В сварных узлах энергетических установок и различного химического оборудования довольно часто можно встретить соче­тание нержавеющих высокохромистых сталей с углеродистыми или низколегированными. При этом высоколегированная сталь исполь­зуется лишь на участках конструкции, непосредственно контакти­рующих с агрессивной средой. Основная же, несущая часть конст­рукции изготовляется из недорогих сталей перлитного класса. При­менение сварных соединений из разнородных сталей позволяет значительно снизить расход высоколегированных сталей, а также повысить несущую способность и работоспособность изделия.

Особое место занимает композиция сварных соединений из зака­ливающихся сталей перлитного класса с аустенитными швами. Такое разнородное сварное соединение позволяет заметно умень­шить возможность появления холодных трещин в оксшошовной зоне.

Образование зоны сплавления и прослоек переходного состава. При совместной кристаллизации двух разнородных сталей в зоне сплавления обычно образуются переходные структуры. Появление их связано с образованием на границе раздела зерен с разными кристаллическими решетками.

Рост кристаллов аустенитного шва начинается от оплавленных зерен основного металла, который представляет собой перлитную сталь (0,1—0,3% С). В этот момент в зернах будет структура 6-же­леза. На такой подкладке начнется образование зародышей новой фазы — аустенитных зерен металла шва. При этом согласно прин­ципу ориентационного соответствия в зоне сплавления должны появиться совместные зерна с разной кристаллической решеткой. При охлаждении в процессе полиморфных превращений совместные зерна со стороны перлитной стали распадаются и тогда в зонесплав -

ления образуются структуры перехода от у - к а-решетке. Поэтому при обычном металлографическом исследовании на резко очерчен­ной границе сплавления (рис. 234, о) совместных зерен не видно. Обнаружить совместность кристаллизации (рис. 234, б) удается на установке для высокотемпературной металлографии после ва­куумного травления микрошлифа при температурах, соответствую­щих аустенитной структуре основного металла.

Появление в зоне сплавления переходных структур при сварке разнородных сталей объясняется не только особенностями кристал­лизации двух сплавов с разными кристаллическими решетками, но и условиями сплавления между собой материалов разных соста-

вов. По этой причине в зоне сплавления со стороны металла шва неизбежна прослойка переходного состава (рис. 235). Ее ширина зависит от условий кристаллизации и лежит в пределах 0,2—0,8 мм. В месте расположения прослойки наблюдается возрастающая'к гра­нице сплавления разбавленность перлитной (или углеродистой) сталью аустенитного шва и вызванное этим резкое уменьшение кон­центрации легирующих аустенит элементов (рис. 235). Поэтому в прослойке образуется хрупкий мартенситный участок, который может привести к разрушению зоны сплавления и снижению экс­плуатационной надежности сварных конструкций.

Регулировать структуру прослоек переходного состава можно, изменяя тип электродного металла. Последний обеспечивает

получение металла шва той или иной степени аустенитности в зависи­мости от состава свариваемых сталей и условий работы сварных соединений. Влияние содержания никеля в аустенитном шве на ши­рину хрупких прослоек в зоне сплавления показано на рис. 236. При малом запасе аустенитности шва ширина хрупких прослоек хА будет большой (шов 3 типа Х18Н9), по мере увеличения этого за­паса хрупкие прослойки х2 и х, для швов 2 и / (соответственно из стали X15Н25М6 и из сплава на никелевой основе) становятся уже. При этом металл шва б на никелевой основе даже в условиях значи­тельного перемешивания с перлитной сталью а (до 70—80%) сохрз-

при сварке перлитных (или угле­родистых) сталей. с аустенитны­ми, чтобы предупредить прежде­временное разрушение сварной конструкции из-за развитых хрупких прослоек в зоне сплав­ления, нужно выбирать свароч­ные материалы с повышенным запасом аустенитности. Целе­сообразно обеспечивать мини­мальное разбавление аустенит­ного металла неаустенитным, регулируя величину провара свариваемых кромок.

Следует отметить, что в свар­ных соединениях перлитной ста­ли с высокохромистой отрица­тельное влияние прослоек на прочность не наблюдается. При

сварке этих соединений можно использовать сварочные материалы как перлитного, так и феррито-мартенситного классов. В обоих случаях структура прослоек переходных составов содержит мар­тенсит, но при перлитных электродах наплавленный металл имеет высокий уровень пластичности и ударной вязкости и поэтому их применение оказывается целесообразным. Однако при сварке таких сталей предусматривают обычно высокий предварительный нагрев.

