каховський


Vbubu яиілшввежіівн вяЦівэ

ОГЛАВЛЕНИЕ-
Стр.
TOC \o "1-5" \h \z Предисловие 5Глава 1
Структура и свойства высоколегированных сталей ....7
Классификация и краткая характеристика высоколегированных сталей 7
Высокохромистые стали 12
Хромоникелевые стали22
Хромомарганцевые и кромоннкельыарганцевые стали ...41
Охрупчивание высоколегированных сталей при тепловом
воздействии49
Коррозионные свойства высоколегированных сталей . .63
Жаропрочность высоколегированных сталей81
Глава II
Металлургические особенности сварки нержавеющих сталей
Легирование металла шва при сварке нержавеющих Сталей83
Металлургические особенности дуговой сварки нержавеющих сталей85
Трещины при сварке нержавеющих сталей95
Глава III
-3175-1047115Сварка закаливающихся высоколегированных сталей
Влияние термического цикла сварки на структуру и свойства закаливающихся сталей114
Сварка 13%-ных хромистых нержавеющихсталей ...119
Сварка стали ІХ17Н2125
Сварка высокохромистых жаропрочныхсталей....129
Влияние некоторых упрочняющих н стабилизирующих элементов на микроструктуру п свойства высокохромистых
сварных швов129
Сварка высокохромистых жаропрочныхсталейподфлюсом137
Ручная дуговая сварка высокохромистых жаропрочных сталей143
Глава IV
Сварка высокохромистых ферритных сталей
Влияние термического цикла сварки на структуру и свойства ферритных сталей146
Сварка 17%-ных хромистых сталей157
Сварка стали Х25Т167
Глава V
00Сварка закаливающихся высоколегированных сталей
Влияние термического цикла сварки на структуру и свойства закаливающихся сталей114
Сварка 13%-ных хромистых нержавеющихсталей ...119
Сварка стали ІХ17Н2125
Сварка высокохромистых жаропрочныхсталей....129
Влияние некоторых упрочняющих н стабилизирующих элементов на микроструктуру п свойства высокохромистых
сварных швов129
Сварка высокохромистых жаропрочныхсталейподфлюсом137
Ручная дуговая сварка высокохромистых жаропрочных сталей143
Глава IV
Сварка высокохромистых ферритных сталей
Влияние термического цикла сварки на структуру и свойства ферритных сталей146
Сварка 17%-ных хромистых сталей157
Сварка стали Х25Т167
Глава V
Сварка аустенитных нержавеющих сталей
Влияние термического цикла сварки на свойства аустенитных сталей173
Сварка хромоникелевых аустенитных сталей183
Сварка хромоннкельмолибденовых аустенитных сталей 191
Сварка хромомарганцевых н хромоникельмарганцевых
аустенитных сталей
Влияние марганца, титана и ниобия на структуру хромоникелевых швоа
195707033020214
217
00214
217
1959610362585246
247
00246
247
Сварка стали 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55)
Сварка сталей Х14Г14НЗТ и Х14ГМН4Т
Сварка сталей Х17АГІ4, 0Х21Н5АГ7, ІХ25НІ6Г6АР ....
Сварка ферритно-аустенитных нержавеющий сталей
Влияние термического цикла сварки на структуру и свойства ферритно-аустенитных сталей
Сварка хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей Влияние яикаля на микроструктуру и свойства сварных швов
с 20—22% хрома
Влияние ферритизирующях элементов на микроструктуру н свойства хромонихелеаых ферритно-аустенитных сварных
шаов
Свойства сварных соединений хромоникелевых ферритноаустенитных сталей
Сварка хромоникельмолибденовых ферритно-аустенитных
сталей
Приложение
Литература
Николай Иванович Каховский, панд. теки, наук Сварка нержавеющих сталей
Редакторы издательства инж. М. Г. Ведмеденко, Г. Л. Миронова Художник Л. Б. Сергий
Художественные редакторы Б. В. Валуенко, Н. Ф. Соловьева Технический редактор В. П. Вересюк Корректор Л. Н. Фоменко
Сдано в набор ЭО/ХП 1967 г. Подписано х лечатп 19.VI 1968 г. Формат бумаги 60Х84Ѵ«. Объем: 19.6 фиа. л. 18,14 уел. л. 18,96 уч.-над. л. Тираж 5500. Эах. № 13. БФ 04871. Цена 1 руб. 22 хол.
Иэдательстно «Тежніка», Клен, 4, Пушкинская. 28-
Книжная фабрика «Октябрь» Комитете по печвтн врн Совете Мипнстроя УССР, Клен, ул. Артека. 23-а.
-52070-262255<
00<
6П4.3
кзоУДК621.79І : 689.15-194
Сварка нержавеющих стйлрй. •
Каховский Н.И. * * '
«Техвіка», 1968, 312 стр.
В книге изложены обобщенные результаты исследований структуры, свойств и свариваемости наиболее распространенных и ряда новых марок нержавеющих сталей различных классов. Показано благоприятное влияние азота на структуру и свойства нержавеющих сталей н металла сварных швов при одновременном снижении в них содержания углерода. Описаны основы металлургии, металловедения и технологии дуговой автоматической п ручной сварки нержавеющих сталей, а также свойства сварных соединений применительно к рабочим условиям. Большое внимание уделено свариваемости беэникелевых и малоннке- левых ферритных, ферритно-аустенитных и аустенитных нержавеющих сталей применительно к химическому, нефтяному, продовольственному машиностроению и другим отраслям промышленности. Книга рассчитана на научных и инженерно-технических работников промышленных предприятий, конструкторских н научно-исследовательских организаций, связанных с проектированием п изготовлением сварной аппаратуры из нержавеющих сталей.
Табл. 79, илл. 163, библиогр. 288.
Рецензент локт. техн. наук В. И. Дятлов
Редакция литературы по машиностроению и транспорту
Заведующий редакцией инж. М. /4. Василенко 3-12-6
146-68
ПРЕДИСЛОВИЕНепрерывное развитие химической, нефтеперерабатывающей и других отраслей промышленности обусловливает все возрастающее применение нержавеющих сталей различных классов для изготовления сварной аппаратуры. Значительная часть ее изготовляется из высоколегированных сталей.
Естественно, что немаловажная роль при этом отводится экономии нержавеющих сталей путем повышения их прочностных характеристик и коррозионной стойкости, а также экономии дефицитных материалов, входящих в состав стали, нз которых наиболее дефицитным является никель.
