СВАРКА разнородных металлов и сплавов

СВАРКА СТАЛЕЙ РАЗЛИЧНЫХ КЛАССОВ, А ТАКЖЕ СТАЛИ С ЧУГУНОМ

Комбинированные сварные конструкции из разнородных сталей применяют в различных отраслях народного хозяйства и прежде всего в энергетическом, химическом, нефтяном машиностроении, а также в новой технике. Перспективная область их применения — биметаллические изделия, в которых из легированных сталей изго­товляются лишь тонкие облицовочные слои, контактирующие с агрес­сивной средой [32, 48]. Соединения разнородных сталей используют также при изготовлении трубопроводов различных диаметров (от нескольких миллиметров до метра и более), узлов двигателей, режу­щего инструмента, корпусов наеосов и задвижек АЭС и других ком­бинированных деталей.

Характерная особенность сварных соединений разнородных сталей — химическая, структурная и механическая неоднородность. При сварке сталей разных структурных классов из-за существен­ного различия их коэффициентов линейного расширения в стыках будут возникать поля собственных напряжений, не снимаемые термо­обработкой. При длительной эксплуатации сварного соединения таких сталей в условиях высокой температуры в зоне сплавления может измениться структура соединяемых металлов с образованием прослоек, создающих известную структурную неоднородность. Осо­бенно четко эта неоднородность проявляется в соединениях аусте - нитных сталей с неаустенитными (рис. 49).

Изменение структуры сплавляемых металлов может быть на­столько сильным, что существенно снизятся их статическая и цикли­ческая прочность и пластичность. В результате совместного действия термических и рабочих напряжений от давления, а также остаточ­ных сварочных напряжений и при наличии хрупких прослоек в соеди­нении может произойти преждевременное (аварийное) разрушение сварного соединения [4, 48]. Указанные факторы оказывают заметное влияние на выбор материалов конструкции, технологию ее изготов­ления и эксплуатационную надежность. Наиболее обстоятельно основы дуговой сварки разнородных сталей рассмотрены в работах [48, 120, 121 ]. За последнее время опубликовано много новых работ, посвященных различным вопросам этой проблемы: новым сочетаниям сталей различных толщин, применению электронно-лучевой, диффу­зионной сварки, сварки трением и взрывом, электрошлаковой, газо­прессовой и других способов. Для решения конкретных производ­ственных задач разработано большое количество присадочных метал­лов (проволок, электродов) и создаются новые.

Механические свойства (статическая и циклическая прочность) сварных соединений разнородных сталей в значительной мере зави­сят от структурной и химической неоднородности зоны сплав­ления. Наибольшее влияние оказывают обезуглероженная и на- углероженная диффузионные прослойки. Их образование может быть связано с термическим воздействием процессов наплавки и сварки, эксплуатационными нагревами и технологическими, улуч-

шающими структурное или напряженное состояние таких соеди­нений.

Указанная неоднородность представляет собой обезуглероженную прослойку в менее легированном металле и науглероженную в более легированном. Образование этих прослоек обусловлено диффузией углерода из менее легированного металла в более легированный, вы­зываемой различием в них термодинамической активности этого эле­мента [33, 120]. Принято считать, что факторами, способствующими образованию такой структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей, являются химический состав сплавляемых металлов (особенно содержание в них углерода и элементов, обра­зующих карбиды), а также нагрев зоны сплавления до температуры, вызывающей заметную миграцию углерода.

Химическая неоднородность зоны сплавления соединений средне­легированной стали 30Х2Н2М с аустенитным металлом шва изучена в работе [172]. Использовали обычные и форсированные режимы в сочетании с наклоном электрода и удлинения его вылета в целях уменьшения проплавления металла. Автоматическая сварка образ­цов с разделкой кромок глубиной 25 мм выполнялась аустенитной проволокой Св-08Х20Н9Г7Т диаметром 5 мм под флюсом АН-22. По данным микрорентгеноспектрального анализа, наиболее высокое содержание углерода в зоне сплавления наблюдалось при автоматиче­ской сварке на форсированном режиме при вертикальном расположе­нии электрода (рис. 50, б), а наименьшее — на умеренных режимах (рис. 50, а). Уже в процессе сварки происходило неравномерное распределение углерода в зоне сплавления таких сварных соединений: скачкообразное повышение содержания углерода и образование ми­крохимической неоднородности в виде карбидной сетки, снижающей механические свойства этой зоны. Развитие микрохимической неод­нородности существенно зависит от режима и условий сварки.

Для уменьшения диффузии углерода в зону сплавления и сни­жения вредного действия образующейся в этой зоне карбидной сетки рекомендуется [172] применять умеренные режимы сварки. При не­обходимости сварки на более производительных форсированных режимах следует сочетать их с приемами, снижающими долю основ­ного металла в шве.

