Свойства и классификация

Высоколегированные стали и сплавы являются важнейшими материалами, широко применимыми в энер­гетическом, химическом, нефтяном машиностроении, ра­кетной и атомной технике. Из них изготавливают кон­струкции, работающие в широком диапазоне температур.

Существующие аустенитные высоколегированные стали и сплавы различают по содержанию основных легирующих элементов хрома и никеля; они классифицируются по системе легирования, структурному классу, свойствам и служебному назначению.

Определенный подбор легирующих элементов опреде­ляет свойства и основные характеристики этих сталей и сплавов. Коррозионно-стойкие стали характерны пони­женным содержанием углерода (не более 0,12 %). При соответствующем легировании и термической обработке стали обладают высокой коррозионной стойкостью при 20 °С и при повышенной температуре в газовой среде и

в водных растворах кислот, щелочей и жидкометалличе­ских средах.

Жаропрочные стали имеют высокие механические свой­ства при повышенных температурах и способны выдержи­вать нагрузки при нагреве в течение длительного времени. Для придания этих свойств стали и сплавы легируют эле - ментами-упрочнителями — молибденом и вольфрамом.

Жаростойкие стали и сплавы устойчивы к химиче­скому разрушению поверхности в газовых средах при температурах 1100—1150LC. Обычно их используют для слабонагруженных деталей (нагревательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т. Д.). Высокая окалиностойкость этих сталей и сплавов достигается ле­гированием алюминием и кремнием, которое способствует созданию прочных и плотных окислов на поверхности деталей, предохраняющих металл от контакта с газовой средой.

В зависимости от основной структуры, получаемой при охлаждении на воздухе, различают следующие классы аустенитных сталей: аустенитно-мартенситные; аусте­

нитно-ферритные; аустенитные. Сплавы на железоникеле­вой (при содержании никеля более 30 %) и никелевой ос­нове гто структуре являются стабильно аустенитными и не имеют структурных превращений при охлаждении на воздухе.

После соответствующей термической обработки высо­колегированные стали н сплавы приобретают высокие прочностные и пластические свойства.

Металлургические особенности сварки. Эти стали со­держат мало вредных примесей и обладают хорошей рас- кисленностью, малой чувствительностью к концентрато­рам напряжений и распространению трещин. Поэтому при их сварке нет необходимости в интенсивной металлур­гической обработке металла шва шлаком, т. е. шлаки должны быть нейтральными.

В процессе сварки необходимо предохранить от окис­ления легирующие элементы, содержащиеся в основном металле, обеспечить максимальный коэффициент перехода этих элементов из электрода в шов, создать хорошую за­щиту сварочной ванны от атмосферных газов.

Такой принцип пассивной защиты обеспечивается при сварке аустенитных сталей в инертных газах. Ручная дуговая сварка производится электродами с покрытием основного вида, полуавтоматическая и автоматическая — под флюсами, содержащими небольшое количество окси­дов марганца, кремния и др. Чем больше в расплавленном покрытии или флюсе Si02 и МпО, тем сильнее окисля­ется хром в сварочной ваннез

4Cr + 3Si02 2Cr203 + 3Si; 0 49)

2Cr + ЗМпО ^ Сг203 + ЗМп. (150)

Значительное окисление хрома может существенно снизить коррозионную стойкость, жаростойкость и дру­гие физико-химические свойства шва. Повышенное содер­жание кремния может явиться причиной появления горя­чих трещин в однофазном аустенитном металле вследствие образования тонкой силикатной пленки на границах зерен аустенита или легкоплавкой малопрочной эвтек­тики. Однако полностью исключать из плавленного флюса Si02 нецелесообразно, так как с его уменьшением повыша­ется содержание водорода в металле шва и возможно об­разование пор. Это связано с тем, что при отсутствии во флюсе Si02 в газовой фазе не протекает реакция

Si02 + 2CaFa + ЗН *=* 2СаО + SiF + 3HF, (151)

в результате которой водород удаляется из металла в виде нерастворимого в металле фтористого водорода.