Переходные прослойки диффузионного характера в зоне сплав­ления. Помимо переходных структур, связанных с условиями кри­сталлизации разнородных сталей, в зоне сплавления могут созда­ваться переходные прослойки вследствие диффузии некоторых эле­ментов, и особенно углерода, в процессе сварки, термообработки и эксплуатации сварных соединений при высоких температурах. На рис. 237, а показана микроструктура зоны сплавления, харак­терная для сварных соединений из разнородных сталей. Со стороны основного металла (сталь 30) у шва образуется обезуглероженная прослойка с крупными столбчатыми зернами феррита, а со стороны аустенитного шва (Х15Н25М6) видна науглероженная темная про­слойка высокой твердости. Исследования такого типа соединений с помощью радиоактивных изотопов также показали наличие диф­фузии углерода из околошовной зоны (малоуглеродистая нелеги­рованная сталь) в аустенитный (Х22Ш5) шов (рис. 237, б).

Интенсивность развития диффузии вблизи зоны сплавления за­висит от температуры и длительности пребывания сварного соеди­нения при повышенной температуре в условиях термической обра­ботки и эксплуатации. Заметно развиваться диффузионные про­слойки начинают от температуры 420—450 СС и выше, а, как показа­ли исследования, наибольшей величины достигают после выдержки при 800 СС. Появление этих прослоек наблюдается также в зоне сплавления углеродистой стали с низколегированной, перлитной стали с мартенсито-ферритным или ферритным швом и др. Микро­структуры рис. 237, а, б показаны для отпуска при соответственно 700 и 640 °С с выдержкой 10 и 4 ч. На рис. 238 приведена микрострук­тура зоны сплавления углеродистой стали 30 с хромистым швом (12% Сг) после отпуска при 700 СС в течение 4 ч. Отпечатки, полу-

ченные при замере микротвердости зоны сплавления, показывают повышение твердости со стороны шва, куда перешел углерод из околошовной зоны; со стороны основного металла заметна обезуглероженная прослойка, которой отвечает снижение твер­дости металла.

Активность углерода (по сравнению с другими элементами) объясняется малыми размерами его атома, образующего с железом твердые растворы внедрения. Поэтому диффузионная подвижность углерода во много раз больше, чем подвижность других легирующих элементов как в а-, так и в у-железе. При этом коэффициент диффу­зии углерода в a-Fe выше, чем в y-Fe, при 910 °С в 39 раз, при 755 °С в 126 раз, при 500 СС в 835 раз.

Диффузию углерода и образование диффузионных прослоек можно объяснить следующими причинами:

1) разной растворимостью углерода в твердом и жидком железе в период контакта сварочной ванны с основным металлом;

2) различной растворимостью углерода в а - и у-железе (при кон­такте, например, аустенитного шва с перлитной сталью);

3) разным содержанием в контактирующих металлах карбидо­образующих элементов.

Последняя причина вероятно наиболее существенно влияет на развитие диффузионных прослоек при сварке разнородных сталей. В самом деле, в сварном соединении, полученном из однородных сталей, образовавшаяся при кристаллизации концентрационная неоднородность в распределении углерода у границы сплавления будет уменьшаться по закону атомной диффузии, т. е. углерод пере­местится из объема с повышенной концентрацией в объем металла с пониженной концентрацией этого элемента. Поэтому к моменту полного охлаждения металла колебания в содержании углерода у границы сплавления будут незначительны. Если же шов легиро­ван карбидообразующими элементами, которых нет в основном ме­талле, то концентрационная неоднородность по углероду сохранится и в период охлаждения металла. Это связано стем, что сродство угле­рода к карбидообразующим элементам больше, чем к железу.

В отличие от самой распространенной атомной диффузии, переме­щение атомов углерода из основного металла, насыщенного карби­дами железа, в металл шва, насыщенный карбидами более стойкого элемента, получило название реактивной диффузии. Эта диффузия связана с образованием вблизи границы сплавления термодинами­чески более стойких карбидов. Интенсивность развития данного процесса определяется соотношением сил связи углерода в карбиды по обе стороны от зоны сплавления и, что весьма важно, количе­ством свободных, несвязанных атомов карбидообразующих эле­ментов и углерода.

Полагают, что легко травящаяся темная прослойка со стороны шва у зоны сплавления представляет собой скопления карбидных выделений. В подтверждение такого мнения свидетельствует высо­кая твердость прослойки, а также исчезновение свойственной ей структуры при нагреве выше Acs> когда карбиды полностью рас­творяются в аустените и концентрация углерода выравнивается.

Обезуглероженная прослойка, возникающая у зоны сплавления со стороны основного металла, имеет ферритное зерно. Размер его зависит от сочетания свариваемых материалов и времени выдержки при повышенных температурах. Так, при температуре 650—700° С и длительности выдержки 2—4 ч здесь образуется участок крупных столбчатых зерен феррита, что может быть связано с эффектом соби­рательной рекристаллизации его. На рост зерен феррита влияет также степень напряженного состояния в зоне сплавления. Напри­мер, в паре углеродистая сталь — аустенитный шов на железной основе вследствие значительной разности коэффициентов линейного расширения этих материалов быстро укрупняется зерно.