Поэтому важное значение приобретает использование для сварной аппаратуры нержавеющих сталей с пониженным содержанием никеля, в том числе легированных марганцем и азотом. Причем, как показано в данной книге, легирование нержавеющих аустенитных и ферритно-аустенитных сталей азотом целесообразно не только из условий экономии никеля, но и для модификации и упрочнения стали и сварных швов.
Немаловажное значение имеет улучшение качества, а следовательно, и работоспособности сварных соединений, одним из определяющих критериев которых в данном случае является правильный выбор присадочного металла при сварке и использование сталей, отличающихся минимальной реакцией на сварочный термический цикл. Последнее особенно важно в связи с интенсификацией и организацией новых химических производств, обусловливающих
необходимость изыскания более коррозионностойких сталей и более совершенных сварочных материалов, обеспечивающих требуемую работоспособность сварных соединений в тяжелых условиях эксплуатации.
Ужесточение требований к повышению работоспособности сварных изделий в ряде случаев диктуется не агрессивностью рабочей среды, а внешними температурными условиями эксплуатации, что в свою очередь вызывает необходимость обеспечения требуемых механических свойств сварных соединений применительно к данным условиям. Последнее возможно при правильном выборе не только стали, но и технологии ее сварки.
В данной книге на основании работ автора и его сотрудников, а также отечественного и зарубежного опыта сделана попытка осветить структуру, свойства и свариваемость наиболее распространенных марок нержавеющих сталей мартенситного, ферритного, аустенитного и ферритно-аустенитного классов, при этом преимущественное внимание уделено новым, по мнению автора, перспективным сталям, разработанным преимущественно в Институте качественных сталей ЦНИИЧМ.
-126365679450і
00і
Отзывы и пожелания просим направлять по адресу: Киев, 4, Пушкинская, 28, издательство «Техника».
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ
СТАЛЕЙ
і.КЛАССИФИКАЦИЯ И КРАТКАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
К высоколегированным сталям относятся сплабы на основе железа с общим содержанием легирующих элементов (хрома, никеля, марганца и др.) от 8 до 65%. Химический состав наиболее распространенных в Советском Союзе марок высоколегированных (преимущественно нержавеющих) сталей приведен в табл. 1.
По существующим стандартам высоколегированные стали классифицируют в зависимости от их структуры, свойств и системы легирования.
В зависимости от структуры, получаемой при охлаждении на воздухе после высокотемпературного нагрева, высоколегированные стали подразделяют на следующие классы: мартенситный, мартенситно-ферритный, аустенитно-мартенситный, аустенитноферритный, ферритный и аустенитный. Большинство выпускаемых в Советском Союзе аустенитно-ферритных сталей, кроме марки 0Х23Н13, содержат 40% и более феррита, поэтому их правильнее называть ферритно-аустенитнымн в отличие от аустенитно-ферритных сталей зарубежных марок [ПО] и сварных швов [146], содержащих от 3 до 20% феррита.
К мартенситному классу относятся стали 2X13, 1Х17Н2, 1X13H3 и др., к мартенситно-ферритному — 1Х12ВНМФ (ЭИ802), 2Х12ВМБФР (ЭИ993), 1Х12В2МФ (ЭИ756), 1Х11МФБ, 1X13, к ферритному —0X13, Х14, Х17, 0Х17Т, 0Х17М2Т, 1Х18Т1, Х25Т, Х28, к аустенитно-мартенситному —Х17Н7Ю, 2Х17Н2, Х16Н6 (СН2А), Х17Н5МЗ (СНЗ), к ферритно-аустенитному — 0Х21Н5Т (ЭП53), 0Х21НЗТ (ЭП214), 1Х21Н5Т (ЭИ811) 0Х21Н6Б, Х28АН, 0Х21Н6М2Т (ЭП54), 0Х18Н2Г8Т, 0Х23Н13 (аустенитно-ферритная) и др., к аустенитному — 00Х18Н10 (ЭИ842), 0Х18Н10, 0ХІ8Н10Т, Х18Н10Т, Х14Г14Н, Х14Г14НЗТ (ЭИ71І), Х17Н4АГ9 (ЭИ878), 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55), Х17Н13М2Т,X17H13M3T,
18351501270Содержание
00Содержание
1847215127000Никелі.
00Никелі.
63503048000X13
1X13
2X13
1Х17Н2 .... 1Х12ВНМФ (ЭИ802) .... 2Х12ВМБФР (ЭИ993).... 1Х12В2МФ (ЭИ756) ....
Х17
0Х17Т (ЭИ645) Х25Т (ЭИ439) Х16Н6 (СН2А, ЭП288) .... Х17Н5МЗ (СНЗ, ЭИ925) .... 0Х21НЗТ (ЭП214) .... 0X21HST (ЭП53) 1X21Н5Т (ЭИ811) .... 0Х21Н6Б . . . 0Х21АН5 . . . Х28АН (ЭИ657) 0Х2Ш6М2Т (ЭП54) .... 0Х21Н6АМ2 . . 0Х30АН9 (опыт-
0Х18Н1О ! 1 '. ! 00Х18НЮ (ЭИ842) .... 000Х18Н11 . . . 0Х23Н18.... 000ХІ8АН10 . . 000Х19АН12 . . Х18Н10Т . . .
000X13
1X13
2X13
1Х17Н2 .... 1Х12ВНМФ (ЭИ802) .... 2Х12ВМБФР (ЭИ993).... 1Х12В2МФ (ЭИ756) ....
Х17
0Х17Т (ЭИ645) Х25Т (ЭИ439) Х16Н6 (СН2А, ЭП288) .... Х17Н5МЗ (СНЗ, ЭИ925) .... 0Х21НЗТ (ЭП214) .... 0X21HST (ЭП53) 1X21Н5Т (ЭИ811) .... 0Х21Н6Б . . . 0Х21АН5 . . . Х28АН (ЭИ657) 0Х2Ш6М2Т (ЭП54) .... 0Х21Н6АМ2 . . 0Х30АН9 (опыт-
0Х18Н1О ! 1 '. ! 00Х18НЮ (ЭИ842) .... 000Х18Н11 . . . 0Х23Н18.... 000ХІ8АН10 . . 000Х19АН12 . . Х18Н10Т . . .
63524187150Х18Н10Т (ЭИ914) . . 0Х18Н12Т . 0Х18Н12Б .
000Х18Н10Т (ЭИ914) . . 0Х18Н12Т . 0Х18Н12Б .
