книги / Сварка в машиностроении. Т. 2

Разупрочнение металла в околошовной зонеуприводит понижению длитель- Iюи'ттр-очБрсти'сварных соединений. Это наиболее характерно выражено при сварке хромомолибденованадиевых сталей, упрочняемых термической обработкой. Мяг­ кая прослойка в сварных соединениях может явиться причиной локальных раз­ рушений жестких сварных соединений в процессе эксплуатации, особенно при изгибающих нагрузках. Разупрочнение металла околошовной зоны устраняется перекристаллизацией в процессе высокотемпературной термической обработки (нормализации с отпуском). Однако при этом возникает необходимость повыше­ ния содержания углерода и уровня легирования швов для улучшения их терми­ ческой прорабатываемости при охлаждении с температур нормализации, так как при низком содержании углерода (0,06—0,12 %) швы после высокотемператур­ ной термической обработки не обеспечивают необходимой длительной проч­ ности.

В условиях дуговой сварки повышение содержания углерода и уровня леги рования швов достигается применением специальных сварочных материалов. При электрошлаковой сварке благодаря большой доле участия основного металла в формировании шва можно использовать сварочные проволоки с низким содер­ жанием углерода.

Высокотемпературная термическая обработка сварных соединений не может быть подобно отпуску осуществлена местно, так как это приводит к разупрочне­ нию близлежащих участков металла, а объемная термическая обработка сварных конструкций ограничиваете^ габаритными размерами печей.

ДУГОВАЯ СВАРКА

Подогрев перед сваркой. Сопутствующий сварке местный или общий нагрев изделия является надежным средством предотвращения холодных трещин, так как уменьшает разницу температур металла в зоне сварки и на периферийных участках, что снижает напряжения первого рода, вследствие чего пики этих напряжений в околошовных участках металла сглаживаются. Подогрев также уменьшает скорость охлаждения металла, что предотвращает превращение аусте­ нита в мартенсит, которое сопровождается резким увеличением удельного объ­ ема металла, вызывающим появление напряжений второго рода. Повышение температуры металла при любом структурном состоянии увеличивает его пла­ стичность, а следовательно, и деформационную способность. Повышение пла­ стичности сварного соединения имеет такое же важное значение для предотвраще­ ния образования холодных трещин, как и снижение напряжений, поскольку трещины образуются е результате исчерпания деформационной способности металла под действием напряжений.

При сварке теплоустойчивых сталей необходимо ограничивать не только нижний, но и верхний предел температур подогрева. Излишне высокие темпера­ туры подогрева приводят к распаду аустенита в высокотемпературной области с образованием грубой ферритно-перлитной структуры, не обеспечивающей необходимую длительную прочность и ударную вязкость сварных соединений.

Рекомендуемые	пределы изменения температур предварительного и сопутствую­
щего подогрева	различных сталей в зависимости от толщины свариваемых изде-
-дщй приведены	в табл. 1.
П оскольку	перераспределение напряжений и структурные превращения

могут происходить и после окончания сварки, в некоторых случаях необходимы дополнительные меры, предотвращающие образование холодных трещин в свар­ ных соединениях, не подвергнутых термической обработке. К ним, например, относится выдержка сварных соёдинений после окончания сварки при 150— 200° С в течение нескольких часов для завершения превращений остаточного аусте­ нита и эвакуации водорода.

Приведенные рекомендации не относятся к исправлению несквозных дефектов в отливках высоксникелевыми аустенитными электродами ЦТ-36 и АНЖР-3. В этом случае подогрев завариваемых изделий можно не применять.

1. Температура предоарительного и сопутствующего подогрева, °С
Марка	Толщина свариваемых			Марка	Толщина свариваемых
	изделий,		мм		изделии, мм
стали				стали
	7—30	|	Св. 30		7—30	Св. 30
12 МХ	-		150— 200	15Х1М1Ф	300—350
15ХМ	150—200		200—250	20ХМФ-Л	350—400 (для	всех толщин)
20ХМ-Л	200—260		260—300	!5Х 1М1Ф-Л
12Х1МФ	250—300		300—350	Х5МФ	350—400 (для	400—450
					толщин
					до 30 мм)

Сварочные материалы. При разработке покрытых электродов, сварочной проволоки и флюсов для сварки теплоустойчивых сталей стремятся приблизить химический состав металла шва к химическому составу основного металла, так как в условиях длительной работы сварных соединений при высоких темпера­ турах существует опасность развития диффузионных процессов.

