Сварка разнородных сталей

Факторы, определяющие образование и степень развития структурной неоднородности в нестабильной зоне сплавления

Если исходить из сложившегося уже представления о природе и механизме образования структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей, то становится очевидным, что по­явление этой неоднородности и степень ее развития должны опре­деляться теми факторами, которые способствуют перемещению углерода из менее легированного металла в более легированный. Таким фактором может быть прежде всего температура, так как большинство конструкций, изготовляемых из разнородных сталей, работают при повышенных температурах. В этих условиях увели­чивается подвижность атомов элементов, входящих в состав ме­талла, что должно способствовать указанному перемещению угле­рода.

На процесс образования структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей существенное влияние оказывает также время выдержки сварного соединения при повышенных тем­пературах, так как степень развития неоднородности определяется количеством перемещенного углерода. Следовательно, вторым фак­тором, способствующим перемещению углерода в зоне сплавления разнородных сталей, может быть время выдержки ее при высоких температурах.

Результаты исследований показывают, что температура нагре­ва сварного соединения и время выдержки при ней действительно настолько влияют на образование и степень развития структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей, что их можно считать определяющими факторами. Подтверждением ска­занному является рис. 49, на котором в виде графиков приведены изменения ширины обезуглероженной прослойки, характеризую­щей степень развития структурной неоднородности. Данные по­лучены при нагреве сварного соединения углеродистой стали марки СтЗ с аустенитным металлом типа Х25Н13. Отчетливо видно, что в исследуемом сочетании сплавляемых металлов структурная не­однородность обнаруживается уже при нагреве до 350° С. Однако существенное развитие она получает при температурах выше 550° С. Наиболее интенсивно развивается эта неоднородность при температурах выше 600° С. Особо сильное развитие она получает при температуре 800° С. В области этой температуры структурная неоднородность получает заметное развитие даже при выдерж­ках, исчисляемых минутами.

В зоне сплавления, нагретой до температур выше критической точки Ас„ структурная неоднородность, характерная для нестаби­льной зоны сплавления разнородных сталей, отсутствует. В этом случае наблюдается лишь изменение структуры углеродистой

і1 гали, заключающееся в постепенном увеличении ферритных участков в направлении Гранины сплавления (рис. 37). При нагре - пг н области температур до 350° С характерной структурной неод­нородности не наблюдается даже в том случае, если менее легиро - шшным металлом является обычная углеродистая сталь марки 03, которая практически не содержит элементов, связывающих уїлерод в стойкие карбиды.

Что касается времени выдержки, то с его увеличением степень развития структурной неоднородности также увеличивается. Но интенсивность ее увеличения при этом заметно снижается, если

Факторы, определяющие образование и степень развития структурной неоднородности в нестабильной зоне сплавления

Рис. 49. Зависимость ширины обезуглероженного слои в зоне сплавле­ния аустенитного металла Х25Н13 с углеродистой сталью СтЗ от тем­пературы нагрева (а) и времени выдержки (б) при повышенной темпе­ратуре.

о ней судить по уширению обезуглероженной прослойки. Особен­но сильно замедляется развитие структурной неоднородности с увеличением времени выдержки при нагреве до температур выше 600° С. Здесь увеличение ширины обезуглероженной зоны при вы­держках более 200 ч происходит настолько медленно, что время выдержки порядка 300 ч можно считать вполне достаточным для экспериментальной проверки того или иного фактора, определяю­щего образование и степень развития структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей.

Кроме температуры нагрева и времени выдержки при ней фак­торами, определяющими перемещение углерода в зоне сплавления - разнородных сталей, считают такие: а) сосуществование в зоне сплавления жидкой и твердой фаз; б) различие кристаллических решеток сплавляемых металлов по растворимости углерода; в) су­щественное различие содержания углерода в сплавляемых метал­лах; г) наличие в одном из сплавляемых металлов элементов с большим сродством к углероду, чем железо или другие карбидо­образующие элементы, содержащиеся во втором сплавляемом.

металле, или более высокое содержание в одном из них по сравнению с другим одних и тех же карбидообразующих элементов.