572770300355<0.08
0,09—0,15
0,16—0,24
0,11—0,17
0,12—0,18
0,15—0,22
0,10-0,17
<0,12
<0,08
<0,15
0,05—0,09
0,06—0,10
<0,09
<0,08
0,09—0,11
<0,07
<0,06
<0,15
<0,08
<0,06
<0,06
<0,08
<0,04
<0,03
<0,10
<0,03
<0,03
<0,12
00<0.08
0,09—0,15
0,16—0,24
0,11—0,17
0,12—0,18
0,15—0,22
0,10-0,17
<0,12
<0,08
<0,15
0,05—0,09
0,06—0,10
<0,09
<0,08
0,09—0,11
<0,07
<0,06
<0,15
<0,08
<0,06
<0,06
<0,08
<0,04
<0,03
<0,10
<0,03
<0,03
<0,12
908050304800<0,60
<0,60
<0,60
<0,80
0,5—0,8 <0.50
0,5—0,8 <0,70 <0,70 <1,0
<1,0
<0.7
<0,8<0,8
<0,8
<0,8
00<0,60
<0,60
<0,60
<0,80
0,5—0,8 <0.50
0,5—0,8 <0,70 <0,70 <1,0
<1,0
<0.7
<0,8<0,8
<0,8
<0,8
90805020402551,0—2,0<2,0<2,01,0—2,01,0—2,01,0—2,0
001,0—2,0<2,0<2,01,0—2,01,0—2,01,0—2,0
1212850304800<0,60
<0.60
<0,60
<0,80
<0,40
<0,50
<0.50
<0,80
<0,80
00<0,60
<0.60
<0,60
<0,80
<0,40
<0,50
<0.50
<0,80
<0,80
12128501280160<0,8
<0.8
<0,8<0,8<0,7
<1,0
00<0,8
<0.8
<0,8<0,8<0,7
<1,0
12071352037715<0,8
<0,4
«1,0
<0,5
<0,5
<0,8
00<0,8
<0,4
«1,0
<0,5
<0,5
<0,8
145097530480013,0
14,0
14,0
18,0
0013,0
14,0
14,0
18,0
144462579248013.0
18,0 16,0—18.0 24.0—27,0
0013.0
18,0 16,0—18.0 24.0—27,0
1444625143764020,0—22,020,0—22,020,0—22,028,0
22,0 20,0—22,00020,0—22,020,0—22,020,0—22,028,0
22,0 20,0—22,01444625203581019,0
18,0
25,0
18,0
20,0 17,0—19,0
0019,0
18,0
25,0
18,0
20,0 17,0—19,0
18103854121151.5—2,5 0,4-0,8
001.5—2,5 0,4-0,8
180467010515608,0
5,5
3.5 5,3—6.0
4,8-5,8
6,8
5,0
1,7
6,5
6,5
10,09,0—11,0
008,0
5,5
3.5 5,3—6.0
4,8-5,8
6,8
5,0
1,7
6,5
6,5
10,09,0—11,0
1779905203009511,0 10,5—12,0
20,0
11,0
13,0
11,0
0011,0 10,5—12,0
20,0
11,0
13,0
11,0
6159502475230<0,0!<0,0!<0,0!
00<0,0!<0,0!<0,0!
90551024688801,0-2,0 1,0—2,0 1,0—2,0001,0-2,0 1,0—2,0 1,0—2,012007852467610<0,8
<0,8
<0,8
00<0,8
<0,8
<0,8
1435735246570519,0
19,0
19,0
0019,0
19,0
19,0
1801495246253011,0
13,0
0011,0
13,0

высоколегированных сталей
элементов, К
і НнобнГі Молибден 1
1 Вольфрам j Ванаанй Ааот Сера (Фосфор
Титан не более
0,025 0,030
0,025 0,030
0,025 0,030
— — — — — — 0,025 0,030
- - 0,5—0,7 0,7—1,10 0,15—0,30 - 0,025 0,030
- 0,2-0,4 0,4—0,6 0,4—0,7 0,15—0,30 Бордо0,00з!о,025 0,030
_ 0,6—0,9 1,7—2,0 0,15—0.30 _ 0,025 0,030
0,025 0,035
5.С—0,8 5.С—0,8 — — — 0,025
0,025 0,035
0,035
- - - - - - 0,020 0,035
- - 3,0—3,5 - - - 0,020 0,035
0,3—0,5 _ _ _ _ _ 0,03 0,03
0.15—0,40 - — — — — 0,025 0,030
0,25—0,50 0,5—0,9 - - - 0,05—0,120 0,025
0,025 0,035
0,035
0.12—0,20 0,025 0,030
- — — — — 0,18—0,25 0,025 0,035
0,2—0,4 _ 1,8—2,5 _ _ _ 0,025 0,035
— — 1,9—2,6 — — 0,12—0,20 0,025 0,030
_ - _ _ _ 0,15—0.25 0,025 0,030
— — — — - 0,020 0,035
_ _ _ _ _ _ 0,020 0,035
0,020 0,035
0,020 0,035
0,18-0,25 0,020 0,030
0.18—0,25 0,020 0,030
—0,7 — — — 0,020 0,035
5.С—0 6 _ 1 5.С—0,6 — — _ 1 _ _ 0,035
“ , 8,С—1,2 1 — - 0,020 0,035
Содержание
Углерод Марганец Кремний Хром Никель Х17Н13М2Т . . . <0,08 1,0—2,0 <0,8 16,0—18,0 12,0-14,0 X17H13M3T . . . 0Х17Н16МЗТ <0,10 1,0—2,0 <0,8 16,0—18,0 12,0—14,0 (ЭИ580) .... ООХ16Н15МЗ <0,08 1,0-2,0 <0,8 16,0—18,0 15,0—17,0 (ЭИ844) .... <0,03 <0,8 15,0-17,0 14,0- 16,0 00Х17Н' 6МЗБ 0ООХ2ОН16АМЗ <0,04 <0,8 <0,5 16.0—18,0 15,5—17,0 (опытная) .... 0Х23Н28МЗДЗТ <0,03 <0,8 <0,6 19,0—21,0 15,0—17,0 (ЭИ943) <0,06 <0,8 <0,8 22,0—25,0 26,0—29,0 ХІ4ГІ4Н .... Х14Г14НЗТ <0,12 13,0—15,0 <0,8 13,0—15,0 1,0—1,5 (ЭИ711) <0,10 13,0—15,0 <0,8 13,0—15,0 2,5—3,5 Х17АГ14 (ЭП213) Х17Г9АН4 <0,15 13,5—15,0 <0,8 16,0—18,0 <0,6 (ЭИ878)
0Х17Г9Н5АБ <0,12 8,0—10,5 <0,8 16,0—18,0 о,о— (ЭП55)
Х18Г5Н2 (ЭП26) <0,08 8,0—10,0 <0,6 16.0—18,0 4,5—5.5 <0,10 4,0—6,0 <0,8 17,0—20,0 1,5—2,5 1Х25Н16Г7АР <0,12 <1,0 23,0—26,0 15,0—18,0 5,0-7,0 0Х17Н16МЗТ (ЭИ580), Х17АГ14 (ЭП213), 0Х23Н28М2Т (ЭИ628), 0Х23Н28МЗДЗТ (ЭИ943), 0Х23Н18, Х25Н20С2 и др.
