риале, дающие металл шва типа Х25Н20, Х25Н40М7, или другие с большим содержанием никеля, даю. щие при тех же условиях нагрева обезуглерожен-ный слой толщиной менее 2,0 мм в нелегированной стали. При этих условиях в металле шва и в стали 15Х5М активность растворенного углерода будет близкой, что предотвратит диффузию этого элемента из стали 15Х5М в аустенитный шов.

Приведенный подход к анализу образования химической и структурной неоднородностей в участке сплавления при сварке разнолегированных сталей позволяет объяснить результаты экспериментальных данных, полученных В. Н. Земзиным, пороли состава свариваемой стали и металла шва для показателей неоднородности участка сплавления, связанной с диффузией угле-

НУ, МПа 7000

Рис, 11.15. Влияние длительности нагрева при 700 °С на максимальную твердость науглероженной зоны участка сплавления перлитных сталей с аустенитными швами:

1 — Х25Н20 — сталь 30; 2 — Х25Н20 —35ХНЗМ; 3 — Х15Н25М6—12Х1МФ: 4 — Х15Н25М6 — 15Х1М1Ф; 5 — Х15Н25М6—15Х2М2ФБС; б — X251120—25ХЗМВФ; 7 — Х15Н25М6 — 15Х12ВМФ

6000

Ш0

2000 1000

0,2 0 0,2 мм

Рис. 11.16. Твердость участка сплавления аустенитного шва типа Х25Н20 со сталями:

/ — Армко-железо; 2 — сталь 30; 3 — сталь У7 после нагрева при 600 °С в течение 20 ч (По данным В. Н. Земзина)

Рис. 11.17. Влияние температуры иагрева на толщину обезуглероженного слоя в перлитной стали при аустенит-ном металле шва в случае отсутствия фазовых изменений (1) и с учетом фазовых изменений при нагреве (2)

рода при нагреве после сварки (рис. 11.15). При приблизительно равном содержании углерода в каждой из групп сваривающихся сталей различие в твердости науглероженной зоны могло явиться следствием разницы в активности перемещения (диффузии) углерода из перлитной стали в аустенитный шов с образованием в нем вблизи границы сплавления мартенситно-карбидного участка. При этом твердость мартенситного участка (см. рис. 11.2, участок 3) тем выше, чем больше в него проникло углерода при диффузии из перлитной стали.

Естественно, что на максимальную твердость мартенситной зоны влияет и содержание углерода в свариваемой стали (рис. 11.16). Причиной повышения твердости мартенситной зоны с увеличением содержания углерода в свариваемой стали при одном и том же составе металла шва и одинаковых условиях нагрева после сварки может быть повышение активности углерода , в растворе при повышении его содержания в стали и увеличение за счет этого скорости диффузии углерода через границу сплавления.

Рассматривая факторы, влияющие на развитие диффузионной неоднородности в участке сплавления разнолегированных сталей, надо иметь в виду, что помимо рассмотренной разности для активности углерода в свариваемой стали и металле шва имеют значение и условия нагрева — температура и продолжительность. Роль температуры нагрева является двоякой. Прежде всего повышение температуры нагрева после сварки должно по параболическому закону ускорять диффузию углерода через границу сплавления. С другой стороны, такой характер изменения скорости диффузии нарушится при переходе феррита в аустенит, так как скорость диффузии в аустените ниже, чем в феррите (рис. 11.17). После перехода феррита в аустенит скорость диффузии может продолжать замедляться при растворении в аустените карбидов за счет повышения концентрации в аустените углерода и легирующих элементов и повышения активности углерода. На рисунле видно, что после нагрева до определенней температуры, сопровождающегося растворением карбидов Ва^уче сплавления со стороны аустенитного шва, обезуглерожен^сит^она в участке сплавления

П Лившиц Л. С. и др.1305