Перемещение углерода в зоне сплавления сварного соединения о момент сосуществования жидкой сварочной ванны с нерасплавлен­ной частью основного металла в принципе возможно 1111. Однако перемещение это не является специфичным только для сварных сое­динений разнородных сталей. Оно в одинаковой мере может быть и в зоне сплавления любого сварного соединения, получаемого сваркой плавлением. Рассматриваемая же структурная неоднородность — явление, специфичное только для соединений сталей, заметно от­личающихся по химическому составу и физическим свойствам. Пе­ремещение углерода, происходящее в период сосуществования жид­кого металла с твердым, не вызывает образования той структурной неоднородности, которая считается характерной для нестабильной зоны сплавления разнородных сталей.

Вместе с тем известно исследование 169], на основании резуль­татов которого утверждается, что углерод в зоне сплавления аус­тенитной стали с неаустенитной перемещается вследствие сосу­ществования жидкой фазы с твердой. Сущность этого исследования состояла в том. что на пластину из малоуглеродистой стали наплав­лялись три примыкающих друг к другу валика с минимальным про­плавлением предыдущего при наложении последующего. Первый валик наплавлялся обычной углеродистой проволокой Св-08А, второй — аустенитной проволокой типа Х25Н15, третий также проволокой Св-08А. Каждый валик выполнялся по четырем при­садкам из той проволоки, которой наплавлялся сам валик. При­садки применялись для того, чтобы свести к минимуму проплав­ление основного металла. При этом считалось, что зона сплавления первого и второго валиков отличалась от зоны сплавления второї о и третьего только тем, что в первом жидкой фазой был металл вто­рой (аустенитной) наплавки, а во втором — первой (неаустенитной). Остальные условия в обеих зонах принимались одинаковыми.

Сопоставлением микроструктуры, выявленной на шлифах из заготовок, подвергнутых нагреву до 680° С и выдержке при этой температуре в течение 10 мин, показано, что в первой зоне сплав­ления образовалась заметно развитая структурная неоднородность, в то время как во второй она не обнаружена. Замеченное различие авторы объясняют тем, что в первой зоне направление реактивной диффузии совпадает с направлением диффузии, обусловленной со­существованием жидкой и твердой фаз, в то время как во второй зоне эти направления противоположны.

По поводу указанного исследования следует отметить, что при его обосновании допущена неточность, когда принималось, что все условия, кроме фазового состояния сплавляемых металлов, в обеих зонах сплавления одинаковы. Автор повторил рассмотренное ис­следование. При этом с помощью спектрального анализа установ­лено, что, несмотря на небольшое проплавление основного металла {второго валика), химичёский состав металла третьего валика существенно отличается от состава металла первого валика, хотя наплавки выполнены одной и той же электродной проволокой.

Не учтено в упомянутом исследовании и то обстоятельство, что структура зоны сплавления рассматривалась после довольно высокого (680° С) нагрева, при котором выдержка в течение 10 мин приводит, как это видно из рис. 49, а, к заметному развитию не­однородности.

По нашему мнению, обнаруженная в работе структурная неод­нородность [69J обусловлена нагревом соединения металлов, отли­чающихся содержанием карбидообразующего элемента — хрома.

Анализ экспериментальных данных показывает, что различие кристаллических решеток сплавляемых металлов также нет осно-

Факторы, определяющие образование и степень развития структурной неоднородности в нестабильной зоне сплавления

Рис. 50. Микроструктура в зоне сплавления углеродистой стали СтЗ с же­лезоникелевым сплавом Н50 после сварки (а) и после выдержки в течение 300 ч при 600° С (б), ХІ50.

ваний считать фактором, определяющим перемещение углерода в зоне сплавления разнородных сталей. Подтверждением сказан­ному может быть микроструктура (рис. 50) зоны сплавления угле­родистой стали марки СтЗ с железоникелевым сплавом Н50 после выдержки 300 ч при 600° С. Решетка стали представляет собой объемноцентрированный куб, решетка сплава Н50 —гранецентри - рованный куб. Как известно, в металле с гранецентрированной решеткой растворимость углерода значительно выше, что и яви­лось основанием считать различие кристаллических решеток фак­тором, способствующим перемещению этого элемента в зоне сплав­ления разнородных сталей. Как видно из рис. 50, в рассматривае­мом соединении совершенно отсутствует структурная неоднород­ность, характерная для нестабильной зоны сплавления разнород­ных сталей. Она не образуется даже в том случае, если в качестве металла с решеткой объемноцентрированного куба используется среднеуглеродистая сталь 45, которая содержит довольно большое (0,46%) количество углерода.