По свойствам высоколегированные стали подразделяют на нержавеющие (корроэионностойкие), жаростойкие (окалиностойкие) и жаропрочные.
Группу коррозионностойкнх (нержавеющих) составляют стали, содержащие до 15% Сг и стойкие против коррозии в атмосферных условиях. К кислотостойким (стойким против коррозии в условиях контактирования с растворами различных кислот) относятся стали, содержащие от 16 до 30% и более хрома.
Жаростойкими до температуры 900° С являются нержавеющие стали марок Х17, 0Х17Т, Х12ЮС; до температуры 1100° С — Х25Т, Х28, Х25Н20С2 и др.
К жаропрочным относятся стали, сохраняющие прочность
-165101075690(С-0,02). 5 -0,6

00(С-0,02). 5 -0,6

11747501549400Бор до
0,02000Бор до
0,020144335511671300,30—0,40
0,15—0,25
000,30—0,40
0,15—0,25
144018013836650,18-0,25
0,15-0,25
0,30—0,45
000,18-0,25
0,15-0,25
0,30—0,45
175387010299700,0200,0200,020000,0200,0200,020194310010299700,035
0,035
0,035
000,035
0,035
0,035
175387013855700,0200,030
0,020000,0200,030
0,020194627513804900,035
0,035
0,035
000,035
0,035
0,035
(сопротивление ползучести) и вместе с тем достаточную окалиностойкость и сопротивление коррозии при высоких температурах,
Жаропрочными при температурах до 585—610° С являются стали марок 1Х12В2МФ, 2Х12ВМБФР, 1Х12ВНМФ, 1Х11МФБ и им подобные, при температурах до 650°С — стали Х18Н9Т и Х18Н10Т (бывшая 1Х18Н9Т) и до 800°С —X17H13M3T, Х14Н14В2М и др.
По системе легирования стали делят на хромистые, хромоникелевые, хромоникельмарганцевые, хромомарганцевые, хромо- марганцеазотнстые, а также перечисленные стали с добавками специальных легирующих элементов (молибдена, вольфрама, ванадия и др.) и карбидообразующих (титана, ниобия), часто называемых стабилизаторами структуры.
Высокохромистые стали
Структура и свойства хромистых сталей зависят прежде всего от содержания хрома и углерода (рис. 1, 2), а также азота и добавок титана, ниобия, молибдена, вольфрама и др. Как следует из диаграммы состояния системы железо — хром (рис. 1), безуглеродистые железохромистые сплавы имеют замкнутую область т-твердых растворов, ограниченную 12% хрома и температурным интервалом структурных превращений а (б) -*■ 7 и 7 -*■ а, который в свою очередь изменяется в зависимости от количества хрома.

содержания хрома 6; 12 и 15%.
48895-1088390
Содержание Сг, *
Рис. 1. Диаграмма системы беэ- углеродистых сплавов Fe—Сг и смешение т-петли при увеличении содержания углерода,
00
Содержание Сг, *
Рис. 1. Диаграмма системы беэ- углеродистых сплавов Fe—Сг и смешение т-петли при увеличении содержания углерода,
К замкнутой области 7 -твердых растворов примыкает гетерогенная область б + т -твердых растворов, ограниченная 12 и 13% Сг, за которой вплоть до чистого хрома следуют б-твердые растворы, не претерпевающие структурных превращений. При введении углерода в железохромистые сплавы граница области существования 7 -твердых растворов смещается в сторону более высокого содержания хрома (рис, 1) при одновременном расширении гетерогенной 6 + 7 -области. При неизменном же содержании углерода повышение количества хрома приводит к сужению 7-области и расширению двухфазной области (рис. 2), Кроме углерода, 7 -область расширяют также никель, азот и в меньшей степени марганец и медь. Прочие легирующие элементы (ферритизаторы) действуют в противоположном направлении, нейтрализуя (или уменьшая) влияние аустенизаторов.
Изменение механических свойств железных сплавов под влиянием легирующих элементов определяется, с одной стороны, влиянием последних на структуру сплава, особенно на его фазовый состав, и, с другой,— степенью воздействия их на кристаллическую решетку твердого раствора. Экспериментальные данные ряда исследователей показывают, что прочность металла (твердость, предел текучести) при неизменной структуре может изменяться благодаря искажению кристаллической решетки при растворении атома другого элемента, отличного по размеру от атомов основы сплава [50, 281, 282], либо под действием валентности [280], либо того и другого одновременно [241], Чаще всего механические свойства однофазных сплавов при легировании различными элементами зависят от диаметра атомов. Причем, чем больше размеры атомов растворенного элемента отличаются от атомов железа в сплавах на основе железа, тем при прочих равных условиях больше искажение решетки и упрочнение. Элементы с атомным радиусом меньшим, чем атом железа, упрочняют твердый раствор более интенсивно, чем элементы с большим, чем у железа, радиусом атома (расширяющие решетку). Элементы, растворяющиеся по типу внедрения (углерод, азот), упрочняют твердый раствор более интенсивно, чем элементы, растворяющиеся по типу замещения (хром, никель, марганец, кремний и др,).
Ряд свойств металлов, в том числе упрочнение при легировании и наклепе, объясняют также с точки зрения дислокационной теории, рассматривающей пластический сдвиг как процесс перемещения дислокаций — один из видов несовершенств кристаллической решетки*. По данным И. А. Одинга н А. А. Бочвара, с увеличением количества (плотности) дислокаций и других несовершенств решетки до некоторого критического значения реальная прочность металла падает, а при дальнейшем увеличении плотности дислокаций, например при механическом наклепе металла, возрастает. Причем повышение прочности при значительном увеличении плотности дислокаций сопровождается снижением пластичности. Кроме изменения плотности дислокаций,
* Изложение теории дислокаций не является целью данной книги. К этой теории автор будет прибегать лишь в отдельных случаях для краткого объяснения наиболее изученных с ее позиций свойств металлов. Более подробно применение теории дислокаций освещено в специальных монографиях, например в книгах К. А. Осипова «Вопросы теории жаропрочности металлов и сплавов» М., Академиэдат, 1960, И. А. Одинга «Теория дислокаций в металлах и ее применение» М.. Академиэдат, 1959 и др.
