Стали мартенситного класса в условиях сварочного термического цикла в участках зоны термического влияния (а также и в металле шва, если он подобен по составу свариваемому металлу) закали­ваются на мартенсит. Высокая твердость и низкая деформацион­ная способность діеталла с мартенептной структурой в результате

деформаций, сопровождающих сварку, а также длительного воз­действия высоких остаточных и структурных напряжений, всегда имеющихся в сварных соединениях в исходном состоянии после сварки, приводят к возможности образования холодных трещин. Они, как правило, образуются на последней стадии непрерывного охлаждения (обычно при температурах 100° С и более низких) или при выдержке металла при комнатных температурах. Водо - ро/ц находящийся в металле сварного соединения и диффунди­рующий в него даже при низких температурах, значительно способствует образованию холодных трещин.

Крупнозернистый металл иівов и в зоне термического влияния более склонеи к образованию трещин, чем мелкозернистый. По­этому модифицирование металла швов, предупреждающее рост зерна (например, титаном), и применение более жестких режимов (с меньшей погонной энергией) являются мерами, уменьшающими вероятность образования трещин.

Повышение жесткости свариваемых изделий увеличивает ве­роятность образования трещин, причем тем в большей степени, чем мен иней деформационной способностью обладает закаленный металл (больше содержания в нем углерода). Так, сварка в угле­кислом газе без предварительного подогрева в изделиях неболь­шой жесткости не вызывает трещин при толщине сталей 08X13 до 18 мм, 12X13 до 10-12 мм и 20X13 до 8-10 мм.

Радикальная мера предотвращения трещин — применение пред­варительного и сопутствующего сварке подогрева. Обычно для хромистых сталей мартенситного и мартенситно-ферритных клас­сов рекомендуется общий (пли иногда местный) подогрев до тем­пературы 200—450° С. Температуру подогрева повышают с увеличением склонности к закалке (it основном с увеличением кон­центрации углерода в стали) и жесткости изделия. Однако воз­можно и даже предпочтительней не нагревать металл до темпера­тур, вызывающих повышение хрупкости, например в связи с си­неломкостью, и ограничивать температуру сопутствующего сварке подогрева.

Так, для стали 08X13 такой температурой оказывается 100—- 120° С. Соответственно могут быть ограничены и температуры подогрева для других сталей, например 12X13, 20X13. Верхний предел сопутствующего подогрева следует ограничивать пере­ходом стали к отпускной хрупкости или синеломкости, т. е. тем­пературой для различных сталей в интервале 200—250“ С. При любом виде сопутствующего подогрева чрезвычайно опасны рез­кие охлаждения ветром или сквозняками, так как при этом весьма вероятно появление трещин.

Ни низкий, ни достаточно высокий подогрев не предохраняют от прохождения распада по мартенситному механизму. Поэтому в состоянии после сварки с характерным для этих условий быст­рым охлаждением сварные соединения имеют высокую твердость и достаточно низкую вязкость (рис. 133). Сталь 08X13 при верх-

нем пределе по углероду и нижнем по хрому приближается к ста­лям мартенситно-ферритного класса, но имеет все же более низ­кую твердость и более высокое значение ударной вязкости. Для сталей 20X13 и 12X13 ударная вязкость в основном металле вблизи шва падает с 8—18 до 1—3 кгс-м/см2 соответственно.

Для улучшения структуры и свойств необходим высокий от­пуск (рис. 134). Структура после отпуска характеризуется обычно сорбитом отпуска, с тем или иным количеством свободного фер­рита. Более высокие свойства получатся при почти полном и полном отсутствии в структуре свободного феррита. Однако тер­мообработка не может проводиться вне временной связи со сва­рочной операцией. Если непосредственно после сварки остудить изделие до комнатных температур, то образуется структура мар­тенсита. Последующий ее высокий отпуск при термообработке

приведет к получению хорошей сор - битной структуры. Однако за период охлаждения при температурах ниже 100° С и за период вылеживания из­делия до начала термообработки в сварных соединениях могут образо­вываться трещины, выходящие па поверхность, и внутренние надрывы размером 1—4 мм, которые потом могут начать развиваться.