Что касается различия содержания углерода в сплавляемых металлах, то оно действительно является одним из факторов, опре - деляющих образование структурной неоднородности в нестабиль ной зоне сплавления разнородных сталей. Подтверждением ска занному могут быть исследования наплавок, выполненных аустс нитной проволокой Св-Х25Н13 на армко-железо и углеродистую сталь марки СтЗ. В некоторых наплавках увеличивали содержант углерода путем введения в них графита в виде порошка. Это сделано потому, что в большинстве случаев сварки разнородных сталей в высоколегированном металле углерода содержится меньше, чем в сплавляемом с ним менее легированном металле, на основании чего, по-видимому, рассматриваемый фактор и принят как опреде­ляющий образование и степень развития структурной неодно­родности в нестабильной зоне сплавления разнородных сталей. В табл. 5 приведено содержание углерода в металле исследованных соединений. Исследованию подвергали наплавки, выдержанные в течение 300 ч при температуре 600° С.

5. Содержание углерода, %, в аустенитном и неаустеиитиом металле исследованных соединений

Соединение

Металл

аустенитный

неаустенитный

Армко-железо -(- аустеинтная сталь

0,06

0,04

То же

0,44

0,04

СтЗ - f- аустенитная сталь

0.Ю

0,21

То же

0,72

0,21

Полученные результаты показали, что даже при таком весьма малом содержании углерода в неаустенитном металле как 0,04% в зоне сплавления его с аустенитной сталью после длительной вы­держки соединения при высокой температуре обнаруживается за­метное развитие структурной неоднородности. Образования ее здесь нельзя ожидать, если исходить из положения, что перемещение углерода в зоне сплавления разнородных сталей обусловливается общим содержанием этого элемента в сплавляемых металлах. В рас­сматриваемом сочетании сплавляемых металлов общее содержание углерода в менее легированном металле (армко-железо) значитель­но ниже, чем в более легированном (аустенитном) металле, напри­мер 0,04% в первом и 0,44% во втором. В связи с этим нет основа­ний ожидать перемещения углерода из армко-железа в аустенитную •с галь.

Еще более трудно объяснить, исходя из указанного представле­ния, образование отчетливо выраженной неоднородности в наплав­ках, где аустенитный металл дополнительно легирован углеродом. В этих наплавках общее содержание углерода в аустенитном метал­ле в 3,5—11,0 раз больше, чем в сплавленном с ним неаустенитном металле. Если исходить из установившегося представления, то образование здесь неоднородности должно свидетельствовать о пере­мещении углерода из металла с меньшим содержанием этого эле­мента в металл, содержащий углерода больше.

Образующуюся неоднородность структуры в зоне сплавления in следованных сочетаний металлов можно объяснить, если исхо­дны. из уточненного [65] представления о закономерности переме­щения углерода в зоне сплавления разнородных сталей, заключаю­щегося в том, что оно здесь вызывается различием не общего содержания этого элемента в сплавляемых металлах, а его термо­динамических активностей в них.

Такое представление наиболее полно отражает действительный механизм этого процесса, так как перемещение углерода в зоне сплавления разнородных сталей относится к процессам в многоком­понентной системе. Согласно общим положениям физической хи­мии в этой системе, как и вообще в реальных растворах, направле­ние и скорость любых диффузионных процессов определяется не градиентом концентрации диффундируемого элемента, как это имеет место в идеальных растворах, а градиентом его химического потенциала или термодинамической активности. Лишь замена действительной концентрации элемента эффективной концентра­цией или термодинамической активностью позволяет исполь­зовать закономерности идеальных растворов для реальных си­стем.

При указанном представлении в зоне сплавления разнородных сталей может быть справедливым предположение [108], что в сис­теме, состоящей более чем из двух компонентов, данный элемент не всегда стремится диффундировать в область меньших концентра­ций; в рассматриваемом случае отклонение от идеальных раство­ров может быть настолько велико, что градиент концентрации и гра­диент химического потенциала или градиент активности могут иметь различные знаки, в силу чего будет происходить отрицатель­ная «восходящая» диффузия.