ІЭ
на упрочнение металла влияет распределение дислокаций в строго определенном порядке, а также создание вокруг дислокаций полей напряжений, или иначе «облаков» нэ растворенных вокруг дислокаций атомов, так называемых «облаков» Котрелла, блокирующих дислокации и препятствующих их перемещению. Поля напряжений вокруг дислокаций в решетке создают атомы растворенных элементов, по размерам отличные от атомов основы твердого раствора. Для пластического деформирования такого металла, т. е. для перемещения блокированных дислокаций, необходимо увеличить приложенное внешнее напряжение настолько, чтобы дислокации либо вырвались из своих «облаков», либо под действием этого повышенного напряжения перемещались бы вместе с «облаками». Чем больше растворенного элемента с диаметром атома, отличным от диаметра атома основы твердого раствора, тем большее количество дислокаций окружены «облаками» растворенных атомов и тем. следовательно, требуется более высокое напряжение для вырывания дислокаций из «облаков» или перемещения «облаков».
При чрезмерном увеличении количества «облаков» Котрелла металл может упрочняться настолько, что пластическое деформирование его не будет происходить при возрастании напряжения до величины сопротивления отрыву, и металл в этом случае разрушается хрупко.
При механическом наклепе упрочнение металла связано с увеличением количества дислокаций, различно ориентированных между собой, благодаря чему их движение взаимно затруднено — одни дислокации являются препятствием для передвижения других, лежащих в плоскости, расположенной под углом к первой.
Влияние легирующих элементов на упрочнение безуглероди- стого феррита при медленном охлаждении с высоких температур в отожженном состоянии отличается от влияния их на упрочнение такого же металла, но быстроохлажденного с высоких температур, т. е. в закаленном состоянии [50]. Упрочнение медленноохлажденного феррита является следствием описанного изменения параметра решетки из-за наличия в ней атомов разного размера, т. е. обусловлено статическими искажениями кристаллической решетки, возникновением так называемых напряжений второго рода или, с точки зрения дислокационной теории, образованием «облаков» Котрелла, Упрочнение же феррита при закалке связано с понижением температуры f — a-превращения (Лз) ниже температуры рекристаллизации и обусловлено фазовым
наклепом (образованием игольчатого феррита) [92, 111], а также наложением напряжений второго рода, измельчением и разори- ентировкой блоков мозаичной структуры [50]. По-видимому, в этом случае возрастает количество дислокаций, различно ориентированных между собой. Упрочнение феррита при закалке происходит лишь в том случае, когда f -фаза переохлаждается до температур ниже 500° С, при которых диффузионная подвижность атомов железа и легирующих элементов затруднена, и f-* а-превращенне осуществляется по мартенситному (сдвиговому) механизму, вследствие чего и происходит фазовый наклеп металла.
По возрастающей степени влияния па твердость (прочность) феррита в отожженном состоянии, т. е. вследствие только статистического искажения кристаллической решетки, легирующие элементы располагаются в следующей последовательности [50]: хром, вольфрам, молибден, никель, марганец, кремний. Причем хром весьма слабо упрочняет медленноохлажденный феррит.
При быстром охлаждении вольфрам, молибден и кремний образуют с железом замкнутую f -область подобно хрому, но с повышением их содержания температура f — а-превращения (Лз) повышается, т. е. эти элементы как бы препятствуют снижению температуры превращения, наблюдаемому обычно в закаливающихся сплавах при ускорении охлаждения. Поэтому при увеличении содержания этих элементов не только не упрочняется сплав, а наоборот, даже уменьшается эффект закалки. Никель и марганец в сплавах с железом расширяют f -область, снижают температуру у -*• a-превращения и поэтому упрочняют феррит при быстром охлаждении. В отличие от вольфрама, молибдена и кремния хром, несмотря на то, что образует с железом замкнутую т-область, до определенного количества (до 8,5%) снижает температуру у а-превраіцения, способствуя таким образом упрочнению закаленного безуглеродистого феррита. Естественно, что введение вольфрама, молибдена или кремния в такой металл нейтрализует действие хрома.
С повышением содержания хрома более 8,5% эффективность упрочнения безуглеродистого феррита при закалке резко снижается в связи с повышением критической температуры Аз. Как следует из рис. 3 и 4, уже при содержании 12—13% хрома без- углеродистая сталь совершенно не упрочняется при закалке. Лишь при введении углерода сталь с таким количеством хрома может быть упрочнена закалкой и тем сильнее, чем выше содержание углерода. Так, например, сталь 0X13 (до 0,08% С) привысокотемпературном нагреве и быстром охлаждении закаливается сравнительно слабо, сталь же 1X13 (0,09—0,15% С) упрочняется при этом значительно сильнее, а сталь 2X13 (0,16— 0.24% С) —весьма сильно.
Слабая закаливаемость стали 0X13 обусловлена наличием в ней структурно-свободного феррита (б-феррита — фазы, не претерпевающей структурных превращений при нагреве и охлаж-

Температура закати, х
115570-75882500Рис. 4. Кривые влияния углерода на твердость стали, содержащей 12— 13% хрома, после закалки с различных температур [277]:
1383665425450,12%С и 12% Сг; .
С и 12,4% Сг; 4 — 0.01% С и 13% Сг; 5 — 0,001% С и 12% Сг,
000,12%С и 12% Сг; .
С и 12,4% Сг; 4 — 0.01% С и 13% Сг; 5 — 0,001% С и 12% Сг,
дении), а также слабым перенапряже- / — о,зб% с и іэ% сп 2.ГГП.19И.0 и 19% Г.г: 3— П.ПК%
нием кристаллической решетки мартенсита (продукта? ->а-превращения) вследствие низкого содержания углерода.
В стали, содержащей 12% Сг и 0,06% С,
после закалки от температуры, немногим выше Ас^ (^4$), сохраняется до 9%) структурно-свободного феррита, а такая же сталь, но с 0,12% С претерпевает полные превращения при нагреве п охлаждении и в ней не обнаруживается второй фазы (б-феррита) [265]. Вместе с тем 12%-ная хромистая сталь, даже с более высоким содержанием углерода, при нагреве под закалку до температур выше 1050° С претерпевает частичное ? — a-превращение н вследствие этого при комнатной температуре может иметь в своей структуре ферритную составляющую, причем тем большее количество, чем выше температура нагрева (рис, 2), Для обеспечения хорошей пластичности стали данного класса после быстрого охлаждения от высоких температур необходим высокий отпуск при температуре не ниже 650° С (рис, 5).