В работе [91 ] показано, что фактором, способствующим диффузии углерода в зоне сплавления разнородных сталей, может быть также электроперенос этого элемента под действием возникающих при на­греве контактной разности потенциалов. Для зоны сплавления разнородных сталей (если они заметно отличаются друг от друга своими коэффициентами линейного расширения) характерно наличие в ней напряжений [48, 73]. Значительные напряжения обнаружи* ваются не только в состоянии после сварки, но и при нагреве соеди­нения до температуры, при которой оно должно эксплуатироваться, а также после термообработки, с помощью которой в так называемых однородных соединениях они, как правило, полностью снимаются. Наличие же напряжений в металле в значительной степени сказы­вается на процессах диффузии в нем. Возникающие в металле напря­жения создают такие концентрационные токи, которые могут вызвать даже восходящую диффузию, т. е. направленную в сторону большей концентрации элемента.

Установлено, что на диффузионный процесс влияют только те напряжения, которые существуют в момент его протекания. В этом отношении весьма интересны эксперименты, показывающие, что на­пряжения в предварительно растянутом или изогнутом металле не влияют на скорость диффузии, так как они исчезают уже при нагреве до температуры, не вызывающей еще заметной диффузии. Напряже­ния же от деформации, вызываемой различием коэффициентов ли­нейного расширения тесно контактирующих материалов, существенно увеличивают скорость диффузионных процессов.

Автор работы [33] проводил сравнение микроструктуры после длительного нагрева и распределения углерода в зоне сплавления на торце и в середине образца из биметалла, представляющего собой высоколегированный металл, наплавленный на обычную углероди­стую или низколегированную сталь.

При|нагреве такого образца в сечении, совпадающем с его торцом, должно быть доведено до минимума сопротивление тепловому рас­ширению высоколегированного металла со стороны менее легирован­ного, в силу чего возникающие при этом в зоне сплавления напряже­ния (растягивающие — со стороны менее легированного металла и сжимающие — со стороны более легированного) снижаются до нуля. В сечении, проходящем через середину исследуемого образца, в зоне сплавления могут быть значительные напряжения. Следовательно, при нагреве такого образца напряжения в зоне сплавления от его торца к середине могут существенно изменяться, что должно заметно повлиять на интенсивность протекающих здесь диффузионных про-

Рис. 51. Распределение углерода р о/

TOC o "1-5" h z (в среднем сечении) в зоне сплавле - и7 1°

ния, полученное послойным спект­ральным анализом

0,6

дессов. В результате на торце и посередине об - 0,6-

разца структурная не­однородность и распре - о,2

деление углерода в зоне сплавления имеют различ­ный характер (рис. 51). 0

Как видно из рис. 51, где приведено распределение углерода, выявленное послойным спек­тральным анализом, в среднем сечении образца по сравнению с его торцом имеется значительно большее увеличение количества углерода со стороны аустенитного металла и уменьшение его со стороны стали 20. Это показывает, что одним из факторов, способствующих образованию структурной неоднородности в зоне сплавления разно­родных сталей при нагреве, являются напряжения в этой зоне, вызы­ваемые различием коэффициентов линейного расширения сплавлен­ных металлов. В сварных соединениях разнородных сталей эти коэф­фициенты необходимо сближать не только с целью снижения напря­жений в соединении при его эксплуатации в условиях высокой тем­пературы, но и для стабилизации структуры в зоне сплавления [33].

В работе [67 ] установлено, что степень развития неоднородности в многослойном шве может меняться по его высоте: от корня до неко­торой высоты уменьшаться, после чего снова увеличиваться к послед­нему слою. Такое изменение степени развития неоднородности при многослойной сварке связано с образованием различной по высоте шва структуры в прилегающих к аустенитному шву участках пер­литной стали, сопровождающееся изменением распределения угле­рода между твердым раствором и карбидными соединениями. Помимо известных способов стабилизации структуры в зоне сплавления, ре­комендуется применять также термообработку, предназначенную для сварки перлитной стали, обеспечивающую максимально допусти­мую коагуляцию карбидных соединений, или использовать режимы сварки, при которых в участке перлитной стали, примыкающем к аустенитному металлу, создаются условия для распада мартенсита с образованием перлитной структуры и максимальной коагуляции ее карбидной составляющей.

Остановимся еще на следующем факторе, обусловливающем об­разование переходного слоя в зоне сплавления разнородных сталей. По современным представлениям [120] его возникновение связано с недостаточным перемешиванием жидкого металла сварочной ванны у ее границы. Ширина переходного слоя в зоне сплавления металлов, существенно отличающихся по химическому составу, составляет 0,2—0,6 мм. Спектральным анализом эти пределы уточнены, и пред­ложено считать, что при обычных режимах ручной и полуавтомати­ческой сварки ширина переходного слоя в зоне сплавления разнород­ных сталей составляет 0,25—0,5 мм.

Рис. 52. Влияние содержания никеля в ме­талле аустенитного шва на ширину хруп­ких мартенситиых прослоек в зоне сплав­ления:

а — основной металл — низколегирован­ная сталь; б — аустенитный шов; в — зона промежуточных составов; 1 — шов типа 08Х18Н9; 2 — шов типа Х15Н25М6; 3 — шов из сплава на никелевой основе

В работе [115], выполнен­ной с применением электрон­ного микрозонда и расчетным путем, при дуговой сварке элек­тродной проволокой на режи­мах, используемых для соеди­нения разнородных сталей, ши­рина переходного слоя в зоне сплавления аустенитного металла с перлитной сталью получена 0,06—0,16 мм.