Если исходить из указанного уточненного представления, то причиной перемещения углерода в зоне сплавления разнородных сталей следует считать меньшее содержание углерода в твердом растворе более легированной стали, чем в твердом растворе сплав­ленной с ней менее легированной. В таком случае образование и степень развития рассматриваемой неоднородности должна опре­деляться также и темн факторами, которые изменяют содержание углерода в твердом растворе стали.

Количество углерода в твердом растворе зависит от содержания в стали элементов, способных образовывать карбиды. Чем больше в ней карбидообразующих элементов и чем выше их сродство к угле­роду, тем меньше его будет содержаться в твердом растворе. Сле­довательно, наличие в одном из сплавляемых металлов более вы­сокого по сравнению с другим содержания элементов, способных образовывать карбиды, или элементов с более сильным сродством к углероду, чем железо или другие карбидообразующие элементы, содержащиеся во втором сплавляемом металле, действительно мо­жет быть одним из тех факторов, которые определяют образование и степень развития структурной неоднородности, наблюдаемой

97

4 1-189

в нестабильной зоне сплавления разнородных сталей. Согласно механизму перемещения углерода в зоне сплавления разнородных сталей содержание карбидообразующих элементов в более легиро­ванном металле, используемом в данном соединении, должно спо­собствовать образованию и развитию этой неоднородности. И на­оборот, в том случае, когда менее легированный металл сварного соединения разнородных сталей содержит элементы, образующие стойкие карбиды, диссоциация последних должна затрудняться и процесс перемещения углерода в более легированный металл не

получает существенного развития.

,мм

V

о

°/

-"*Wб

Сг

/

О ]

, Мо

о

If*/?

0 2 4 Є в to 12

Содержание легирующего элемента, %

Рис. 51. Зависимость ширины обезуглероженной прослойки Ьо. п углеродистой стали в зоне сплавления после выдержки 300 ч при 600° С от типа и со­держания карбидообразующего элемента в аустенитном металле.

Сейчас уже имеется достаточно данных, чтобы наличие в сплавляе­мых металлах карбидообразующих элементов считать одним из факторов, определяющих образование и степень развития структурной неоднороднос­ти, характерной для нестабильной зоны сплавления разнородных сталей [66, 106]. Автором исследована зона сплавления в наплавках, выполнен­ных на углеродистую сталь марки СтЗ железоникелевым сплавом, до­полнительно легированным одним из известных карбидообразующих эле­ментов. Наплавки выполняли таким образом, чтобы в наплавляемом ме­талле обеспечивалось более 24,0% никеля, что, исходя из диаграммы со­стояния, необходимо для получения железоникелевых сплавов аустенит­ной структуры. Исследование производили после выдержки в те­чение 300 ч при 600° С.

О влиянии исследуемого элемента судили по ширине обезугле­роженной прослойки. Последнюю определяли прежде всего метал­лографическим путем. Но при этом во многих случаях трудно было проследить за изменением ширины обезуглероженной прослойки, так как околошовная зона стали марки СтЗ под воздействием тер­мического цикла сварки получила грубозернистую феррито-пер - литную структуру. Поэтому о влиянии исследуемых элементов су­дили по распределению углерода в зоне сплавления.

Распределение углерода определялось послойным спектральным анализом по методике, изложенной в гл. II. По полученным данным строились кривые, с помощью которых уточнялась ширина обез­углероженной прослойки. За окончательную ширину обезуглеро­женной прослойки принималось среднее арифметическое значений, полученных при каждом указанном способе измерения.

Полученные результаты в виде графиков приведены на рис. 51. Из рисунка прежде всего видно, что увеличение содержания в вьь
пжолегированном металле любого карбндообразующего элемента приводит к увеличению ширины обезуглероженной прослойки її менее легированном металле. Однако обращает на себя внимание п гот факт, что интенсивный рост ширины обезуглероженной про­слойки наблюдается лишь до определенного содержания каждого карбидообразующего элемента. С дальнейшим повышением содер­жания этих элементов ширина обезуглероженной зоны увеличи­вается сравнительно мало. Для хрома, например, интенсивный рост ширины обезуглероженной зоны наблюдается при увеличении его количества до 6,0%, чго хорошо согласуется с данными, получен­ными другими исследователями [106], которые в виде графика при­ведены на рис. 52. Влияние молибдена интенсивно сказывается при еще меньшем его содержании — до 4,0% . У титана и ва­надия наименьший предел содержания, до которого наблюдается интенсивный рост ширины обезуглероженного слоя — 2,0%