Для уменьшения количества структурно-свободного феррита в 12—13%-ные хромистые стали вводят небольшое количество никеля (1,0—1,5%) и реже — азота (до 0,08%). При этом повышаются механические свойства стали в исходном состоянии (в состоянии поставки) и улучшается ее свариваемость: уменьшается изменение структуры при воздействии сварочного термического цикла, вследствие чего повышаются механические свойства сварных соединений.
-88265-143510
ной от 1010е С стали, содержащей 12,2% Сг и 0,09% С, иа ее механические свойства [2351.
00
ной от 1010е С стали, содержащей 12,2% Сг и 0,09% С, иа ее механические свойства [2351.
С увеличением содержания хрома более 13% (в чисто хромистых сталях)

Рис. 6. Кривые влияния хрома и температуры закалки на твердость ішзкоуглероднстых высокохромистых сталей [Тамм]: / — 12,3% Сг и 0.09% С; 2 - 14% Ct и 0,08% С: 3— 15.5% Ct а 0,10% С. 4 - 16% Сг и 0,07% С: S- 17,2% Сг и 0,13% С; 6 — 20,4% Сг а 0,10% С.
резко уменьшается упрочняемость металла при закалке (рис, 6) вследствие уменьшения количества продукта -[-► а-превращения (мартенсита) и соответственно повышения количества структурно-свободного феррита.
98742585979000Сталь, содержащая 17% Сг, относится к ферритному классу, однако, благодаря наличию углерода, а также в небольшом количестве азота, марганца, никеля, расширяющих -[-область, она претерпевает частичное а — Т -* М-превращение при нагреве и охлаждении и поэтому подкаливается. Причем действие азота при этом настолько сильно, что введение его в эту сталь в количестве примерно 0,06% уже достаточно для значительного изменения структуры после закалки (появления мартенситной фазы) [204, 211]. Действие азота на расширение у -области показано на рис. 7. Стали, содержащие 12—16% Сг, 0,2% С и 0,2% N, полностью закаливаются на мартенсит и после отпуска при температуре 150—200° С обладают боле^'^сокой прочностью и удар-
ной вязкостью, чем стали с таким же содержанием хрома и углерода, но без азота [202]. Сталь с 23—25% Сг и 0,25% N после закалки в воде от 1100° С имеет двухфазную ферритноаустенитную структуру. Однако аустенит такой стали неустойчив и при нагреве в интервале температур 450—800°С распадается на ферритную и карбонитридную фазы.
7620113030
Рис. 7. Кривые влияния азота на расширение г -области в сплавах Fe—Сг: /—без азота; 2 — с азотом (1/75 по отношению к содержанию хрома).
00
Рис. 7. Кривые влияния азота на расширение г -области в сплавах Fe—Сг: /—без азота; 2 — с азотом (1/75 по отношению к содержанию хрома).
Стали, содержащие 20% Сг и 0,10% С или 17% Сг, 0.08% С и 0.4—0,8% Ті (при обычном содержании азота <0,01 %), имеют однофазную структуру 6-феррита прн всех температурах, т. е. не претерпевают структурных превращений при нагреве и охлаждении и поэтому практически не упрочняются при закалке.
Весьма отрицательным свойством высокохромистых ферритных сталей является низкая ударная вязкость при комнатной температуре, обусловленная высокой критической температурой хрупкости. С повышением температуры испытания ударная вязкость ферритной стали возрастает (рис. 8) [99]. Аналогично ударной вязкости изменяется с повышением температуры и пластичность ферритных сталей.
Величина зерна является определяющим фактором вязкости высокохромистых сталей прн комнатной температуре. Чем мельче зерно стали, тем выше ударная вязкость. Обнаружено положительное влияние на ударную вязкость ферритных сталей измельчения зерна путем прокатки в интервале пониженных температур (например, от 980—1000 до 720—800° С) [11]. По-видн- мому, по этой же причине ферритная сталь марок 0Х17Т и Х18Т1 толщиной до 3 мм отличается значительно более высокой пластичностью и вязкостью при комнатной температуре, чем толстолистовая сталь такого же состава.
Азот улучшает структуру и механические свойства высокохромистых ферритных сталей. Введение в ферритную сталь 0.15— 0,25% N значительно измельчает структуру, уменьшает склонность ее к перегреву и связанному с этим охрупчиванию. Например, образцы стали, содержащей 25,5% Сг, 0,14% С и 0,05% N,после семидневной выдержки при температуре 1100*0 при испытании на разрыв разрушались хрупко без какого-либо удлинения, а образцы стали с таким же хромом и углеродом, но с 0,22% N разрушались вязко с удлинением 34% [254]. Однако склонность такой стали к межкристаллитной коррозии после быстрого охлаждения от высоких температур выше, чем без азота.
149987024130
■20 *20 * Температура испытание, ’С Рис. 8. Кривая зависимости ударной вязкости стали, содержащей 17,1% Сг, 0.05% С и 0,36% Ті, толщиной 10 мм от температуры испыта-
00
■20 *20 * Температура испытание, ’С Рис. 8. Кривая зависимости ударной вязкости стали, содержащей 17,1% Сг, 0.05% С и 0,36% Ті, толщиной 10 мм от температуры испыта-
Азот предотвращает транскристаллизацию слитка высокохромистой стали, причем для этого отношение содержания азота к хрому должно быть 0,012—0,014 [114, 180], т. е. в сталях с 13% Сг должно содержаться не более 0,10—0,16% N, в сталях с 17% Сг —
0,18—0,25% N, с 25% Сг — 0,30—0,36% N н с 28% Сг —0,32—0,40% N.
Необходимо отметить, что приведенные данные допустимого количества азота несколько завышены. Введение в хромистые стали азота более 1 % от содержания хрома приводит к росту слитка и его пористости.
По данным Негабаур примерно такую же растворимость имеет азот и в хромоникелевых сталях (рис. 9). Несколько более высокой растворимостью обладает азот в хромоникельмарганцевых сталях (рис. 10) [173,
185]. Плотные слитки из таких сталей получаются, если содержание марганца в 34—38 раз превышает содержание азота [210].ния.
24130320040Для обеспечения оптимальных механических свойств высокохромистые стали ферритного класса после прокатки подвергают отпуску при температурах 760—780° С (3—10 мин на 1 мм толщины) с охлаждением на воздухе. Причем лучшие результаты по ударной вязкости обеспечиваются при быстром охлаждении от этих температур, например, охлаждение не в пачке, а отдельными листами на воздухе или лучше в воде [11].
Вязкость сталей именно ферритного класса в значительно большей степени, чем аустенитных, зависит от содержания водорода, кислорода и неметаллических включений [6, 21, 159, 172].