Расчетная ширина переходного слояэ если она определяется ис­ходя из скорости движения жидкого металла в пограничном слое и вычисляется с учетом особенностей сварочной ванны, находится в пре­делах, соизмеримых с полученными к настоящему времени экспери­ментальными данными. Предупредить или существенно уменьшить структурную неоднородность в зоне сплавления аустенитной стали с неаустенитной можно в том случае, если с последней будет сплав­ляться аустенитный металл с высоким содержанием никеля или сплав на никелевой основе [34, 48, 121 ]. Чем выше легирование проволоки никелем при прочих равных условиях, тем меньше ширина переход­ной зоны и концентрация углерода в ней (рис. 52). Уменьшение ширины прослоек с ростом содержания никеля в шве можно объяс­нить тем, что никель, являясь графитизатором, снижает устойчивость карбидов и тем самым способствует повышению содержания раство­ренного углерода.

Увеличение же содержания никеля в металле сварного шва спо­собствует образованию горячих трещин в нем. Кроме того, никель — дефицитный металл. В связи с этим представляет интерес установле­ние оптимального содержания никеля в аустенитном металле, сплав­ляемом с неаустенитным. Исследования [34, 121] показали, что со­держание никеля в аустенитном металле, необходимое для предупре­ждения структурной неоднородности в зоне сплавления его с неау­стенитным, зависит от эксплуатации сварного соединения. На этом основании предложено [34 ] все сварные соединения разнородных ста­лей разбить на следующие четыре группы в зависимости от темпера­туры эксплуатации: 1) до 350 °С (соединения, включающие обычную углеродистую сталь СтЗ); 2) при 350—450 °С (качественные углеро­дистые стали или низколегированные с высоколегированными); 3) при 450—550 °С (среднелегированные хромомолибденовые стали с высо­колегированными); 4) выше 550 °С (среднелегированные хромомолиб­денованадиевые стали с высоколегированными).

Для каждой из указанных групп установлено оптимальное со­держание никеля в аустенитном металле [34, 48]. Для соединения

Рис. 53. Микроструктура зоны сплавления углеродистой стали СтЗ с аустенитным метал лом, содержащим никель, после выдержки 300 ч: а — 11 % при 350 °С; б — 25 % при 450 °С (Х75)

сталей, работающих при температурах 350—450 °С, содержание ни­келя в шве должно быть ~19 %, при температурах 450—550 °С ~31 % и при температурах выше 550 °С ~ 47 %. Такое содержание никеля в швах, эксплуатируемых при указанных температурах, спо­собствует снижению вероятности образования малопластичных струк­турных неоднородностей, диффузионных прослоек, а также тормо­жению их роста. С учетом этого разработаны соответствующие про­волоки: ЭП622 (Х25Н25МЗ), ЭП673 (Х25Н40М7), ЭП606 (Х25Н60М10) и электроды на этих проволоках АНЖР-3, АНЖР-2 и АНЖР-1. Разработанные проволоки обеспечивают металл шва, который исклю­чает образование структурной неоднородности даже в зоне сплавле­ния с такой нестабильной в части связывания углерода сталью, как обычная углеродистая сталь СтЗ,. если сварные соединения нагре­ваются в пределах указанных выше температур (рис. 53).

Сварка перлитных сталей с аустенитными. Сварке аустенитных сталей с перлитными посвящено большое количество исследований, в которых даны рекомендации по выбору аустенитных присадочных материалов, способов сварки, по технике выполнения операции сварки и т. п., приведены результаты эксплуатации таких соедине­ний [32, 48, 121 и др.]. Работы в этой области относятся к сварке соединений сравнительно небольших толщин, эксплуатируемых при нормальной и повышенных температурах. Сварке разнородных ста­лей толщиной 50 мм при низких температурах посвящена работа [85].

При соединении разнородных сталей перлитного и аустенитного классов рекомендуется кромки перлитной стали подвергать предва­рительно наплавке аустенитными электродами, а сварку вести элек­тродной проволокой с большим запасом аустенитизирующих элемен­тов с предварительным или сопутствующим подогревом.

Влияние ширины обезуглероженной диффузионной прослойки, образующейся в зоне сплавления, на долговечность сварных соеди­нений разнородных сталей изучено в работе [160]. Исследовали сварные соединения из сталей 20 + 12Х18Н10Т с промежуточной наплавкой на сталь 20, выполненной проволоками Св-10Х16Н2М6 (первые три слоя) и Св-04Х19Н11МЗ. Образцы для испытаний выре-

і

зали из сварных соединений труб с толщиной стенки 16 мм, выпол­ненных аргонодуговой сваркой вольфрамовым электродом с приме­нением присадочной проволоки Св-04Х19Н11МЗ.

Для получения диффузионной обезуглероженной прослойки сварные соединения подвергали изотермическому нагреву в течение 2, 10, 50 и 100 ч при температуре 700 °С, при которой наиболее интен­сивно протекают диффузионные процессы, связанные с перераспре­делением углерода на границе сплавления.

