Рис. 11.11. Влияние скорости сварки на ширину зоны закалки (а), долю участия ос­новного металла в шве (б), глубину проплавлення (в): / — однодуговая сварка; 2 — двудуговая сварка; 3 — двудуговая сварка форсированный режим; 4 — однодуговая

сварка с подогретой присадкой

350—400 °С, а пемзовидных до 400—500 °С с выдержкой 2— 3 ч. Максимальная температура нагрева под прокалку приме­няемых флюсов (табл. 11.9 )не должна превышать 650—700 °С во избежание окисления компонентов флюса и его спекания.

В случае сварки жестких узлов ферритными проволоками, а также соединений сталей ЗОХГСА, ЗОХГСНА, 40ХГСНЗМА и др. большой толщины применяют подогрев 150—300 °С. Не­посредственно после сварки ферритными проволоками во всех случаях необходим общий или местный отпуск при 600— 650 °С для предупреждения образования холодных трещин. Сварку аустенитными материалами производят без предвари­тельного подогрева и последующей термообработки соединений.

Узлы в виде толстостенных труб различного диаметра из сталей ЗОХГСНА и 40ХГСНЗМА, предназначенные для ответ­ственных силовых конструкций, изготавливают многослойной сваркой под флюсом АН-15 и АН-15М проволокой Св-20Х4ГМА диаметром 2,5—3 мм.

Дальнейшее существенное увеличение производительности возможно при сварке с применением двух и более проволок.

Представляет интерес сопоставить по производительности только те способы сварки двумя проволоками, при которых со­храняется достаточно высокое качество участка ВХМН. Сопо­ставлены однодуговая сварка, двудуговая сварка, двудуговая сварка с форсированным режимом на второй дуге, сварка од­ной дугой на форсированном режиме с подачей дополнительной подогретой присадочной проволоки со скоростью 123 м/ч. Сварка стали 30Х2Н2М толщиной 80 мм проволокой Св-08Х20Н9Г7Т на постоянном токе прямой полярности под флюсом АН-22.

Установлено, что ширина участка ВХМН максимальна в тех­нологических вариантах с более широкой зоной закалки. При двудуговой сварке заметно возрастает ширина зоны закалки (рис. 11.11, а) по сравнению с однодуговой. При этом твердость во всех случаях составляет примерно 44—48 HRC. Сварка с по­догретой присадкой по ширине зоны закалки близка к одноду­говой сварке.

Наименьшая доля участия основного металла в шве при сварке с подогретой присадкой (рис. 11.11,6). Глубина проплав­ления при двудуговой сварке увеличивается (рис. 11.11, в). При сварке на форсированном режиме это увеличение значи­тельное. Сварка с подогретой присадкой наиболее близка к од­нодуговой и превосходит ее по производительности в 2,5 раза.

Способ сварки с подогретой присадкой повышает сопротив­ляемость сварных соединений с ауетенитным швом образова­нию холодных трещин — отрывов [8]. Следовательно, по сово­купности признаков сварка с подогретой присадкой наиболее перспективна с точки зрения повышения производительности с сохранением высокого качества сварных соединений.