00Для обеспечения оптимальных механических свойств высокохромистые стали ферритного класса после прокатки подвергают отпуску при температурах 760—780° С (3—10 мин на 1 мм толщины) с охлаждением на воздухе. Причем лучшие результаты по ударной вязкости обеспечиваются при быстром охлаждении от этих температур, например, охлаждение не в пачке, а отдельными листами на воздухе или лучше в воде [11].
Вязкость сталей именно ферритного класса в значительно большей степени, чем аустенитных, зависит от содержания водорода, кислорода и неметаллических включений [6, 21, 159, 172].
Из опыта проблемной лаборатории металловедения Уральского политехнического института известно, что введением в жидкую сталь подогретого до 900° С азотированного хрома можно несколько повысить усваиваемость азота сталью.
149225661670
Содержание Сг, %
Рис. 9. График влияния хрома иа растворимость азота в хромоникелевыя сталях.
00
Содержание Сг, %
Рис. 9. График влияния хрома иа растворимость азота в хромоникелевыя сталях.
1295400618490
Рис. 10. График зависимости качества слитка от количества азота и марганца в стали, содержащей 0,05% С, 18% Сг и 4% Ni [173].
00
Рис. 10. График зависимости качества слитка от количества азота и марганца в стали, содержащей 0,05% С, 18% Сг и 4% Ni [173].
Так, например, при плавке в вакууме удалось повысить ударную вязкость стали марки Х28 с 0,53 до 28,5 кГ • м/см.2 [172]. Критическая температура хрупкости высокохромистых сталей, выплавленных в вакууме, снижается до —65° С при 12% Сг и до —130° С при 25% Сг [219]. При 26% Сг ударная вязкость при комнатной температуре таких сталей максимальна, а при дальнейшем повышении содержания хрома она понижается, сохраняясь, однако, достаточно высокой до 35% Сг. Электрошлаковым переплавом,
снижающим не только содержание водорода, кислорода и неметаллических включений, но и содержание серы в металле [6], автору удалось повысить ударную вязкость стали марки 0X17Т толщиной 10 мм с 1,9 до 11,2 кГ • м/см? при надрезе вдоль проката и до 12,1 кГ-м/см2 при надрезе поперек проката [99]. Уменьшение содержания водорода и кислорода с целью повышения ударной вязкости высокохромистых ферритных сталей особенно эффективно при одновременном снижении содержания углерода в них [21].
Независимо от способа выплавки весьма перспективными являются тонколистовая сталь марки 0X17Т или ей подобная Х18Т1, предложенная МАТИ, н Х25Т, прокатываемые по улучшенной технологии, а также биметалл с плактирующим слоем из этих сталей.
Механические свойства высокохромистых мартенситных, ферритно-мартенситных и ферритных сталей (лист) обычного производства в состоянии поставки приведены в табл. 2.
Таблица 2
Механические свойства высоколегированных мартенситных, ферритно-мартенситных и ферритных сталей
(технические требования)
Ме аничсск а свойств Марка 5,
X 0X13 (ЭИ496) Закалка от 9С0--1020°С в воде или на воздухе, отжиг при 680—780°С с охлаждением в печи или на воздухе 30 43 23 1X13 То же 35 60 23 - -
2X13 Нормализация при 1000—1050°С (охлаждение на воз- духе), отпуск при 680—780°С (охлаждение с печью или на воздухе) 38 65 20 - _
1Х17Н2 (ЭИ268) Закалка от 975—1040°С в масло, отпуск при 275—350°С с охлаждением на воздухе 110 10 30 5,0
1ХІ2ННМФ
(ЭИ802) Закалка от 1000°С в масло, отпуск при 680°С 10 ч 60 60 15 40 9,0
2Х12ВМБФР
(ЭИ993) Закалка от 1050°С в масло, отпуск при 650°С с охлаждением на воздухе 50 75 14 6,0
ІХ12В2МФ
(ЭИ756) Закалка от 1050°С в масло, отпуск при 680°С Зч с охлаждением на воздухе 60 85 17,0 45 10
Х17 Отпуск при 760—780°С с охлаждением на воздухе или с печью 45 18,0 0Х17Т (ЭИ645) То же _ 45 18 _ 4
Х25Т Отпуск при 740—780°С с охлаждением на воздухе или с печью _ 45 15 _ 2
Примечание. После отпуска при 700°С сталь 1Х17Н2 имеет следующие механические свойства: ят = 59,0 кГ/ммг; ор =77,0 кГ/мм?; 6 = 21,5%; V = 43.5%; а„= 6,5 кГ-м/см8 [62].
• По ГОСТ 9867—61 единица силы — ньютон (н): I кГ = 9,8 к.
Никель, наряду с хромом, является одним нз основных легирующих элементов, входящих в состав наиболее распространенных нержавеющих (коррознонностойких) сталей. Введение в высокохромистые стали никеля, расширяющего 7 -область и снижающего температуру т -*• a-превращения, способствует получению в них аустенита или продуктов его распада, улучшая тем самым их механические и технологические свойства.
2730560960
Рис. 11. Структурная диаграмма быстроохлажденных с высоких температур хромоникелевых катаных сталей, содержащих 0,10—0.13% С; 0,3—0 48% Мп;0,29— 0.37% Si [266].
00
Рис. 11. Структурная диаграмма быстроохлажденных с высоких температур хромоникелевых катаных сталей, содержащих 0,10—0.13% С; 0,3—0 48% Мп;0,29— 0.37% Si [266].
Структура (фазовый состав) хромоникелевых сталей зависит прежде всего от соотношения содержания хрома и никеля, что иллюстрируется диаграммой Маурера, приведенной на рис. 11. Для определения структурного состава катаных и литых сталей пользуются также диаграммой Шеффлера (см. гл. II), составленной для сварных швов.