Диффузионные процессы и особенно миграция ^углерода в зоне сплавления снижают длительную прочность и пластичность свафных соединений. Это явле­ ние наблюдается даже при небольшом различии в легировании металла шва карбидообразующими элементами (например, сталь 12Х1МФ — шов 10ХЗМ1БФ). В связи с этим сварочные материалы выбирают в соответствии с маркой сваривае­ мой стали, а также видом последующей термической обработки сварных соеди­ нений.

Для ручной дуговой сварки теплоустойчивых сталей в большинстве слу­ чаев используют электроды с основным (фтористо-кальциевым) покрытием, со­ держащим карбонат кальция (мрамор) и флюорит (плавиковый шпат). Электроды с покрытием этого типа обеспечивают повышенную раскисленность металла шва при малом содержании неметаллических включений и водорода, вследствие чего достигается высокая пластичность и ударная вязкость швов. Однако для элек­ тродов с покрытием этого типа с целью предотвращения образования пор в швах требуются сушка при 80—100° С перед их использованием, сварка при возможно короткой дуге и тщательная зачистка кромок от ржавчины и окалины. Электроды малого диаметра наиболее склонны к образованию пор, вызванных азотом. В связи с этим для сварки труб поверхностей нагрева котлов рекомендуются электроды марок ЦЛ-38, ЦЛ-39 и ЦЛ-40 диаметром 2,5 мм с повышенной надеж­ ностью защиты плавящегося металла.

Для автоматической сварки в сочетании с легированными проволоками применяют низкоактивные флюсы АН-22, ФЦ-11, ЗИО-Ф2 с пониженным содер­ жанием окислов марганца и кремния. Это обеспечивает высокие пластические свойства швов и стабильность состава многослойных гавов по содержанию в них марганца и кремния. Для полуавтоматической сварки в среде углекислого газа используют проволоки, содержащие наряду с основными легирующими элемен­ тами повышенное количество кремния и марганца. При аргонодуговой сварке вольфрамовым электродом в качестве присадочного материала применяют про­ волоку тех же марок, что и при сварке под флюсом. Рекомендации по примене­ нию сварочных материалов даны в табл. 2.

Ручную дуговую сварку покрытыми электродами используют при монтаже котлов и паропроводов, а в заводских условиях — при изготовлении тройни­ ков, сварке блоков трубопроводов и приварке труб поверхностей нагрева к кол­ лекторам, а также при сварке литых деталей турбин и заварке дефектов в отливках. Автоматическую сварку под флюсом применяют при сварке паропроводов и приварке донышек к коллекторам в заводских условиях. Аргонодуговую сварку

2 . Сварочные материалы*1

Марка

стали

12МХ

I5XM

20ХМЛ

Термическая

обработка

Отпуск

Электроды для ручной дуговой сварки

Тип Э-09МХ, марка ЦУ-2МХ

Тип Э-09Х1М, марки ЦУ-2ХМ, ЦЛ-38, ЗИО-20, УОНИ-13ХМ

Флюсы и прово­ лока для авто­ матической сварю

АН-22, ФЦ-11, ЗИО-Ф2, Св-08МХ

АН-22, ФЦ-11, ЗИО-Ф2, CB-U8XM

		Тип Э-09Х1МФ,	АН-22, ЗИО-Ф2
		марки ЦЛ-20,	Св-08ХМФА
		ЦЛ-45, ЦЛ-39
	12Х1МФ
	15Х1М1Ф
	20ХМФ-Л
	15Х1М1Ф-Л	ском
	Нормализа­ сцияотпу­
		Марка ЦЛ-47**	АН-22
		или тип
		Э-ЮХ1М1НФБ, Св-14Х1М1ФА*>
		марка ЦЛ-36
	12Х2МФСР	Тип Э-10ХЗМ1БФ,	-
	15Х2МФБ	марка ЦЛ-40
	Отпуск	Тип Э-ЮХ5МФ,
	12Х5МФ		-
		марка ЦЛ-17