Исследование влияния ширины обезуглероженной зоны на долго­вечность сварных соединений разнородных сталей проводили на гладких цилиндрических образцах в условиях чистого кругового изгиба. Средняя долговечность образцов в исходном состоянии после сварки при напряжении 250 МПа составляла 5,5* 105 циклов нагружения, в то время как долговечность стали 20 составляла 106 циклов нагружения. Сравнительные усталостные испытания свар­ного соединения разнородных сталей в состоянии после сварки и ос­новного металла стали 20 показали (рис. 54), что предел ограничен­ной выносливости сварного соединения примерно на 20 % ниже предела ограниченной выносливости стали. Данные по изменению циклической долговечности соединения сталей 20 - f 12Х18Н10Т в зависимости от толщины обезуглероженной прослойки представлены на рис. 55 (приведены результаты средних значений по испытаниям трех образцов). Из рис. 55 видно, что с увеличением ширины зоны свыше 0,15 мм (до 0,4 мм) циклическая долговечность резко падает. Дальнейшее увеличение ширины зоны вплоть до 0,8 мм практически не изменяет циклической долговечности сварного соединения. Ана­логичная зависимость получена при изучении циклической долговеч­ности сварных соединений сталей СтЗ -{-40Х.

Металлографическими исследованиями показано, что в области обезуглероженных прослоек, при которых наблюдается резкое сни­жение долговечности, распространение усталостной трещины проис­ходит по границам зерен феррита. При образовании в обезуглеро­женной зоне крупных зерен феррита (в виде монокристаллов) уста­лостное разрушение происходит поперек их, в стороне от границы сплавления.

Выбор соединяемых сталей необходимо связывать с условиями дальнейшей эксплуатации такой композиции. В судостроительной промышленности, например, наибольшее распространение из много­слойных материалов получают биметаллы, изготовленные различ­ными методами наплавки изделий, например СтЗ + 08X18Н9; СтЗ +07Х25Н12Г2Т; СтЗ + 10Х16Н25М6; Х2Н1М + 10Х16Н25М6. Работа таких изделий связана с периодическими колебаниями нагру­зок и температур. При таких условиях в переходном слое биметалла образуются четко различимые зоны обезуглероживания и науглеро­живания.

Влияние повторно-статического нагружения и количества тепло - смен изучали при максимальной температуре 650 °С, охлаждения 300 °С [73]. Совместное действие циклических нагружений и нагрева оказывает наибольшее влияние на образование зон обезуглерожи­вания в основном металле и науглероживания в наплавленном. Для стали, содержащей карбидообразующие элементы (Х2Н1М), наблю­дается некоторое снижение скорости образования этих зон, однако характер полученных зависимостей остается практически одинако­вым. Наличие же карбидообразующих элементов Ті, Сг в наплавлен­ном металле увеличивает скорость образования диффузионных зон. Максимальное значение диффузионной зоны науглероживания достигается при нагрузке, равной 0,5ств при 650 °С.

Исследование влияния развитой диффузионной зоны на работо­способность биметалла показало, что диффузионная зона не чувстви­тельна к статическому нагружению. Результаты усталостных испы­таний показали снижение циклической долговечности биметалла, прошедшего термоциклирование. В сравнении с исходным биме­таллом СтЗ + 07Х25Н12Г2Т выносливость биметалла после термо - циклирования снизилась на 35—37 %, после изотермической вы­держки, равной принятой при термоциклировании, — на 26—28 %. Место зарождения усталостной трещины, как правило, отмечалось в развитой диффузионной зоне. Таким образом, указанную склонность композиционного материала необходимо учитывать при разработке технологического процесса наплавки и сварки разнородных по струк­турному классу сталей.

Эксперименты по сварке стали 12Х18Н10Т со сталью 09Г2С про­водили применительно к ректификационной колонне с толщиной стенок корпуса до 50 мм, диаметром 3200 мм [85]. Климатические условия монтажа колонны предполагают возможность нахождения разнородного соединения в нагруженном состоянии при темпера­турах до —55 °С.

В работах [40, 41] приведены результаты исследования элек­тронно-лучевой сварки сталей перлитного и аустенитного классов. При электронно-лучевой сварке без присадочной проволоки узкий (ножевой) сварной шов формируется благодаря сплавлению свари­ваемых металлов. Учитывая легкость управления электронным лучом, можно в различной степени оплавлять кромки свариваемых сталей разных структурных классов, получая металл шва различного хими - чесного состава. При сварне пластин 6 = 6 мм из сталей 12Х18Н10Т и 12Х1МФ изменения химического состава металла швов, выполнен­ных с различной степенью смещения электронного луча, влекут за собой и изменения структуры металла шва и зон сплавления. Метал­лографические исследования показали, что смещение электронного луча оказывает заметное влияние на ширину участков переходного состава, изменяя ее с 0,065 мм в швах, выполненных при расположе­нии электронного луча по стыку пластин, до 0,02 мм в швах, выпол­ненных со смещением электронного луча на сталь 12Х18Н10Т. Участки переходного состава выявляли после выдержки пластин в течение 300 ч при 600 °С.

Испытания сварных образцов на растяжение свидетельствуют о получении качественного соединения. Разрушение происходило вдали от шва, по основному металлу одной из свариваемых сталей.