Факторы, определяющие образование и степень развития структурной неоднородности в нестабильной зоне сплавления

Рис. 52. Зависимость ши­рины обезуглероженной прослойки Ьо. п в зоне сплавления с малоугле­родистой сталью после вы­держки, экстраполирован­ной на 10® ч при 537е С (1000° F), от содержания хрома в высоколегирован­ном металле [106].

(рис. 51).

Из рис. 51 также еидно, что тип карби­дообразующего элемента оказывает замет­ное влияние на развитие рассматриваемой неоднородности, если о нем судить по ши­рине обезуглероженной зоны, получаемой при одном и том же содержании элемента.

Отмеченное явление можно считать законо­мерным, если исходить из известного поло­жения, что все карбидообразующие эле­менты обладают различным сродством к уг­лероду. Однако расположение кривых на рис. 51 не показывает полного соответствия между влиянием кар­бидообразующего элемента на образование структурной неодно­родности в зоне сплавления разнородных сталей и сродством этого элемента к углероду. По полученным данным нельзя составить из­вестный ряд Fe, Mn, Cr, Mo, W, V, Nb, Ті, в котором карбидообра­зующие элементы расположены в строгой последовательности по возрастанию их сродства к углероду.

Подобное несоответствие уже отмечалось в исследованиях [66]. Это дало основание автору указанной работы прийти к выводу, что перемещение углерода в зоне сплавления разнородных сталей определяется не общим содержанием карбидообразующих элемен­тов, а свободными (не связанными углеродом) их атомами, и сле­довательно, не массовой, а атомной концентрацией этих элементов. В связи с этим целесообразно при построении кривых влияния карбидообразующих элементов на величину обезуглероживания степень легирования выражать не в массовых, а в атомных процен­тах. Получаемые при этом кривые действительно располагаются в том же четком порядке, что и в приведенном выше ряде карбидо­образующих элементов.

/і*

99

Кривые влияния карбидообразующих элементов на обезуглеро­живание в зоне сплавления разнородных сталей рекомендуется [66] строить в зависимости от Ме/С— отношения содержания кар­бидообразующего элемента в металле к содержанию в нем углерода. Основанием для такого построения послужило представление о процессах, происходящих в металле при его легировании карби­дообразующими элементами, согласно которому влияние на обра­зование и степень развития структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей зависит как от содержания карби­дообразующего элемента в высоколегированном металле, так и от

Факторы, определяющие образование и степень развития структурной неоднородности в нестабильной зоне сплавления

Рис. 53. Зависимость ширины обезуг­лероженной прослойки Ьо. п менее ле­гированного металла (СтЗ с С =0,17%) от отношения Ме/С в более легиро­ванном металле после выдержки 100 ч при 700° С [69].

содержания в нем углерода. В об­щем виде эта зависимость опре­деляется отношением Ме/С.

На рис. 53 приведены графи­ки, полученные при указанном принципе построения. Харак­терным для этого графика явля­ется наличие на горизонтальной оси начального участка, отсекае­мого каждой кривой, которое свидетельствует о том, что при концентрациях карбидообразую­щего элемента и углерода, соот­ветствующих отношению Ме/С в пределах этого участка, обез­углероживание менее легиро­ванного металла не происходит. Оно начинается только при отно­шении Ме/С больше указанного участка. Отношение Ме/С, отвечающее точке пересечения кривой с горизонтальной осью (конец начального участка), принято назы­вать критическим.

Величина критического отношения Ме/С зависит от типа кар­бидообразующего элемента, температуры нагрева и времени вы­держки при ней.. Отношение Ме/С позволяет определить эффек­тивное (свободное) количество содержащегося в более легированном металле карбидообразующего элемента, которое вызывает образо­вание структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей. Определяется это количество простым арифметическим под­счетом:

Qs — Qo Qk,

где Q3 — количество свободного (не связанного углеродом) карбидо­образующего элемента; Q0 — общее его содержание; QK — коли­чество карбидообразующего элемента, связанного углеродом, QK = = kC. Здесь k — критическое отношение Ме/С для данных темпе­ратуры и времени выдержки при ней; С ■— содержание углерода в более легированном металле.