полу­	свар­
Проволока для	автоматической ки в среде С 02
	-
	Св08ХГСМА
	СВ-08ХГСМФА
-
-
-

Присадочная прово­ лока для аргоноду­ говой сварки воль­ фрамовым электро­ дом

СВ-08МХ

Св-08ХМ или Св-08ХГСМА

Св-08ХМФА или Св-08ХГСМФА

Св-14Х1М1ФА*9

СВ-08ХМФА

ИЛИ

СВ-08ХГСМФА

-

Указанные в таблице типы электродов отвечают требованиям ГОСТ 9467—75, флюс АН-22 — ГОСТ 9087—69, сварочная проволока — ГОСТ 2246— 70.

** Электроды изготовляют по ТУ ЦНИИТМАШ . *• Проволоку изготовляют по ТУ 14-130-28—72.

вольфрамовым электродом применяют как в заводских, так и в монтажных усло­ виях при сварке корневых слоев кольцевых швов труб поверхностей нагрева котлов и паропроводов, когда сварку осуществляют без подкладных колец.

Термическая обработка сварных соединений. Сварные соединения тепло­ устойчивых сталей, работающие в условиях ползучести, без термической обра­ ботки после сварки не обеспечивают эксплуатационной надежности ввиду струк­ турной неоднородности и наличия остаточных сварочных напряжений. Поэтому большинство сварных конструкций из теплоустойчивых сталей подвергают тер­ мической обработке. Исключение составляют сварные соединения из хромомолиб­ деновых сталей (12МХ, 15ХМ, 20ХМЛ) при толщине менее 10 мм и из хромомолиб­ денованадиевых сталей (12Х1МФ, 15Х1М1Ф, 12Х2МФСР) при толщине менее б мм, а также литые детали с несквозными дефектами, заваренные высоконике­ левыми электродами ЦТ-36 и АНЖР-3.

При изготовлении конструкций из теплоустойчивых сталей используют обычно отпуск. Его преимущество заключается в том, что он может быть исполь­ зован в качестве местной термической обработки. Отпуск позволяет также при­ менять сварочные материалы с низким содержанием углерода, что обеспечивает повышенную технологическую прочность сварных соединений. Отпуск стабили­ зирует структуру (твердость) сварного соединения и снижает остаточные напря­ жения. С увеличением содержания хрома, молибдена, ванадия и других элементов, повышающих релаксационную стойкость сталей, температура отпуска и время выдержки должны увеличиваться. Особую опасность представляет недостаточный отпуск сварных соединений хромомолибденованадие^ых сталей в связи с воз­ можностью дисперсионного твердения, вызванного выпадением в околошовной зоне карбидов ванадия. Недостатком отпуска является невозможность полного выравнивания структуры, в частности устранения разупрочненной мягкой про­ слойки в зоне термического влияния сварки.

3. Режимы термической обработки * сварных			соединений
		Время выдержки при отпуске в часах для
Марка стали	Температура			толщин, мм
		До 20		20-45	Св. 45
12МХ	0.670 ±	10° С	1	2	3
15ХМ,	0.700 ±	10* С	1	2	3
20ХМЛ
12Х1МФ,
20ХМФЛ,	0.740 ±	10е С		3	5
15Х1М1Ф,			2
15Х1М1ФЛ,
12Х2МФСР
12Х1МФ,	Н.980 -н 10° С,		б	7
20ХМФЛ,	0.740 ±	10° С			10
15Х1М1Ф,
15Х1М1ФЛ
12Х5МФ	0.760 ±	10° С	2	3	5

* Условные обозначения: О—отпуск; Н—нормализация.