Сварные соединения сталей 12Х18Н10Т и 12Х1МФ, выполненные при смещении электронного луча на аустенитную сталь, и соедине­ния, выполненные без смещения, были испытаны на длительную прочность при 600 °С. Испытания показали, что предел длительной прочности соединений, выполненных при смещении луча на аусте­нитную сталь, превосходит предел длительной прочности стали 12Х1МФ. В случае расположения электронного луча по стыку пла­стин наблюдается снижение предела длительной прочности. Таким образом, для получения качественного сварного соединения из раз­нородных сталей с помощью электронно-лучевой сварки необходимо стремиться к тому, чтобы металл шва содержал по возможности больше аустенитизирующих элементов, чего можно достичь при свар­ке без присадочного металла путем смещения электронного луча в сто­рону аустенитной стали.

Сопоставление показателей механических свойств сварных соеди­нений, выполненных электронно-лучевой сваркой и ручной дуговой сваркой, показывает, что при электронно-лучевой сварке механи­ческие свойства выше.

Изучена свариваемость хромоникелевой стали 20ХНЗА с углеро­дистыми сталями 20, 35 и У8А газопрессовым способом, трением [96], а также разработана технология сварки трением быстрорежу­щих сталей Р6М5, Р6МЗ, Р12, Р9М4К8, Р18Ф2К8М, Р9К5, Р9К10, Р9Ф5, Р14Ф4 (диаметры 10—70 мм) со сталями 45 и 40Х для изго­товления режущего инструмента [158, 174].

Сварка разнородных сталей высокой прочности (литых с дефор­мированными) [82]. За последнее время наряду с углеродистыми мартенситными сталями типа 30ХГСН2А широкое распространение в промышленности получили высокопрочные коррозионно-стойкие стали, относящиеся к мартенситному [08Х15Н5Д2Т (ВНС-2), 06Х14Н6Д2МБТ (ЭП817), 08Х14Н5М2Д2Л (ВНЛ-3)], мартенситно - стареющему [03Х11Н10М2Т (ВНС-17), 03Х12Н5М6К13Л (ВНЛ-8)] и переходному аустенитно-мартенситному [1Х15Н4АМЗ (ВНС-5), 13Х11Н5М5Л (ВНЛ-5)] классам. Для получения экономичных свар­ных конструкций требуется использование различных сочетаний ука­занных сталей и в первую очередь литейных и деформированных.

В то же время необходимость сварки таких сочетаний в предвари­тельно термически обработанном состоянии определяет существенное снижение прочностных свойств соединений вследствие неблагоприят­ных изменений в околошовной зоне, а также из-за применения низко­прочных присадочных материалов аустенитного класса. В связи с этим в работе [82] определены рациональные сочетания указанных сталей в сварных конструкциях, а также возможность повышения их свойств за счет использования более высокопрочных присадочных металлов и специальных операций термообработки.

Исследование свойств зоны термического влияния показало, что характер происходящих изменений сходен в пределах одного класса, но резко отличается в сталях различных классов. Для околошовной зоны стали 30ХГСН2А типичны участок подкалки, твердость кото­рого превышает показатели основного металла, и участок понижен­ной твердости, соответствующей структурам неполной закалки и вы­сокого отпуска (рис. 56, а). Последний обычно является слабым зве­ном сварного соединения, однако в условиях сложного напряжен­ного состояния возможны и хрупкие разрушения участка подкалки из-за его пониженной вязкости.

При сварке коррозионно-стойких сталей мартенситного класса образующийся в зоне подкалки мартенсит не приводит к увеличению твердости, а прочность при повышенных температурах таких сталей обусловливает незначительное падение твердости в зоне высокого отпуска относительно исходных значений (рис. 56, б). Ударная вяз­кость на участке от зоны сплавления по зоне термического влияния при этом падает незначительно. Поэтому зона термического влияния таких сталей фактически не имеет «участка слабины».

При сварке мартенситно-стареющих сталей участок минимальной прочности также примыкает к зоне сплавления, а образующийся мар­тенсит является безуглеродистым. По мере удаления от зоны сплав­ления твердость монотонно возрастает на участке, соответствующем переходу от перестаренного состояния к состаренному (рис. 56, в). Величина ударной вязкости падает.

Наиболее сложный характер изменения механических свойств присущ зоне термического влияния сталей переходного класса, где наблюдаются два участка пониженной твердости (рис. 56, г). Первый примыкает непосредственно к сварному шву и соответствует зака­ленной мартенситной структуре с большим количеством остаточного аустенита. Второй соответствует нагреву до температур закалки и высокого отпуска, при которых происходит частичный а—у-переход с образованием стабильного аустенита и отпуском сохранившегося мартенсита.