Рис. 134. Изменение твердости и ударной вязкости основного металла зоны термического влияния вблизи границы сплавления. Сварные соединения сталей 14Х17Н2 (а) и 20X13 (б) толщиной 4 мм после сварки и отпуска

1 — после сварки охлаждение до комнатной температуры; 2 — после сварки посадка в печь; з — после сварки подстуживание и выдержка до термообработки; 4 — сопутствующий подогрев ~1С0° С, после сварки «отдых» при ^100° С 4 чи затем термообработка

Если же после сварки с подогревом выше верхней мартенситной тонки изделие посадить сразу в печь, не снижая температуры, то мартенситного превращения не произойдет, трещины в соедине­ниях не образуются, но конечная структура будет грубозернистой ферритно-карбидной. Металл с такой структурой обладает и малой прочностью и низкой вязкостью. Наилучшие свойства могут быть получены при «подстуживании» примерно до 120—100° С после сварки с температур сопутствующего подогрева, выдержке при этих температурах ~2 ч (для завершения распада аустенит-мар­тенсит, без образования трещин) и посадке в печь всего изделия па термообработку.

Такие же результаты могут быть получены, если при темпера­туре 100—120° С дать металлу в районе сварных соединений «отдых» (изотермическую выдержку) в течение ^ 10 ч. Тогда изде­лие может быть охлаждено далее до комнатной температуры и вылеживаться до термообработки в течение достаточно длитель­ного времени. Трещин после такого отдыха не наблюдается, а структура и свойства после термообработки — отпуска полу­чаются оптимальными. Схема термических режимов, обеспечи­вающих получение сварных соединений без трещин и с благо­приятными конечными структурами и свойствами приведена на рис. 135.

Свойства сварных соединений с точки зрения равнопрочное™ с основным металлом зависят не только от режима термообработки после сварки, но и от режима термообработки изделия перед свар­кой. Так, если отпуск после закалки перед сваркой проводили при температурах ниже тех, которые используют при термообработке

ив

после сварки, то обычно в сварных соединениях обнаруживается наиболее слабая зона в нескольких миллиметрах от границы сплавления (до 4—5 мм), в которой при сварке достигались тем­пературы наиболее разупрочняющего отпуска. Термообработка после сварки в таких случаях не восстанавливает свойств металла в этой зоне до свойств основного металла (рис. 136). Для обеспечения равнопрочности рекомендуется отпуск после сварки при температуре на ~20° С ниже отпуска заготовок до сварки.

Термообработка сварных соединений после сварки влияет не только на механические свойства, но и ряд специальных свойств — коррозионную стойкость, жаропрочность и др. Так, например, контактирование закаленного металла шва и зоны термического влияния с незакаленным (отпущенным) основным металлом при­водит к появлению избирательной коррозии металла закаленной зоны в сварных соединениях из стали 14X17Н2. При этом корро­зионная стойкость зависит и от соотношения поверхностей, взаи­модействующих с агрессивной средой (рис. 137).

Хромистые стали ферритные и мартенситно-ферритные обла­дают некоторой склонностью к межкрпсталлитной коррозии (м. к. к.). Особо высокую склонность к м. к. к. они приобретают после быстрого охлаждения с высоких температур. Для вос­становления стойкости против м. к. к. возможно применение высокого отпуска, причем его температура и длительность

для различных сталей различна.

Применение видов сварки, в ос­новном ручной дуговой, обеспе­чивающих получение наплавленно­го металла с аустенитно-ферритной

Рис. 137. Влияние соотношения поверхно­стей нсзакаленной (ом) п закаленной (з. т. в.) стали 14Х17Н2 на скорость коррозии в ки­пящей,66%-ной азотной кислоте:

і — скорость коррозии закаленного металла; 8 — то же, незаналенного металла

структурой, для получения соединений хромистых сталей мар­тенситного и мартенситно-ферритного классов, как правило, не обеспечивает равнопрочности сварных соединении и может быть рекомендовано только для условий работы при статической нагрузке с не очень большими напряжениями (табл. 65, 66).