4. Свойства сварных соединений теплоустойчивых сталей [1, 5, 7 , 8]

Механические свойства при 20° С

Марка ! стали 1

15ХМ

20ХМЛ

12Х1МФ

15Х1М1Ф

	Вид сварки	и терми­		ав	<Т0*	б»
	ческая обработка
				кгс/мм*			%
	Ручная электродами ЦУ-2ХМ			45-50	22—30	15—22	30—55
	Отпуск
	Полуавтоматическая		в среде	42-45	24—28	20-22	Sô—60
	С 02 проволокой Св-08ХГСМА
	Отпуск
	Ручная электродами ЦЛ-20			50-58	35—45	15—18	70-75
	Отпуск
	То же			60—58	35—45	15—18	72—75
	Ручная электродами		ЦЛ-47,	52-58*	35—40*	22—26*	68—72*
	нормализация с отпуском
	Автоматическая	под флюсом		45—50*	30—32*	22—26*	70—76*
	АН-22 проволокой

СмЯХМ Ф А Отпуск

	Предел длительной		прочности
	за 100 т ы с . ч, кгс/мм2
f lH’		сварного
кгс-м/см2
		соединения
14—20	27 при 450° С	27 при 450° С
	6,5 при 550® С	6,0	при 550° С
14—20	28 при 475° С	23 при		475° С
	6 при 550° С	6 при		550° С
13—15	8,5 при 565° С	6,5	при 565° С
14—16		7,5	при 565° С
		9 при 565° С
10—14*
16—20*	9 при 565° С	8 при 565° С

Автоматическая под флюсом 58—62* 36—40* 20—24* 70—74* 10—14* 9 при 565° С АН-22 проволокой Св-14Х1М1ФА Нормализация с отпуском

• Свойству металла шва.

СП

ст>

сталей теплоустойчивых Сварка

Применение высокотемпературной термической обработки — нормализации с последующим отпуском позволяет путем перекристаллизации ликвидировать разупрочнение и обеспечить более высокую эксплуатационную надежность свар­ ных соединений. Однако применение нормализации требует специальных приса­ дочных материалов, обеспечивающих более высокую термическую прорабатывае­ мое^ швов, близкую к прорабатываемое™ свариваемой стали. Кроме того, при нормализации необходимо применять общую термическую обработку всей свар­ ной конструкции, так как местный высокотемпературный нагрев сварного соеди­ нения под нормализацию вызывает разупрочнение металла в зонах, расположен­ ных вблизи индуктора или другого нагревательного устройства, что снижает сопротивление ползучести и длительную прочность. Рекомендуемые режимы тер­ мической обработки сварных соединений приведены в табл. 3.

Свойства сварных соединений.	Разупрочнение теплоустойчивых	сталей
в околошовной зоне, происходящее	под действием термического цикла	сварки

в результате дополнительного высокотемпературного отпуска и неполной пере­ кристаллизации, проявляется в первую очередь в условиях длительной работы при высоких температурах. Снижение длительной прочности сварных соедине­ ний по сравнению с прочностью основного металла зависит от характера терми­ ческого цикла сварки, степени упрочнения сталей термической обработкой и струк­ турной стабильности стали.

Длительные прочности основного металла и сварных соединений хромо­ молибденовой стали 20ХМЛ примерно одинаковы (табл. 4). Это объясняется тем, что вследствие малой прокаливаемости и нер/»гламентируемой скорости охлаждения при нормализации стали этой группы упрочняются в процессе терми­ ческой обработки незначительно, а следовательно, и мало склонны к разупрочне­ нию при сварке.

Хромомолибденованадиевые стали разупрочняются при сварке в большей степени, так как стали 20ХМФЛ, 15Х1М1Ф охлаждаются при нормализации принудительно со скоростью 1000° С/ч, а трубы из стали 12Х1МФ проходят закалку. Если коэффициент теплоустойчивости сварных соединений (т. е. отно­ шение длительной прочности сварного соединения к длительной прочности основ­ ного металла) для нормализованной и отпущенной стали 15Х1М1Ф при ручной и автоматической сварке равен 0,8—0,9, то для закаленной и отпущенной стали 12Х1МФ (толстостенные паропроводные трубы) он равен 0,7. После нормали­ зации с отпуском длительная прочность сварных соединений может достичь дли­ тельной прочности основного металла.

КОНТАКТНАЯ СВАРКА

Контактная стыковая сварка непрерывным оплавлением является основным технологическим процессом при изготовлении элементов поверхностей нагрева котлов. Сварку осуществляют на автоматизированных машинах ЦСТ-200 и ЦСТ200М [3]. Привод механизма оплавления и осадки у^машин раздельный. При оплавлении передвижение подвижной плиты машины осуществляется кулачко­ вым механизмом с электроприводом постоянного тока, что обеспечивает плавное регулирование скорости оплавления. Программа, задаваемая кулачком, построена таким образом, что скорость оплавления непосредственно перед осадкой резко возрастает. Это способствует повышению качества сварных соединений. Машина ЦСТ-200М позволяет, кроме того, осуществлять сварку с подогревом, что исполь­ зуется при изготовлении поверхностей нагрева из сталей 12Х2МФСР и 12Х2МФБ

(ЭИ351).