Таким образом, из рассмотренных высокопрочных сталей наи­большее ослабление зоны термического влияния при сварке присуще стали 30ХГСН2А, а также сталям переходного аустенитно-мартен - ситного класса. Поэтому использование указанных сталей в разно­родном сочетании (сварка в термообработанном состоянии) наименее благоприятно. В случае использования сталей типа 30ХГСН2А по­ложение осложняется также низкими показателями технологиче-

Рис. 56. Характер изменения твердости (сплошные линии) и ударной вязкости (штриховые линии) в зоне термического влияния высокопрочных сталей толщиной 20 мм при^ручной

АрДЭС:

марка стали: 1 — 30ХГСН2А; 2 — 08Х14Н5М2Д2Л (ВНЛ-3) 3 — 06Х14Н6Д2МБТ (ЭП617)? 4 — 03Х12Н5М6К13Л (ВНЛ-2); 5 — 03Х11Н10М2Т (ВНС-17); 6 — 13Х11Н5М5Л (ВНЛ-5);

7 —* 1Х15Н4АМЗ (ВНС-5); нулевая точка соответствет началу зоны сплавления

ской прочности при сварке. В этом отношении наиболее рационально использовать низкоуглеродистые коррозионно-стойкие стали мартен - ситного класса, сочетающие высокие показатели технологической прочности по сварке с незначительными изменениями механических свойств в околошовной зоне соединения. В настоящее время отработана технология сварки сталей 08Х15Н5Д2Т (ВНС-2), 06Х14Н6Д2МБТ (ЭП817), 08Х14НМ2Д2Л (ВНЛ-3) в предварительно термообработанном состоянии как однородных, так и разнородных сочетаний с применением присадочной проволоки идентичной си­стемы легирования —марки Св-03Х12Н9М2С-ВИ (ЭП659А-ВИ), обеспечивающей получение соединений со свойствами, близкими к свойствам основного металла (табл. 8).

Применительно к сварке низкоуглеродистых мартенситных сталей со сталями переходного аустенитно-мартенситного класса использо­вание высокопрочной мартенситной присадочной проволоки марки Св-03Х12Н9М2С-ВИ ограничено малыми (до 3 мм) толщинами, для

которых характерно плоско-напряженное состояние. С увеличением толщины и возникновением объемно-напряженного состояния появ­ляется реальная опасность хрупких разрушений по околошовной зоне — особенно по участку с карбидной сеткой, где значения удар­ной вязкости минимальны.

Универсальный путь повышения механических свойств таких соединений — рациональное построение технологического процесса сварки, в частности, ограничение ее погонной энергии и применение Дополнительных операций термообработки. Достаточно указать на хорошие результаты, полученные при электронно-лучевой сварке [186] сталей переходного класса с проведением последующей обра­ботки холодом и низкого стабилизирующего отпуска.

Наиболее сложные задачи возникают при сварке коррозионно - стойких сталей с углеродистыми мартенситными сталями высокой прочности. Получить надежные высокопрочные соединения удалось при использовании присадочного металла на основе стали 03X12H5M6K13JT (BHJI-8). Предварительные эксперименты пока­зали хорошую свариваемость стали BHJI-8 со сталью 30ХГСН2А. Так, при электронно-лучевой сварке этих сталей в предварительно упрочненном состоянии и с проведением последующего низкотемпе­ратурного отпуска (200 °С, 1 ч) временное сопротивление соединения находилось на уровне ав = 1250 МПа при высоких значениях пла­стичности (|) = 64 %) и ударной вязкости (ан =192 кДж/м2). Такой высокий комплекс механических свойств обусловлен образованием в металле шва смешанной аустенитно-мартенситной структуры, ти­пичной для сталей переходного класса. Указанная присадочная про­волока может быть применена и для сварки сталей разнородных соче­таний, относящихся к углеродистым сталям мартенситного класса. Так, при сварке литой стали марки 12Х2НМА (ВКЛ-ЗМ) с дефор­мированной сталью 12Х2НВФА (ЭИ-712) 8 = 10 мм в термообрабо­танном состоянии эта присадка обеспечила получение соединений с временным сопротивлением сгв ^ 1050 МПа при ударной вязкости ая ^ 190 кДж/м2. Однако необходимо учесть, что в случае возмож­ности проведения после сварки упрочняющей термообработки для получения качественных соединений на углеродистых сталях мар­тенситного класса следует использовать более дешевые сорта при­садочной проволоки. Так, для сварки сочетания сталей 30ХГСН2А - f-

4- 27ХГСНМЛ рекомендуется [82] применять присадочную прово­локу Св-20Х2Г2СНВМА (ЭП-331У), а для ЗОХГСА + 35ХГСЛ и 12Х2НМА (ВКЛ-ЗМ) + 12Х2НВФА (ЭИ-712) — присадочную про­волоку Св-12Х2НМА или Св-18ХМА. Для обеспечения достаточной работоспособности разнородных сварных соединений из коррозион­ностойких сталей (ВНС-2, ЭП817, В НС-5, ВНЛ-5, ВНЛ-3, ВНС-17 и их сочетаний) целесообразно использовать сварочную проволоку Св-03Х12Н9М2С-ВИ (ЭП-659А-ВИ).

При аргонодуговой сварке углеродистых сталей мартенситного класса (без проведения последующей термообработки) и их сочета­ний с высокопрочными сталями применение присадочных проволок типа Св-03Х12Н5К13М6 позволяет повысить временное сопротивле­ние соединений до 1000 МПа при высоких значениях пластических и вязких характеристик. Указанная проволока рекомендуется вместо высоконикелевых аустенитных присадочных проволок (CB-10X16H25M6, СВ-08Х20Н10Г6, Х20Н80 и др.), обеспечивающих временное сопротивление соединений 600—700 МПа.