Образование пор в аустенитном металле за счет азота и углерода менее вероятно вследствие высокой раствори­мости и небольшого выгорания углерода в хромоникеле­вых аустенитных сталях.

Теплофизическпе свойства аустенитных сталей суще­ственно отличаются от свойств углеродистых низколеги­рованных перлитных сталей. У них более высокий коэф­фициент линейного теплового расширения, поэтому зна­чительно увеличиваются области сварного соединения, где имеет место пластическая деформация, что после осты­вания приводит к увеличению остаточных деформаций.

Низкая теплопроводность приводит к более интенсив­ному местному разогреву, что при одинаковых режимах увеличивает скорость плавления электрода и глубину провара. Поэтому сварку аустенитных сталей следует производить при меньшем сварочном токе.

Высокая жаропрочность аустенитных сталей требует более высоких температур отпуска (800—850 °С) для сня­тия остаточных сварочных напряжений, так как они имеют более высокий, чем у стали СтЗ, предел текучести.

Горячие трещины при сварке аустенитных сталей и способы борьбы с ними. Хрупкие разрушения — тре­щины — в сварных соединениях аустенитных сталей мо­гут появляться в процессе сварки и после сварки. Полу­чение сварных соединений аустенитных сталей, свободных от трещин, является наиболее важной задачей. Основные причины образования горячих трещин в сварных швах низкоуглеродистой и низколегированной сталей при сварке аустенитных сталей усугубляются рядом факторов.

При затвердевании чисто аустенитного металла из жидкой фазы выпадают кристаллы, имеющие решетку у - железа. Вначале кристаллизуются (затвердевают) более тугоплавкие составляющие, а в конце кристаллизации в жидкой фазе остаются легкоплавкие малопрочные со­ставляющие сплава (эвтектики), которые оттесняются растущими кристаллитами к границам зерен (рис. 141, а).

Вследствие отсутствия аллотропических превращений в твердом металле в процессе охлаждения кристаллы имеют значительные размеры, большое сечение с малоразвитой поверхностью и толстыми межкристаллическими про­слойками, распределяющимися по сравнительно неболь­шой поверхности крупных кристаллитов; прочность и деформационная способность такого металла очень низ­кая. Литейная усадка металла шва и непрерывно расту­щие в процессе охлаждения растягивающие напряжения приводят к разрушению граничных связей, т. е. появле­нию горячих трещин.

Несколько иначе происходит затвердевание двухфаз­ных аустенитно-ферритиых швов (рис. 141). При кристал­лизации двухфазного металла образуется большое коли­чество центров кристаллизации, так как наряду с аусте­нитными кристаллитами из расплава выпадают и растут кристаллиты феррита (6-железа), который не претерпевает превращений при охлаждении. Участки феррита распо­лагаются как в междуосных пространствах, так и на гра­ницах кристаллитов аустенита, что препятствует их на­правленному росту (рис. 141, б). Структура металла по­лучается более мелкозернистой и дезориентированной, а межкристаллические прослойки более тонкими, чем в однофазных аустенитных швах.

Уменьшение толщины межкристаллических прослоек обусловлено тем, что при том же количестве легкоплавких эвтектических составляющих они распределяются по сильно развитой поверхности мелких зерен. Кроме того,

феррит обладает более высокой способностью растворять вредные примеси (серу, фосфор, кислород и кремний). Последние порции кристаллизирующейся жидкой фазы менее обогащены сульфидами, фосфидами и силикатами, образующими эвтектики. Поэтому швы с двухфазной

Рис. 141 Кристаллизация однофазного аустенитного наплавленного металла (а) и двухфазного аустенитио-ферритного наплавленного ме­талла (б): I — рост кристаллитов; // — вид затвердевших кристаллитов

аустенитно-ферритной структурой стойки против образо­вания горячих трещин.