Необходимое качество сварки труб достигается при выполнении следующих рекомендаций. Установочная длина каждой трубы должна составлять 0,8— 1,0 наружного диаметра грубы, но не менее 30 мм. Сварку необходимо производить при минимально возможном вторичном напряжении (5,5—6,5 В), исключающем

возникновение коротких замыканий при оплавлении. Припуск на оплавление

выбирают в зависимости от толщины стенки трубы:

Ô, мм . . . .

Припуск, мм

3	4	5	7
8	12	14	19

Длительность оплавления принимают из расчета обеспечения средней ско­ рости оплавления 0,75—1,25 мм/с. Конечная скорость оплавления должна возра­ стать для перлитных сталей в 3—4 раза по сравнению со средней, а для труб из высоколегированных сталей в 5—6 раз. Общий припуск на осадку должен со­

ставлять	(1,0—1,5)6, а припуск на осадку	под током — 0,5—0,8		общего при­
пуска на	осадку. Скорость осадки рекомендуется для		труб из стали		12Х1МФ.
и 15Х1М1Ф не’менее 30 мм/с, а для труб		из сталей	12Х2МФСР	и	12Х2МФБ

не менее 60 мм/с.

Для уменьшения внутреннего грата в некоторых случаях во время сварки продувают трубы азотом или азотно-водородной смесью под избыточным давле­ нием около 1 кгс/см2. При этом в связи с охлаждающим действием газа на зону стыка режимы сварки труб поверхностей нагрева следует корректировать с уве­ личением времени сварки и припуска на оплавление [4].

Стыки труб из сталей 12Х1МФ и 15Х1М1Ф мало восприимчивы к закалке и термической обработке после сварки их можно не подвергать [2]. Кратковре­ менному отпуску следует подвергать стыки труб из сталей 12Х2МФБ (750 ±. 10° С в течение 10—20 мин).

Список литературы

1.Баженов В. В. Дуговая сварка теплоустойчивых сталей. М., «Машиностроение», 1967. 35 с.

2.Гельман А. С. Исследование стыковой сварки оплавлением труб из перлитных и полуферритных сталей. Вопросы сварки в энергомашиностроении. — Сб. статей ЦНИИТМАШ . М.. Машгиз, 1962, с. 5—30.

3.Гельман А. С., Слепак Э. С., Зыбко И. Ю. Машина для стыковой сварки труб ЦСТ-200. Усовершенствование технологии и оборудования для сварки давлением эле­ ментов поверхностей нагрева котельных агрегатов. — Сб. статей № 74. М., ЦНИИТМАШ , 1967, с. 87 — 98.

4.Гельман А. С., Ханкин В. П. Сварка труб поверхностей нагрева из перлитных сталей с продувкой газом при оплавлении. Усовершенствование технологии и оборудо­

вания для		сварки	давлением элементов поверхностей нагрева котельных агрегатов. —
Сб. статей		№ 74.	М., ЦНИИТМАШ, 1967, с. 5—23.
М.,	5. Герман С.		И. Электродуговая сварка теплоустойчивых сталей перлитного класса.
	Машгиз, 1963.		205 с.
М.,	6 . Земзин В. Н., Френкель Л. Д. Сварные конструкции паровых и газовых турбин.
	Мпшгнз, 1962.		223 с.
270	7. Земзин В. Н. Жаропрочность сварных соединений. М., «Машиностроение», 1972.
	с.

8 . Русинова И. Н., Баженов В. В. Свойства сварных соединений стали 15Х1М1Ф после нормализации и отпуска. — «Сварочное производство», 1976, № 10, с. 23 —24.

