Стали мартенситного класса 2X13 и 1Х17Н2 (ЭИ268), мартенситно-ферритного — 1X13, 15X11МФБ, 15Х12ВНМФ

(ЭИ802), 1Х12В2МФ (ЭИ756), 2Х12ВМБФР (ЭИ993) и сталь 0X13 (ЭИ496), относящаяся к ферритному классу, при воздей­ствии сварочного термического цикла (рис. 64) претерпевают закалку, в результате чего металл в околошовной зоне сварного соединения становится более твердым, прочным и хрупким. Сте­пень изменения этих свойств зависит прежде всего от содержания в стали углерода и других легирующих элементов, упрочняющих твердый раствор и снижающих температуру f -*■ М-превраще - ния, а также от способа и режима (погонной энергии) сварки. Например, при дуговой сварке с минимальной погонной энергией (минимальный сварочный ток, максимально возможная скорость сварки), при которой металл околошовной зоны нагревается и охлаждается весьма быстро, степень подкалки этого металла значительно большая, чем при электрошлаковой сварке.

Влияние углерода на закаливаемость 13%-ных хромистых сталей при сварке показано на рис. 65. В результате сварочного нагрева твердость стали 0X13 с наименьшим содержанием углеро­да у линии сплавления со швом повышается до 250—270 единиц по Виккерсу, а ударная вязкость снижается до 3—6 кГ • м/см2. После отпуска при температуре 700° С твердость этого металла снижается до 170—180 HV, а ударная вязкость повышается до

7— 10 кГ'М/см2. У стали 2X13 ударная вязкость прн сварке па­дает ниже 1 кГ'М/см2, а после отпуска возрастает до 7,5—

8,5 кГ •м/см2. Аналогично стали 2X13 реагирует на сварочный нагрев сталь 1Х17Н2. Сталь 1X13 в этом отношении занимает промежуточное место. Оптимальная температура отпуска свар­ных соединений этих сталей показана на рис. 66 [ 72, 74J. После
3—5-часового отпуска при температуре 680—720° С (с охлажде­нием на воздухе) металл в околошовной зоне сварных соедине­ний этих сталей приобретает наиболее оптимальные механиче­ские свойства. Температура отпуска сварных соединений высоко­хромистых жаропрочных сталей несколько выше (730—750°С), а скорость нагрева для отпуска и скорость охлаждения после отпуска меньше, чем обычных хромистых.

Рнс. 64. Термический цикл высоколеги­рованного металла у линии сплавления со швом при сварке на умеренных ре­жимах электродуговым автоматическим методом (I) и электрошлаковым мето­дом (2); ! — область температур пере­грева металла; II — область температур распада аустенита.

Рис. 65. Твердость и ударная вяз­кость металла околошовной зоны сварных соединений сталей 0X13 (I), 1X13 (2) и 2X13 (3) в состоя­нии после сварки (прерывистые линии) и после отпуска при 700°С 3 ч (сплошные линии).

Следует отметить, что после от­пуска сварных соединений ударная вязкость металла у линии сплавле­ния несколько ниже, чем той же ста­ли, не подвергавшейся воздействию сварочного термического цикла. Это особенно заметно у стали 0X13 (см. рис. 65, кривая /). Снижение ударной вязкости металла в около­шовной зоне этих сталей при воз­действии сварочного нагрева обус­ловлено ростом ферритных зерен.

Металл в околошовной зоне этих сталей состоит из крупных зе­рен низкоуглеродистого феррита (светлые зерна) и мелкоиголь­чатого мартенсита (рис. 67) [72, 74]. Причем вследствие меньшего содержания углерода и поэтому наличия большего количества структурно-свободного феррита — б-феррита, не претерпевающе­го б-*у-превращения прн нагревании стали и у-*а-превращения
при последующем охлаждении, в исходном состоянии стали рост зерна феррита и увеличение его количества при воздействии сва­рочного нагрева в стали 0X13 больше, чем в стали 2X13. Этим, по-видимому, и обусловлено более значительное снижение удар­ной вязкости в околошовной зоне первой стали по сравнению со второй в состоянии после отпуска.

С повышением погонной энергии сварки размер зерна и уве­личение количества низкоуглеродистого (структурно-свободного) феррита в околошовной зоне этих сталей возрастает, а ударная вязкость еще больше снижается.

Наличие двух типов зерен феррита и мартенсита или про­дукта распада последнего обусловлено кратковременным пребы­ванием металла при высокотемпературном нагреве в двухфазной ферритно-аустенитной области (см. рис. 2) и последующим быстрым охлаждением. Вследствие различной растворимости углерода в этих фазах при высоких температурах аустенит обо­гащается углеродом по сравнению с ферритом. При последующем быстром охлаждении аустенит превращается в пересыщенный углеродом a-твердый раствор с образованием сдвигов и внутрен­него наклепа (мартенсит), а обедненные углеродом зерна ферри -

закалку. При нагреве в интервале температур 950—1100е С тако­го изменения структуры стали не происходит (рис. 68). Прн

этом ударная вязкость металла несколько выше (на 1,0—

1,5 кГ-м/см2) по сравнению со сталью, претерпевшей нагрев при 1300° С и более. Следует так­же иметь в виду, что границы ука­занного температурного интерва­ла зависят от содержания углеро­да в стали.

При высоком отпуске после сварки карбиды выделяются ис­ключительно из мартенситной фа­зы, а строение и микротвердость низкоуглеродистого феррита со­храняются неизменными (рис. 69). Металл при этом разупрочняется. При температуре отпуска 680— 720° С твердость стали становится минимальной, а значения удар­ной вязкости — максимальные, не­сколько не достигая, однако, исходных.

Аналогично стали 2X13 изменяются при воздействии свароч­ного термического цикла и последующего отпуска структура (рис. 70), твердость и ударная вязкость (рис. 66,о) металла око­лошовной зоны сварных соединений стали 1X17Н2. Закаливае­
мость при воздействии сварочного нагрева 10—12%-ных жаро­прочных сталей с вольфрамом, молибденом и ванадием более значительна.