В настоящее время имеются сведения, которые позволяют счи­тать изложенные выше закономерности влияния содержащихся в более легированном металле карбидообразующих элементов на образование структурной неоднородности в зоне сплавления раз­нородных сталей справедливыми и в том случае, когда такие эле­менты вводятся в менее легированный металл. Для обоснования сказанного на рис. 54 [106] показано влияние содержания хрома в менее легированном металле (углеродистая сталь) на ширину обезуглероженной прослойки, образовавшейся в зоне сплавления с высокохромистой (14% Сг) сталью после выдержки в течение 106 ч при 537° С (1000° F). График по­строен в результате экстраполяции экс­периментальных данных, полученных при выдержках 100—3000 ч. Сравнение этого рисунка с рис. 52 показывает пол­ную согласованность характера влияния независимо от того, какой из сплавляе­мых металлов легируется этим эле­ментом.

Сг,%

Рис. 54. Зависимость шири­ны обезуглероженной про­слойки менее легированного металла в зоне сплавления с высоколегированным

(14,0 % Сг) металлом после экстраполированной на 10® ч выдержки при 537° С (1000° F) от содержания хрома в менее легированном металле.

Факторы, определяющие образование и степень развития структурной неоднородности в нестабильной зоне сплавления

Следовательно, различие содержания карбидообразующих элементов в сплав­ляемых металлах следует считать одним из основных факторов, определяющих образование и развитие структурной неоднородности в зоне сплавления раз­нородных сталей. Оно вызывает переме­щение углерода и образование такой неоднородности даже в зоне сплавления

сталей одного и того же класса, подвергнутой нагреву [47, 66].

В последних исследованиях установлены новые факторы, вы­зывающее образование структурной неоднородности в нестабиль­ной зоне сплавления разнородных сталей. Считают, что причиной диффузии углерода в зоне сплавления разнородных сталей может быть электроперенос его под воздействием возникающей при на­греве контактной разности потенциалов [73].

Показано также, что одним из факторов, вызывающих образо­вание структурной неоднородности в зоне сплавления разнородных сталей, являются напряжения в этой зоне, возникающие вследст­вие различия коэффициентов линейного (температурного) расшире­ния сплавляемых металлов [21]. Предпосылкой для этих исследо­ваний явились экспериментальные данные [25], из которых сле­довало, что в зоне сплавления разнородных сталей, если они за­метно отличаются друг от друга своим коэффициентом линейного расширения, имеет место напряженное состояние. Напряжения значительной величины обнаруживаются не только в состоянии после сварки, но и при нагреве сварного соединения. Напряжен­ное состояние металла, как показано в ряде исследований [54, 56], в значительной степени сказывается на процессе 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 [56].

Физическую сущность влияния напряженного состояния на процессы диффузии можно объяснить, исходя из дислокационного представления о пластической деформации. Как показали иссле­дования, несовершенства строения металла играют важнейшую роль в выделении углерода из a-железа, так как имеющиеся при этом дислокации служат каналами для диффузии этого элемента [94]. Появление же несовершенств в металле в значительной сте-

Факторы, определяющие образование и степень развития структурной неоднородности в нестабильной зоне сплавления

а б

Рис. 55. Микроструктуры металла зоны сплавления в торцовом (а) и среднем (б) сечениях биметаллического образца после вы­держки в течение 300 ч при 600° С, ХІ00.

пени связано с его пластической деформацией. Ускорение диффу­зии при пластической деформации обусловлено возникающими при этом подвижными дефектами типа вакансий, концентрация и время «жизни» которых на много порядков выше, чем термически равно­весных [89].

В основу эксперимента, на основании результатов которого ав­тором установлен рассматриваемый фактор, положено сравнение после длительного нагрева микроструктур и распределения угле­рода в зоне сплавления на торце и в середине образца, представляю­щего собой наплавку высоколегированного металла на обычную углеродистую или низколегированную сталь. Как показали мате­матические расчеты, при нагреве такого образца в сечений, совпа­дающем с его торцом, вследствие сведенного здесь до минимума сопротивления тепловому расширению высоколегированного ме­талла со стороны менее легированного, в зоне сплавления напря­жения (растягивающие со стороны менее легированного металла
и сжимающие со стороны более легированного) снижаются до нуля. В сечении же, проходящем через середину образца, в зоне сплавления напряжения достигают значительной величины (более 120 МПа в углеродистой стали и более 160 МПа в аустенитном ме­талле).