Применение электродов с фтористокальциевыми пок­рытиями и высокоосиовных флюсов, шлаки которых ра­финируют металл шва и иногда модифицируют его струк­туру, повышает стойкость к горячим трещинам.

Дзот—сильный аустенизатор, способствующий измель* четно структуры за счет увеличения центров кристалли - іации в виде тугоплавких нитридов, что повышает стой­кость против горячих трещим. Механизированные способы сварки, обеспечивая равномерное проплавление основ­ного металла по длине шва и постоянство термического цикла сварки, позволяют получить и более стабильные структуры на всей длине сварного соединения, уменьшая склонность к горячим трещинам.

Применение технологических приемов, способствую­щих изменению коэффициента формы провара, а также направления роста кристаллитов аустенита (см. рис. 58, б), уменьшит склонность шва н горячим трещинам.

Но кроме общих положений по образованию горячих трещин в аустенитных швах нас интересует влияние раз­личных легированных элементов, легкоплавких примесей и газов на склонность к горячим трещинам сварных швов хромоникелевых аустенитных сталей.

Аустенитообразующие. Никель способствует образо­ванию горячих трещин не только потому, что как аустени - затор способствует образованию однофазной крупнозерни­стой структуры, но главное потому, что, соединяясь с серой, образует легкоплавкий сульфид NiS.,, имеющий температуру плавления 625 СС. Кроме того, никель дает легкоплавкие соединения с кремнием, ниобием и бором.

Марганец, введенный в аустенитный шов через свароч­ную проволоку, действует как десульфатор.

Углерод в аустенитных сталях влияет на склонность к трещинам двояко: при содержании до 0,18—0,20%, как в низколегированных сталях, усиливает склонность к кристаллизационным трещинам. По мере дальнейшего увеличения содержания углерода в шве он из возбудителя горячих трещин превращается в средство их устранения. Это связано с измельчением структуры и увеличением ко­личества эвтектической жидкости, которая, заполняя про­межутки между кристаллитами, «залечивает» горячие трещины.

Положительное действие повышенного содержания уг­лерода (0,3—0,5 %) можно наблюдать при сварке аусте­нитных сталей всех типов.

Азот в аустенитных сталях образует большое число тугоплавких нитридов, что способствует измельчению структуры шва и снижению склонности к трещинообразо - ванию.

Бор в малых количествах вызывает интенсивное рас­трескивание аустенитных швов, по при возрастании его концентрации из возбудителя трещин становится эффек­тивным средством их предотвращения.

Ферритообразующие. Хром в сварных швах жаро­прочных сплавов уменьшает склонность к горячим тре­щинам.

Кремний является более активным ферритообразую­щим, чем хром, и его действие на горячеломкость прояв­ляется по-разному. Если соотношение концентрации аустенито - и ферритообразующих в шве таково, что по­вышение содержания кремния повлечет за собой появле­ние первичного феррита, то действие кремния будет положительным — трещин не будет. В аустенитном шве, когда содержание кремния составляет всего 0,3—0,4 %, он действует как один из самых сильных возбудителей кристаллизационных трещин.

Титан — активный ферритизатор, повышает стой­кость двухфазных хромоникелевых сталей типа 18— 9 (18 % Сг, 9 % Ni) против горячих трещин.

В стабильно аустенитных высоколегированных сталях титан в связи с образованием с никелем легкоплавких эвтектик может явиться причиной образования горячих трещин. Увеличение содержания титана приводит к зна­чительному увеличению количества эвтектики, и она ста­новится способной залечивать горячие трещины.

Алюминий, цирконий действуют наподобие титана.

Ванадий заметно повышает стойкость сварных швов аустенитных сталей против образования горячих трещин, так как является энергичным ферритизатором, десульфа - тором її измельчает первичную структуру швов. В отли­чие от Ті, А1, Сг его положительное влияние проявляется как при малом, так и при повышенном содержании.