Глава 8

СВАРКА ВЫСОКОХРОМИСТЫХ МАРТЕНСИТНЫХ, МАРТЕНСИТНО­ ФЕРРИТНЫХ И ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ

ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА И КЛАССИФИКАЦИЯ

Хром от температуры плавления до низких температур имеет решетку объемноцентрированного куба, изоморфную a -железу. В связи с этим легирование железа хромом сужает область у-растворов. Диаграмма состояния Fe—Cr приведена на

рис.	1.
вов	По влиянию хрома на положение y-области на диаграмме состояния спла­
	Fe — Сг, а также хромистых сталей, содержащих углерод, условно можно
выделить стали: 1) с у		превращением; 2) без у	превращения; 3) с частич­
ным	превращением. При	наличии в растворе около	-g- атомов Сг (~ 12%Сг по

массе) поверхностная пленка, возникающая при окислении, приводит к пасси­

вации	этой поверхности. Сталь ста-										*
новится коррозионно-стойкой при
относительно				невысокой температу­
ре. Для обеспечения окалиностой-
кости	при		более		высоких темпера­
турах	(800— 1100° С) относительная
массовая доля хрома в сталях дол­
жна быть			увеличена				(примерно до
30%). Для обеспечения коррозион­
ной	стойкости				применительно				к
различным			агрессивным					средам
концентрация				хрома			в сталях		мо­
жет быть различной.							Хром по от­
ношению к кислороду обладает не­
сколько		большим				сродством,			чем
железо,		и	образует				окисел	Сг20 3
с высокой			температурой плавле­
ния.	Хром		также			обладает		боль­
шим сродством к углероду, чем же­
лезо,	и	является				карбидообразую­				Рис. 1. Диаграмма состояния Fe—Cr
щим элементом. Он может входить
в состав		карбидов				типа (Fe, Сг)3 С,
но также образует карбиды типов										заменой	атомов хрома другими атомами, в
Сг7С3 и Сг23Сб,				иногда			с частичной
частности железа,						например		(Сг, Fe)2;JCe. Карбиды хрома являются термически
более	стойкими,				чем		карбиды		железа; они		растворяются медленнее и при

более высоких температурах. В связи с этим для гомогенизации твердых раство­ ров Fe — Сг — С требуется более высокая температура и более длительная выдержка (рис. 2).

Температурная область существования у-растворов в хромистых сталях изменяется в зависимости от содержания в них хрома и углерода (рис. 3), хотя она зависит и от содержания в сплаве других элементов, но в меньшей степени. Хромистые стали при содержании С < 0,1% и Сг > 15 16% не имеют у-фазы при любых температурах от комнатной до температуры плавления и являются ферритными.

Хром в сталях в связи с замедлением процессов распада у — а значительно снижает критические скорости охлаждения. Поэтому мартенсит в хромистых сталях может быть получен в результате бездиффузионного превращения аусте­ нита, при содержании углерода значительно меньшем, чем в нелегированных углеродистых сталях (рис. 4). При более высоком содержании хрома (рис. 4, в)

Рис. 2. Зависимость твердости хроми­						Рис. 3. Область существования у-фа-
стой стали		от температуры			и концент­	зы в хромистой	стали	в зависимости
рации углерода:						от содержания	хрома	и углерода
/ _	1 2 % Сг;	0,35% С; 2 — 12% Сг; 0,12%
С*.	3 — 12%	Сг;	0,05%	С;	4 — 12% Сг;
0,01% С; 5 -		13%	Сг;	0,01%	С

устойчивость аустенита настолько высока, что даже при температуре его наимень­ шей устойчивости (~ 700° С) для его распада требуется около 300 с [3]. При непрерывном охлаждении (в условиях сварки) даже небольшие скорости охлажде­ ния (около 0,2°С/с) в области температур 800—650° С приводят к получению пол-

Рис. 4. Диаграммы изотермического превращения хромистых сталей с различ­ ным содержанием хрома:

а - 0,4% С и 0% Сг; б - 0,4% С и -3 ,5 % Сг; в - 0,11% С и 12,2% Сг

ностью мартенситной структуры. Оптимальные механические свойства, т. е. вы­ сокая прочность при достаточно высокой пластичности, достигается для таких хромистых сталей после двойной термической обработки — закалки и высокого отпуска.