CX I *1

. (

°о И

*3 I

§

Cm

:ль20

3 1

з: 1

Х25Н13

1

У

WW

0,6

0,4

0,2

0

Сущность эксперимента заключалась в следующем. Из напла­вок, выполненных по трем присадкам (чтобы получить минималь­ный и ровный провар), вырезали темплеты определенных размеров, которые подвергали нагреву до 600° С и выдерживали при этой тем­пературе в течение 300 ч.

Для получения большею различия коэффициентов линейного расширения

сплавленных металлов на­плавки выполняли аус­тенитной проволокой

|1 ScS uL

r~#n*a

?таль20

iT

Х25Ш

0,5

1,0

1,5

б

2,0 2,5 С, мм

Рис. 56. Распределение концентрации угле­рода в зоне сплавления в среднем (а) и тор­цовом (б) сечениях биметаллического образ­ца после выдержки в течение 300 ч при 600° С.

С,%

0,4

0,2

Св-07Х25Н13 на углеро­дистую сталь марки 20. Эти металлы при температуре 600° С имеют коэффициент линейного расширения со­ответственно 18,0 • 10-* и 14,6 • 10-6 1/град.

Чтобы исключить обез­углероживание поверхно­сти металла, которое мо­жет сказаться на образо­вании структурной неодно­родности в зоне сплавления по торцам исследуемых об­разцов, последние нагре­вались запаянными в квар­цевые ампулы, в кото­рых создавался вакуум 0,0133 Па.

Из подверженных нагреву образцов изготовляли микрошлифы. На рис. 55 приведена полученная при этом микроструктура металла зоны сплавления. Как следует из этого рисунка, в среднем сечении нагревавшегося образца структурная неоднородность больше раз­вита, чем по торцам. Темнотравящаяся прослойка, хотя в обоих сечениях она проявляется практически на одинаковой ширине, в среднем сечении является более плотной, чем на торце. Это сви­детельствует о содержании в ней большого количества карбидов и о том, что в середине образца большее количество углерода пере­местилось из углеродистой стали в аустенитную.

Еще более четко различие в перемещении углерода в среднем се­чении образца и на его торцах выявляется при исследовании распре­деления этого элемента в зоне сплавления послойным спектральным

анализом. В среднем сечении образца, по сравнению с его тор­цом, содержание углерода значительно выше со стороны аустенит* ного металла, чем со стороны углеродистой стали (рис. 56).

Сварка разнородных сталей

Возможные варианты технологии сварни

Из предыдущего параграфа следует, что технология сварки’ пер­литных сталей различного легирования должна быть такой, чтобы в сварном соединении исключалось образование околошовных тре­щин и структурной неоднородности, характерной для нестабильной зоны сплавления …

Особенности сварки

Основной особенностью сварки разнородных сталей является не­обходимость исключить образование в зоне сплавления особой структурной неоднородности, которая приводит к настолько силь­ному изменению структуры и следовательно, свойств сплавляемых металлов, что в процессе …

Сварка высокохромистых сталей с хромоникелевыми

Высокохромистые ферритные, мартенсито-ферритные и мартенсит­ные стали могут свариваться с хромоникелевыми аустенитными, аустенито-ферритными и аустенито-мартенситными сталями. При сварке высокохромистых сталей с хромоникелевыми прежде всего необходимо предпринимать меры, исключающие образование око­лошовных трещин …

Как с нами связаться:

Украина:
г.Александрия
тел./факс +38 05235  77193 Бухгалтерия
+38 050 512 11 94 — гл. инженер-менеджер (продажи всего оборудования)

+38 050 457 13 30 — Рашид - продажи новинок
e-mail: msd@msd.com.ua
Схема проезда к производственному офису:
Схема проезда к МСД

Оперативная связь

Укажите свой телефон или адрес эл. почты — наш менеджер перезвонит Вам в удобное для Вас время.