Вольфрам и молибден повышают стойкость аустенит­ных сталей против горячих трещин.

Ниобий по действию на склонность к образованию го­рячих трещин в аустенитных сталях во многом сходен с титаном.

Кислород окисляет ферритообразующие элементы, име­ющие большое сродство к нему (А1, Ті, Si, V, Сг), что кос­венно действует на первичную структуру и приводит к снижению стойкости шва к горячим трещинам. В то же время установлено, что в глубокоаустенитных высоко­никелевых сталях вследствие окисления вредных приме­сей и водорода повышается сопротивляемость швов обра­зованию горячих трещин. Вероятно этим можно объяс­нить меньшую склонность к горячим трещинам аустенит­ных швов, сваренных в среде углекислого газа.

Охрупчивание сварных соединений из хромоникелевых аустенитных сталей. В сварных швах сталей типа 25— 20 (25 % Сг, 20 % Ni) длительный нагрев в интервале температур 650—875 °С вызывает появление новой струк­турной составляющей, так называемой о-фазы (сигма - фазы). Сигма-фаза — условное название хрупкой твердой немагнитной структурной составляющей из интерметалли- да типа FeCr, имеющего переменный химический состав и сложную кристаллическую решетку. Образуется она в результате протекания диффузионных процессов в твердом металле. Она может образоваться непосредственно из аустенита по схеме у —*■ а или в двухфазных швах из фер­рита по схеме а (6) —v о.

В сварных швах аустенитной стали типа 25—20 обра­зование сигма-фазы происходит наиболее интенсивно при Т *= 8004-875 °С, менее интенсивно при Т = 6504-750 °С, а при температуре 875—900 °С ст-фаза вообще не образу­ется. По своему химическому составу ст-фаза резко от­личается от исходного состава (табл. 47).

Таблица 47. Химический состав ст-фазы, образовавшейся в ау­стенитном и аустенитно-ферритном сварном шве Марка металла Структура шва по Объект анализа Массовое содержание % элементов. шва строению Si Мп Сг Ni W Мо Х25Н20 Х25Н20В2 Х25Н20М2 Х27Н13 А А А А+Ф (14-16%) Шов ст-фаза Шов ст-фаза Шов ст-фаза Шов ст-фаза 0,24 1,10 0,34 1,26 0,25 1,11 0,40 1,50 0,61 1,66 0,38 3,9 1.1 3,0 25,5 51.8 23.8 54.1 23.8 53.2 26,7 50,0 18,8 3,0 18,2 2,6 18,5 2,9 12,9 1,8 1.8 7,8 1,36 3,31

Из приведенных в таблице данных следует, что сг - фаза значительно обогащается ферритизаторами и обед­няется аустенизаторами. В сварном шве a-фаза выпадает преимущественно на границах столбчатых кристаллитов

аустенита, а в деформированных швах и внутрикристалли - тов—по линиям сдвига и между ними.

В аустенитно-ферритных швах интервал температур об­разования о-фазы значительно шире, и скорость протека­ния превращений выше, чем в однофазных аустенитных швах. Это результат большей скорости диффузии элемен­тов в феррите, чем в аустените; процесс сигматизации аустенитно-ферритных швов резко ускоряется с повыше­нием температуры.

Длительный нагрев аустенитно-ферритных швов при температуре 650—875 °С вызывает перерождение феррита в о-фазу. Характерно, что в однопроходных швах, нахо­дящихся в области опасных температур непродолжитель­ное время, о-фаза не образуется. Но при многопроходной сварке толстой аустенитной стали типа 18—9 в нижних слоях* если они содержат много ферритизаторов, много­кратное термическое воздействие может вызвать перерож­дение отдельных участков феррита в о-фазу и охрупчива­ние шва может быть столь значительным, что еще в про­цессе сварки шов разрушится. Поэтому для обеспечения жаропрочности сварных соединений из аустенитно-фер­ритной стали необходимо ограничивать количество фер­рита в сварных швах. Как показал опыт, оно не должно превышать 5—7 %. В этом случае сварные швы могут длительно работать при температуре до 600—650 °С без значительного охрупчивания.