Высоколегированные хромистые стали (обычно с содержанием 10,5—12% Сг) при дополнительном легировании молибденом, вольфрамом, ниобием и ванадием,

а иногда и никелем, обладают повышенным сопротивлением ползучести при работе под напряжением при повышенных температурах. Они используются как жаропрочные применительно к температурам эксплуатации примерно до 600° С.

Структура и свойства некоторых высокохромистых сталей изменяются в зависимости от режима термической обработки и температуры эксплуатации; стали в основном становятся хрупкими. В зависимости от химического состава стали и влияния термического воздействия в хромистых сталях наблюдаются: 475°-ная хрупкость; хрупкость, связанная с образованием a -фазы; охрупчива­ ние феррита, вызываемое нагревом до высоких температур. 475°-ная хрупкость появляется в хромистых сплавах и сталях при содержании 15—70% Сг после дли­ тельного воздействия температур 400—540° С (особенно около 475° С). Добавки Ti и Nb ускоряют процесс охрупчивания при 475° С. При небольших концентра­ циях хрома в сталях выдержка при 600—850° С не вызывает появления а-фазы,

хрупкой при более низких температурах. При содержании	более 15—25% Сг
a -фаза выпадает интенсивно, особенно после выдержки при ~	900° С. Марганец,

молибден и некоторые другие легирующие элементы способны расширять область существования o-фазы и интенсивность ее образования. Выпадение o -фазы, а также процессы, вызывающие появление 475°-ной хрупкости, понижают коррозионную стойкость хромистых сталей. Кроме того, a -фаза снижает сопротивление ползу­ чести при высоких температурах. Исключить влияние 475°-ной хрупкости и выпа­ дение a -фазы можно нагревом этих сталей до температур, выше температур, спо­ собствующих появлению хрупкости (соответственно выше 550 и ~ 950° С), с по­ следующим быстрым охлаждением до 400° С или болей низкой температуры.

У высоколегированных хромистых сталей, находящихся в ферритном состоя­ нии, при температуре выше 1150° С наблюдается склонность к быстрому росту зерна. Так как в таких сталях присутствует и карбидная фаза, то при быстром нагреве и охлаждении, характерном для условий сварки, растворяющиеся кар­ биды обогащают углеродом только микрообъемы металла, прилегающие к ним, без общей гомогенизации, в результате чего в этих участках создаются условия для протекания при охлаждении превращения у а . Наиболее вероятны эти процессы вблизи границ зерен. В результате таких процессов и создающихся при этом локальных напряжений металл после быстрого охлаждения становится малопластичным при обычных температурах. Пластичность повышается при по­ следующем отжиге или высоком отпуске при 730—790° С (в зависимости от состава стали). Низкая пластичность, определяемая большим размером зерен, после от­ пуска не повышается.

При испытаниях надрезанных образцов на удар хрупкие разрушения, наблю­ даемые при комнатных температурах, переходят в вязкие при повышении тем­ ператур испытания. Температурный интервал, переходя в хрупкое состояние, снижается при некотором увеличении в стали углерода, а для ферритных сталей— азота (примерно в количестве 0,01 от концентрации хрома). Углерод и азот умень­ шают склонность сталей к росту зерен при высоких температурах и улучшают сварочные свойства этих сталей.

В соответствии с влиянием хрома и углерода (при обычном содержании со­ путствующих примесей) на кристаллическую решетку при температурах от 20° С до температуры плавления, по структуре при обычных (близких к комнатной) температурах различают хромистые стали классов: мартенситного, мартенситно­ ферритного и ферритного (рис. 5).

Схема влияния хрома и углерода на выклинивание у-области для высоко­ хромистых сталей наиболее распространенных составов показана на рис. 6. Средне- и высоколегированные хромистые стали (до 12—13% Сг и С ^5 0,05 -г- 0,06%), имеющие область аустенита при высоких температурах, в результате охлажде­ ния даже с умеренными скоростями при комнатной температуре имеют мартен­ ситную структуру. При более высокой концентрации хрома (более 16%) и ~ 0,06% С сталь во время нагрева будет иметь, кроме аустенита, то или иное количество непревращенной ферритной фазы. Последующее охлаждение такой стали приводит к получению смешанной мартенситно-ферритной структуры. Увеличение содержа-

6 п/р. Акулова А. И., т. 2