Для обеспечения качественного сварного соединения при сварке биметалла до настоящего времени используют два, три, а в некото­рых случаях и четыре разнотипных присадочных материала. Кроме того, для повышения коррозионной стойкости сварного шва со сто­роны плакирующего слоя применяют сложные технологические

приемы, такие, как сварка сдвоенным (расщепленным) или ленточ­ным электродами. Однако указанные приемы сварки не всегда позво­ляют избежать смешения коррозионно-стойкого шва с основным не - коррозионно-стойким слоем и менее стойкими промежуточными (переходными) слоями шва.

Повышение надежности сварного соединения биметалла путем использования при сварке однородного присадочного металла, обес­печивающего получение наплавленного металла с коррозионной стойкостью, по крайней мере, на уровне коррозионной стойкости пла­кирующего слоя или, что эффективнее, значительно его превышаю­щей, предложено в работе [109]. Проведены многосторонние иссле­дования присадочного металла для биметаллического соединения стали 12Х18Н10Т со сплавом Х40Н50М, в котором последний служит плакирующим коррозионно-стойким слоем. При этом проволока типа 03Х4ОН50М6Г2 не вызывала образования горячих трещин при сварке обоих слоев биметалла и охрупчивания в зоне сплавления, а также обеспечивала коррозионную стойкость сварного соединения.

Сварка стали с чугуном. При изготовлении некоторых изделий возникает необходимость соединений деталей из стали и высокопроч­ного чугуна.

Диффузионную сварку стали с чугуном (табл. 9) применяют при изготовлении блоков управления гидросистем, работающих преиз­быточном давлении до 300 кПа, стрелок подвесных путей, тормозных секторов, клапанной арматуры [43]. ^

При соединении чугуна СЧ21 со сталью 50 граница раздела не выявляется, а в зоне стыка наблюдается непрерывный ряд твердых растворов с постепенным увеличением содержания углерода по мере его диффузии из чугуна в сталь. Ферритные прослойки в стали ближе к чугуну становятся все тоньше, затем появляются пластинки гра­фита, и структура постепенно приобретает характер чугуна. Зона отбела полностью отсутствует. При сварке чугуна СЧ15 при темпе­

ратуре выше 850 °С происходит графитизация чугуна и образование дополнительного феррита. При сварке чугуна ЧНМХ на указанном режиме характер графитовых включений остается без изменений.

В работе [144] исследована возможность соединения деталей из высокопрочного чугуна со стальными дуговой сваркой тонкой элек­тродной проволокой в среде углекислого газа, обеспечивающей не­большой разогрев тонкостенных чугунных деталей, незначительный провар основного металла и способствующей получению оптималь­ного состава наплавленного металла и уменьшению склонности к об­разованию трещин. Влияние сварочного тока на структуру шва и его склонность к образованию трещин изучали при наплавке прово­локой Св-08Г2СА 0 1 мм в углекислом газе на пластины размером 400 x300 x25 мм из высокопрочного чугуна ВЧ42-12. При сварочном токе в пределах 50—200 А и напряжении 18—21 В каждую последу­ющую наплавку выполняли после полного остывания пластины, так что условия теплоотвода во всех случаях были одинаковы. Технику сварки выбирали из условия обеспечения наименьшего провара чу­гуна.

ь ^Опыты показали, что формирование валиков хорошее на всех режимах. С понижением сварочного тока склонность швов к образо­ванию трещин уменьшается, и они полностью исчезают при /св = = 100 А. Одновременно снижается количество углерода и кремния в шве. При /св = 75 А и особенно 50 А наплавленный металл по хими­ческому составу представляет собой обычную углеродистую сталь. Это можно объяснить тем, что в ходе сварки жидкий основной и при­садочный металлы интенсивно перемешиваются, а после затвердева­ния начинается диффузия углерода из чугуна в шов. Прилегающая к линии сплавления зона обогащается углеродом пропорционально времени пребывания металла шва в области температур, при которых диффузия углерода не заторможена.

Можно ожидать, что диффузия углерода происходит достаточно интенсивно даже при 300—400 °С, т. е. почти во всем интервале охлаждения шва после затвердевания. (Коэффициент диффузии углерода при 400 °С равен 10-10—10-11 см2/с.)