Проверка содержания феррита в наплавленном металле по химическому составу может производиться по диаграм­ме Шеффлера (см. рис. 67). Но более точные данные по содержанию феррита получают при использовании спе­циальных приборов, гак называемых ферритометров.

Технология сварки хромоникелевых аустенитных ста­лей. Все заготовительные операции на аустенитных ста­лях, выполняемые методами холодной или горячей об­работки, производятся в основном теми же способами и на том же оборудовании, что и для углеродистых конструк­ционных сталей. Подготовка кромок деталей под сварку должна производиться механическим путем (фрезерова­нием, строжкой, токарной обработкой). Допускается под­готовка кромок сжатой дугой или газофлюсовой резкой, требующей последующей механической зачистки огне­резных кромок на глубину не менее 0,8 мм.

При сборке деталей перед прихваткой и сваркой во избежание образования надрезов и трещин на поверх­ів

пости основного металла в месте попадання брызг рас­плавленного металла участки рядом со швом должны быть покрыты одним из видов защитных покрытий, рекомендо­ванных на с. 281.

При изготовлении сварных конструкций из аустенит­ных сталей могут применяться все способы электрической сварки плавлением. Выбор способа сварки производится с учетом толщины свариваемого металла, размеров и формы конструкции, расположения швов в пространстве и их доступности, требований к сварным соединениям и т. д.

. Основной особенностью ручной дуговой сварки аусте­нитных сталей является необходимость обеспечения тре­буемого химического состава металла шва при различных типах сварных соединений и пространственных положе­ниях сварки с учетом изменения доли участия основного и электродного металла в металле шва. Это заставляет корректировать состав покрытия с целью обеспечения необходимого содержания в шве феррита и тем самым предупреждения образования в шве горячих трещин. Этим же достигается и необходимая жаропрочность и коррозионная стойкость швов.

Применением электродов с фтористокальциевым покры­тием, уменьшающим угар легирующих элементов, дости­гается получение металла шва с необходимым химическим составом и структурами. Уменьшению угара легирующих элементов способствует и поддержание короткой дуги без поперечных колебаний электрода. Последнее уменьшает и вероятность образования дефектов на поверхности ос­новного металла в результате прилипания брызг.

Состав покрытия электрода определяет необходимость применения постоянного тока обратной полярности (при переменном токе или постоянном токе прямой полярности дуга неустойчива), величину которого определяют по формуле (112), а коэффициент К в зависимости от диаметра электрода принимают не более 25—30 А/мм. В потолочном и вертикальных положениях силу сварочного тока умень­шают на 10—30 % по сравнению с силой тока, выбранной для нижнего положения сварки.

Сварку покрытыми электродами рекомендуется выпол­нять валиками малого сечения и для повышения стой­кости против горячих трещин применять электроды диа­метром 3 мм с минимальным проплавлением основного ме­талла. Тщательная прокалка электродов перед сваркой, режим

сварке иод флюсом значительно труднее обеспе­чить необходимое содержание ферритной фазы в металле шва только за счет выбора сварочных флюсов и проволок, которые в пределах одной марки имеют значительные ко­лебания химического состава. На содержание ферритной фазы в металле влияет также его толщина и разные формы разделки, приводящие к изменению доли участия основ - Т а 6 л и ц а 49. Типичные меха - НОГО металла В металле

шва. Техника и режиму сварки иод флюсом высрг колеги рова иных сталей отличаются от сварки обычных низколегирован­ных.