Со снижением содержания углерода в малолегированной стали ширина обезуглероженной прослойки возрастает, а науглерожен - ной — уменьшается, так как при том же соотношении сил связи углерода в карбиды по обе стороны от зоны сплавления путь, им преодолеваемый, в малоуглеродистой стали будет больше. На вели­чину переходных прослоек влияет концентрация свободного кар­бидообразующего элемента в легированном шве. Повышение со­держания этого элемента приводит к увеличению ширины обезуг­лероженной и снижению ширины науглероженной прослоек.

Одним из эффективных средств подавления диффузионных про­цессов в зоне сплавления разнородных сталей является введение
в малолегированную сталь карбидообразующих элементов Сг, Мо, V, Ті, Nb в количествах, необходимых для достаточно полного свя­зывания углерода в стойкие карбиды. Так, достаточно ввести в низ­колегированную сталь 5% Сг, чтобы подавить диффузию углерода в легированный аустенитный шов при температурах до 500—520° С (стали Х5М, Х5МФ и др.).

Другое эффективное средство подавления диффузионных процес­сов в зоне сплавления — применение электродных материалов с по­вышенной степенью аустенитности. В этом случае никель как графи - тизатор снижает стойкость карбидов и выравнивает разность сил

Nt І наплаї/іеннон металле. %

б

а

Рис. 239. Влияние содержания никеля в наплавленном металле на ширину обезуглероженной и науглероженной прослоек для образцов, прошедших термическую обработку.

связи углерода в карбиды. На рис. 239 показано влияние содержа­ния никеля в аустенитной наплавке на среднеуглеродистой стали на ширину обезуглероженной и науглероженной прослоек в зоне сплавления. При этом наплавленные образцы выдерживались по 1000 ч при температурах 450 (/), 550 (2), 650 (3), 750° С (4). Во всех случаях с повышением содержания никеля независимо от темпе­ратуры испытания величина прослоек уменьшалась. Применение в качестве электродных материалов сплавов на никелевой основе (~80% Ni) позволяет избежать появления диффузионных про­слоек в сварных образцах, длительно пребывающих при темпера­туре 500—550° С.

Остаточные напряжения Помимо прослоек различного харак­тера, снижающих работоспособность сварного соединения, сварку разнородных сталей затрудняют нередко значительные по вели­чине остаточные напряжения. Последние вызваны разностью коэф­фициентов линейного расширения свариваемых материалов. Если

величина такого коэффициента для большинства перлитных сталей при температуре 20—600° С составляет 13,5 • 10"®— 14,5 • 10~в, то для аустенитных сталей — соответственно 16 ■ 10~® — 18,5 ■ 10“®, а для нержавеющих хромистых сталей 11 10“6 — 12 • 10“®. Терми­

ческая обработка таких сварных соединений после сварки увели­чивает напряжения в них.

Эпюры остаточных напряжений сгв пластине из перлитной стали 25ХЗМВФ с наплавленным на кромку валиком из аустенитной стали Х25Н20 показаны на рис. 240. В исходном после сварки состоянии распределение остаточных напряжений мало чем отлича­ется от соответствующего распределения в однородном сварном соединении: в наплавке и примыкающей к ней зоне действуют на­пряжения растяжения, в более удаленных от наплавки участках — уравновешивающие их напряжения сжатия. Иное распределение на­пряжений ( ) наблюдается в том же

сварном соединении после его отпуска (700°С,

2 ч). При нагреве соединения из разнородных сталей за счет процесса релаксации снима­ются сварочные напряжения. Но при после­дующем охлаждении по мере восстановления упругих свойств металла пластины и наплав ки неизбежно возникают новые остаточные напряжения, вызванные различным тепло­вым расширением этих металлов и отсутст­вием свободной деформации. Величина на­пряжений будет увеличиваться по мере ох­лаждения металла и достигнет максимального значения при комнатной температуре.

Отмеченные процессы могут значительно сказываться на сниже­нии прочности и пластичности сварных соединений. Наиболее опасно при этом возникновение знакопеременных пластических деформаций и исчерпание по этой причине запаса пластичности. На­личие переходных прослоек еще более усиливает вредное действие остаточных напряжений.

Чтобы уменьшить влияние остаточных напряжений, для конст­рукций из разнородных сталей, работающих в условиях повышен­ных температур (более 500—550 ° С), целесообразно использовать аустенитные стали высокой прочности, отличающиеся умеренной величиной коэффициентов линейного расширения. В этом отноше­нии перспективно также применение сплавов не на железной, а на никелевой основе, со значениями коэффициента линейного расши­рения, более близкими соответствующим значениям для перлитной стали.

Особо следует отметить значение термической обработки для сварных соединений из разнородных сталей. Ее рекомендуется применять только в тех случаях, когда необходимо произвести
отпуск закаленных участков в шве или в зоне термического влияния: для сварных соединений перлитной стали с хромистой, содержащей 12% Сг; при сварке аустенитной стали с низколегированной, склон­ной к закалке; наконец, для сварных соединений, эксплуатирую­щихся при высоких температурах, чтобы сохранить стабильность их размеров.