Существенное значение имеет при этом скорость охлаждения, которая в свою очередь обусловливается режимом сварки. В зависи­мости от скорости охлаждения в шве могут формироваться различные структуры вплоть до мартенситной прослойки. Сварочный ток ока­зывает большое влияние на структуру металла шва. Например, наи­лучшая структура была получена при сварке на токе 50 А. При на­блюдении в микроскопе МИМ-8 (хЗОО) просматривается чисто троо - ститное поле. Повышение сварочного тока до 75 А мало сказывается на структуре шва. При сварке на малых токах скорость охлаждения металла большая, и участки чугуна, прилегающие к линии сплавле­ния, находятся при высокой температуре незначительное время. Диффузия углерода в матрицу практически не происходит. Науглеро­живаются участки лишь вблизи графитных включений. На этих уча­стках возможно образование цементитных выделений. Наконец, по­вышение сварочного тока до 100 А вызывает появление в шве мартен­сита. Металл, наплавленный на токе 150 А и выше, имеет структуру крупноигольчатого мартенсита. Так как повышение сварочного тока увеличивает время диффузии углерода в шов, содержание углерода в зоне основного металла, непосредственно прилегающей к линии сплавления, понижается и облегчается образование отбела. Опти­мальные значения напряжения при сварке 18—21 В. Сварка при бо­лее низком напряжении нежелательна из-за неустойчивости процесса. При напряжении выше 21 В образуется широкий и низкий валик, возрастает количество углерода в шве и на поверхности появляются поперечные трещины.

Установлена оптимальная скорость наплавки —10—12 м/ч; с повышением скорости до 20 м/ч увеличивается доля основного металла в шве и ухудшается его структура. Валики часто имеют неравномерное сечение, поперечные трещины. Снижение скорости сварки до 3 м/ч приводит к увеличению зоны отбела вследствие силь­ного разогрева прилегающих к линии сплавления слоев основного металла. Большое количество электродного металла и связанное с этим уменьшение глубины провара могут привести к несплавлениям.

На оптимальном режиме наплавки стали на высокопрочный чугун (/св = 100 А, £/д 18-*-20 В, vCB= 10-^12 м/ч) изучали влияние

состава электродной проволоки и техники сварки на структуру на­плавленного металла. В исследованиях проволоку марок Св-08Г2СА, Св-ЮГС и опытную проволоку, легированную ванадием, наплавляли полуавтоматом на пластины из магниевого чугуна размером 200 х х250 х25 мм. Процесс протекал устойчиво при использовании пер­вых двух проволок.

При наплавке опытной проволоки легированной ванадием или титаном, наплавленный металл не содержал мартенсита, имея более низкую твердость, а обрабатываемость его была лучше, чем у ме­талла, наплавленного проволоками Св-08Г2СА и Св-ЮГС.

Применение тонкой электродной проволоки для сварки чугуна позволяет значительно упростить технику выполнения облицовоч­ных валиков.

При наложении отдельных валиков на оптимальном режиме, ука­занном выше, образуется мартенситно-трооститная структура, а иногда даже мартенситная. Поэтому с целью улучшения структуры шва и зоны термического влияния опробовано несколько приемов сварки. Простейший случай — сварка со взаимным перекрытием ва­ликов примерно на 1/3 ширины. При этом наплавленный металл имел в основном трооститную структуру с небольшими участками мартен­сита. Изменение структуры происходило вследствие повторного нагрева и частичного проплавления предыдущих валиков.

При более сложных приемах — с наложением отжигающих вали­ков — вначале накладывали валик длиной 70—80 мм, а затем, не прекращая процесса, на него наплавляли второй валик, перемещая электрод в обратном направлении. В результате структура мартен­сита в первом валике полностью исчезала. Вследствие разбавления металла шва электродным металлом уменьшалось количество угле­рода и швы приобретали ферритно-перлитную структуру. Структура

металла зоны термического влияния при этом практически не изме­нялась.

Для сварки комбинированных соединений из магниевого чугуна и стали использовали чугунные пластины размером 250 х400 х25 мм и стальные пластины размером 250 х250 х8 мм. Разделка чугунных пластин для предварительной наплавки стали показана на рис. 57.

Наплавку выполняли в один слой отдельными валиками без по­перечных колебаний сварочной проволокой Св-08Г2СА 0 1 мм на режиме: /св = 95—105 А, 1/д= 18—20 В, vCB = 10-^12 м/ч с перекры­тием предыдущего валика на 1/3 его ширины.

Предварительно наплавленные чугунные пластины сваривали со стальными следующим образом. Стальную пластину прихватывали к наплавленному слою с зазором: для разделки типа I — 2—3 мм, для разделки типа II — 6—8 мм и затем приваривали электродами УОНИ 13/45 0 4 мм. Для охлаждения пластин с целью уменьшения угловых деформаций в стыках сварку выполняли с перерывами.

Как показали механические испытания, при сварке соединений с разделкой типа / не удается обеспечить равнопрочность сварного соединения основному металлу — стали. В разделках типа II пло­щадь сплавления стали с чугуном более разветвленная, и прочность всех образцов, не имеющих угловых деформаций, выше прочности стали. Деформация резко снижает прочность сварного соединения. Металлографическим исследованием трещин в предварительно на­плавленном слое стали не обнаружено. Сплавление чугуна со сталью хорошее, проплавление основного металла небольшое.

* При приварке стальной пластины на режиме, обеспечивающем полное проплавление слоя, мартенсит на линии сплавления отсут­ствует, цементит, как правило, расположен отдельными обособлен­ными участками.

Предварительная наплавка кромок успешно использована при сварке стыковых и тавровых соединений из магниевого и серого чугуна, для заварки различных дефектов на тонкостенных чугунных отливках в случаях, когда после сварки не требуется обработка ре­жущим инструментом.