Для предупреждения перегрева металла и свя­занного с этим укрупне­ния структуры, возмож­ности появления трещин и снижения эксплуата­ционных свойств сварного соединения рекомендует­ся выполнять сварку ва­ликами небольшого сече­ния, применяя для этого проволоку диаметром 2— 3 мм, а в связи с высо­ким электросопротивле­нием аустенитных сталей вылет электрода следует умень­шить в 1 ,!3—2 раза.

Легировать шов можно через флюс (табл. 50) или про­волоку (табл. 51), последнее предпочтительнее, так как обеспечивает необходимую стабильность металла шва.

Для сварки используют низкокремнистые фторидные флюсы, создающие в зоне сварки безокислительные или малоокислительные среды, что приводит к минимальному угару легирующих элементов. Для снижения вероятности образования пор в швах флюсы для высоколегированных сталей необходимо прокалить непосредственно перед сваркой при 500—800 °С в течение 1—2 ч. Остатки шлака и флюса на поверхности швов, которые могут служить очагами коррозии сварных соединений на коррозионно - и жаростойких сталях, необходимо тщательно уда­лять.

Особенностью электрошлаковой сварки является по­ниженная чувствительность к образованию горячих тре­щин, что объясняется малой скоростью перемещения ис­точника нагрева и характером кристаллизации металла сварочной ванны, в результате создаются условия полу­чения чисто аустенитных швов без трещин. Однако дли­тельное пребывание металла шва и околошовной зоны при повышенных температурах увеличивает его перегрев и

Таблица 50. Флюсы для электродуговой и влектрош лаковой сварки высоколегированных сталей Вид сварки Марка флюса Автоматическая електродуговая аустенитно- феррнтнымн швами АНФ-14; АИФ-16; 48-ОФ-Ю; К-8 Автоматическая електродуговая аустенитно- ферритными швами с небольшим запасом аустенита АН-26 Автоматическая електродуговая чисто аусте­нитными швами с большим запасом аустенита АНФ-5; ФЦК Автоматическая електродуговая н електро­шлаковая чисто аустенитными швами с боль­шим запасом аустенита 48-ОФ-С Электрошлаковая чисто аустенитными швами с большим запасом аустенита АНФ-1; АНФ-6; АНФ-7; АН-29; АН-292

ширину околошовной зоны, а длительное пребывание ме­талла при температурах 1200—1250 СС приводит к измене­нию его структуры, снижает прочностные и пластические свойства. В результате сварные соединения теплоустой­чивых сталей предрасположены к разрушениям в про­цессе термической обработки или эксплуатации при по­вышенных температурах.

Перегрев при сварке зоны термического влияния кор­розионно-стойких сталей может привести к образованию в ней ножевой коррозии, поэтому для предупреждения указанных дефектов необходима термообработка сварных изделий (закалка или стабилизирующий отжиг). При

Таблица 51. Некоторые марки сварочной проволоки для электро - дуговой сварки под флюсом и электрошлаковой сварки высоколеги­рованных сталей Марка стали Условия работы Марка проволоки (ГОСТ 2246—70) Коррозионно-стойкие стали 12X18119; 08X18HI0; 12Х18Ы10Т; I2X18H9T Стойкость к межкри - сталлитиой коррозии Св-0,1 Х19Н9; Св-0,4Х 19119; Св-07Х18М9ТЮ; СВ-04Х19Н9С2; Св-05Х 19Н9ФЗС2 12Х18Н10Т; 08Х18Н10Т; 08XI8H12T; 08Х18Н12Б Температура выше 350 °С; стойкость к меж­кристалл итной корро­зии Св-07Х19Н10Б; Св-05Х20Н9ФБС 10X17H13M3T; 0.8Х18Н12Б Стойкость к межкри - сталлитной коррозии Св-08Х 19Н10МЗБ; CB-0GX20H11МЗТБ 08Х18Н10; 12XI8H10T; 12Х18Н9Т Сварка в углекислом газе; стойкость к меж - кристаллитной корро­зии Св-08Х25Н|ЗБТЮ Жаропрочные стали 12Х18Н9 Температура до 800 °С Cd-04 Х19Н19 12Х18Н9Б; 08Х18Н12Т Температура до 800— 900 °С Св-08Х 18Н8Г2Б Х15Н35В4Т Высокая температура Св-ООХ 19Н10МЗТ Жаростойкие стали 20Х23Н13; 08Х20Н14С2 20Х23Н18 ХН35ВЮ; 20Х25Н20С2 Температура 800—900 °С Температура 900— 1100 °С Температура до 1200 °С Св-07Х25Н13 Св-07Х25Н12Г2Т; СВ-06Х25Н12ТЮ; СВ-08Х25Н13БТЮ Св-08ХН50

выборе флюса и сварочной проволоки необходимо учиты­вать проникновение кислорода воздуха через поверхность шлаковой ванны, что приводит к угару легкоокисляющих - ся элементов (титана, марганца и др.). Это вызывает не­обходимость в некоторых случаях защищать поверхность шлаковой ванны путем обдува аргоном.

Электрошлаковую сварку высоколегированных сталей можно выполнять проволочным или пластинчатыми элект­родами (табл. 52). Изделия большой толщины со швами не­большой протяженности целесообразно сваривать пластин­чатым электродом, изготавливать их значительно проще. Но сварка проволокой позволяет в широких пределах, варьируя режимом, изменять форму металлической ванны и характер кристаллизации шва, а это является одним из действенных факторов, обеспечивающих получение швов без горячих трещин.

Однако жесткость сварочной проволоки затрудняет длительную и надежную работу токоподводящих и пода­ющих узлов сварочной аппаратуры.

При сварке в углекислом газе создается окислительная атмосфера в дуге за счет диссоциации углекислого газа, вызывающая повышенное (до 50 %) выгорание титана и алюминия. Меньше выгорают марганец, кремний и другие легирующие элементы, поэтому при сварке коррозионно - стойких сталей в углекислом газе применяют сварочные проволоки, содержащие раскисляющие и карбидообразу­ющие элементы (алюминий, титан, ниобий). Недостатком сварки в углекислом газе является интенсивное раз­брызгивание металла и образование на поверхности шва плотных пленок оксидов, прочно сцепленных с металлом, что может снизить коррозионную стойкость и жаростой­кость сварного соединения.

Для уменьшения налипания брызг на основной металл наносят эмульсии (с. 281), а для борьбы с оксидной плен­кой подается в дугу небольшое количество фторидного флюса АНФ-5.

Сварка плавящимся электродом в углекислом газе про­изводится на полуавтоматах и автоматах. При этом для сварки сталей марки 12Х18Н10Т рекомендуется прово­лока Св-07Х18Н9ТЮ, Св-08Х20Н9С2БТЮ; для сталей марки 12Х18Н12Т — проволока Св-Х25Н13БТЮ, а для хромоникелемолибденовых сталей —- проволока марок СВ-06Х19Н10МЗТ и Св-ОбХ20Н11МЗТБ. Сварка в угле­кислом газе производится во всех пространственных по-

ложениях, что позволяет механизировать сварочные ра­боты на конструкциях из высоколегированных сталей в монтажных условиях.

Ориентировочные режимы дуговой сварки в углекис­лом газе высоколегированных сталей без разделки кромок плавящимся электродом в углекислом газе приведены в табл. 53.

При сварке в инертных газах повышается стабильность дуги и снижается угар легирующих элементов, что важно при сварке высоколегированных сталей.

Сварку аустенитных сталей в инертных газах выпол­няют неплавящимся (вольфрамовым) или плавящимся электродом. Обычно ее применяют для сварки материала толщиной до 7 мм, но особо эффективна она при малых толщинах (до 1,5 мм), когда при применении других спо­собов наблюдаются прожоги. Однако в некоторых случаях ее применяют при сварке неповоротных стыковых труб большой толщины, и сварке корневых швов в разделке при изготовлении особо ответственных толстостенных изделий. Сварку ведут без присадочного материала или с присадоч­ным материалом на постоянном токе прямой полярности. Но при сварке стали или сплава с повышенным содержа­нием алюминия применяют переменный ток, чтобы за счет катодного распыления разрушить поверхностную пленку оксидов.

Плазменная сварка также используется для высоколе­гированных сталей. Ее преимуществами являются чрез­вычайно малый расход защитного газа, возможность по­лучения плазменных струй различного сечения (круглого, прямоугольного, эллипсовидного и т. д.). Ее можно ис­пользовать для сварки очень малых толщин металла и для металла толщиной до 12 мм. Примерные режимы сварки высоколегированных сталей вольфрамовым элект­родом на постоянном токе обратной полярности присадоч­ной проволокой диаметром 1,6—2,0 мм приведены в табл. 54.

Сварку плавящимся электродом производят в инерт­ных, а также активных газах или смеси газов. При сварке высоколегированных сталей, содержащих легкоокисля- ющиеся элементы (алюминий, титан и др.), следует ис­пользовать инертные газы, преимущественно аргон, и вести процесс на плотностях тока, обеспечивающих струйный перенос электродного металла. Так, при сварке в аргоне стыковочное соединение па стали типа 18—9

3-47

Толщина металла, мм	Тип соединения	Сила сварочного тока, А	Расход аргона, л/мни	Скорость, м/ч
	Ручная сварка
і		35—60	3,5—4
2	С отбортовкой	65-120	5—6	—
3		100—140	6—7
1	Встык без раз-	40—70	3,5—4
2	делки с присад-	75-120	5—6	—
3	КОН	120-160	6—7
	Автоматическая сварка
1	Встык без при-	60—120	4	35—60
2,5	садки	110—200	6—7	25—30
4		130-250	7—8	25-30
1	Встык с при-	80—140	4	30—60
2	садкой	140—240	6—7	20-30
4		200—280	7—8	15—30

толщиной 5—6 мм на постоянном токе обратной полярно­сти проволокой диаметром 1,2 мм при сварочном токе 230—300 А, напряжении 16—20 В, расходе газа 16— 20 м/мин будет иметь место струйный перенос электрод­ного металла. При этом дуга имеет высокую стабильность, и практически исключается разбрызгивание металла, что благоприятно сказывается на формировании швов в раз­личных пространственных положениях и исключает ве­роятность образования очагов коррозии, связанных с раз­брызгиванием при сварке коррозионно-стойких и жаро­стойких сталей. Однако струйный перенос в аргоне возни­кает при критических токах, когда возможно образование прожогов при сварке тонколистового металла.

Уменьшения критического тока можно достичь, до­бавив к аргону 3—5 % кислорода, за счет чего уменьша­ется вероятность образования пор, вызванных водородом, или применив для сварки смеси аргона с 15—20 % угле­кислого газа, что уменьшает расход дорогостоящего ар­гона. Но наличие углекислого газа может явиться при­чиной угара легирующих элементов.

					V	Да
			Диаметр	Сила с в а-	д s
я га	Подготовка	Число	свароч-	Н т	ч*
В га 5 н „	кромок	слоев	ной про­волоки, мм	тока, А	° й о g - « 2	О. к Я £ и ” о
t-ss					и о	Р-С и
	Полуавтоматическая сварка
4	Без разделки	1	1,0—1,6	160—300	—	6—8
8	V-образная раз­делка	2	1,6-2,0	240—360		11—15
	Автоматическая сварка
2	Без разделки	1	1	200—210	70	8—9
5	V-образная раз­делка под углом 50°	1	1	260—275	44	8—9
10	То же	2	2	330—440	15—30	12—17

Примерный режим аргонодуговой сварки встык пла­вящимся электродом высоколегированных сталей в ниж­нем положении приведен в табл. 55.