Большинство промышленных хромоникелевых сталей, кроме хрома и никеля, содержат также и другие легирующие элементы (Mo, W, V, Ті, Nb, N и др.), которые вводят специально для придания стали дополнительных особых свойств, а также такие элементы, как углерод и в небольшом количестве азот, чаще являющиеся неизбежными сопутствующими примесями. Эти легирующие элементы в зависимости от количества и характера воздействия в той или иной мере изменяют соотношение между структурными составляющими стали. Углерод, азот, марганец, медь и в ряде случаев кобальт, подобно никелю, растворяясь в твердом растворе железных сплавов, способствуют образованию аустенита. Алюминий, ванадий, титан, кремний, ниобий, молибден, тантал, вольфрам, наоборот, действуют подобно хрому, сужая 7 -область и способствуя тем самым получению ферритной составляющей в стали. Степень воздействия на положение границ f-области в хромоникелевых сталях каждого из перечисленных элементов различна. Например, эустеннтэнрую-
щее действие иа сталь углерода в 11 — 17, а по некоторым данным (табл. 3) в 30 раз больше действия никеля; действие же марганца в половину слабее действия никеля. Ферритизирующее действие алюминия в 12 раз, а молибдена в два-четыре раза превосходит влияние хрома на структуру стали. В табл. 3 приведены данные различных исследователей влияния легирующих элементов на образование аустенита и феррита в хромоникелевых катаных и литых сталях [202]. Коэффициенты аустеннтизирующих элементов характеризуют их эквивалентность по отношению к никелю, а феррнтнзнрующнх — эквивалентность по отношению к хрому. Наблюдается значительная разница значений эквивалентов для некоторых элементов по различным источникам
Элемент Материал и литературный нсточвнк
Пр кат Л, тье
[268| [2181 |259| 12131
А у с т е н итообраз ующие элементы Никель . , 1 Маргаиеи 0,7 0,5 Медь . 0,3 Углерод 13 30 21 Азот — 26 11,5 Ферри тообраэующие элементы Хром 1 Молибден Вольфрам 2,1 Кремний . Ванадий , Тантал Алюминий Гитан . . Ниобий . 4,5 - 4 2,8
Таблица 3
Эквиваленты аустенитообразующего и ферритообраэующего влияния различных элементов в хромоникелевых аустенитных сталях по отношению к никелю н хрому, действие которых принято за единицу
Примечания: 1. В работе [268] исследованы легированные конструкционные и нержавеющие стали, в остальных работах — хромоникелевые нержавеющие стали.
В работе [259] учитывается содержание элементов, находящихся в твердом растворе (Ті, Nb).
(см. также табл. 13). Особенно заметна эта разница для алюминия, ванадия, углерода и азота. Причем из табл. 3 следует, что аустенитизирующее действие азота несколько меньше углерода, а иногда азот даже более сильный аустениэатор, чем углерод (168].
Несовпадение данных объясняется тем, что влияние того или иного элемента на смещение границы 7-области зависит не только от его количества, но также от содержания в металле других элементов, режима термической обработки, величины зерна и других факторов. Поэтому указанные эквиваленты для некоторых элементов являются ориентировочными. Как следует из табл. 3, значения эквивалентов для проката выше, чем для литого металла.
В катаных хромоникелевых сталях эквиваленты элементов ориентировочно выражаются следующими формулами (в %):
№экв = % Ni + 30 • % С + 26 • % N + 0,7 • % Мп + 0,3 • % Си; Сг9ка — % Сг + 12- %А1 + 11 • % V + 7 • % Ті + 3 • % Si +
+ 4,5 • % Nb + 2 • % Mo + 2 • % W.
При этом следует иметь в виду, что на смещение границы 7 -области непосредственное действие оказывают только растворенные в твердом растворе атомы каждого из элементов; элементы (или часть их), образующие в стали структурно-свободные карбиды, нитриды и другие химические соединения, на соотношение количества а- и 7 -фаз прямого действия не оказывают.
Аустенизирующее действие азота на высокохромистую сталь с никелем хорошо иллюстрируется данными работы (271]. Сталь, содержащая до 0,06% С и 23% Сг, без никеля и азота имеет чистоферритную структуру. Присадка в эту сталь 1 % Ni оказывает меньшее действие на ее структуру, чем 0,25% N. При совместной присадке 1% Ni и 0,26% N сталь с таким же количеством хрома и углерода после закалки от 950° С имеет около 30% аустенита, а после закалки от 1100° С — до 60%. При 3% Ni и 0,27% N количество аустенитной фазы в закаленной стали с таким количеством хрома составляет около 90%, а при 5,9% Ni и 0,26% N сталь полностью аустенитная. Для получения чистоаустенитной структуры стали с 0,06% С, 23% Сг без присадки азота необходимо не менее 13% Ni. В зависимости от содержания хрома введение в сталь 0,15%) N может заменить от 2 до 4% Ni (261]. На расширение области 7 -твердого раствора 0,2% N оказывает такое же влияние, как и 4% Ni, т. е. аустенизирующее действие азота не менее чем в 20 раз превышает действие никеля (284, 285]. Действие азота в этом отношении в 26 раз превышает влияние никеля (табл. 3) [218].
Некоторые из ферритиэирующих элементов такие, например, как хром и кремний [231], при определенном их содержании косвенно действуют как аустенизаторы, задерживая распад аустенита при охлаждении стали. Например, увеличение содержания никеля от 0 до 10% в сплаве железа с 5% хрома снижает температуру с 810 до 290° С [112], а почти такое же повышение содержания никеля (с 4 до 11%) при 18% хрома понижает эту температуру в значительно большей степени — от +200 до -200° С [215].
Механизм двойственного влияния хрома на структуру сталей, содержащих никель, пока не объяснен достаточно полно. По мнению В. С. Меськина [151], такое влияние хрома является результатом сложного межатомного взаимодействия в твердом растворе сплавов тройной системы Fe — Сг — Ni: атомы никеля присоединяют электроны от атомов хрома, вследствие чего взаимодействие последнего с атомами железа становится отличным от взаимодействия при отсутствии никеля.
Введение в 12—13%-ные хромистые стали до 1—2% Ni улучшает их прокаливаемость и предотвращает получение гетерогенной структуры (образование структурно-свободного феррита), вследствие чего повышается прочность и пластичность закаленного и отпущенного металла.
Легирование 17%-ной хромистой стали, содержащей 0,11 — 0,17% С, никелем в количестве 1,5—2,5% (сталь 1Х17Н2) увеличивает количество аустенита при высоких температурах и способствует понижению температуры 7-»- М-превращения и прокали- ваемости, сообщая стали мартенситную структуру с небольшим количеством б-феррита, а при более высоком содержании углерода— аустенитно-мартенситную (сталь 2Х17Н2). Аустенитномартенситная структура у сталей с 15—17% Сг и низким содержанием углерода (до 0,1%) (стали Х16Н6, Х17Н5МЗ, Х15Н5М2А Х15Н5Д2Т и др.) получается при введении 5—7% Ni, а также азота или меди. В результате присадки такого количества аусте- нитизирующих элементов, а также повышения содержания хрома эвтектоидный распад этих сталей полностью подавляется и температура начала мартенситного превращения (іМн) снижается. Сталь при этом приобретает структуру неустойчивого аустенита с наличием продукта его распада (мартенсита). Причем соотношение количества структурных составляющих (аустенита и мартенсита), а следовательно, и механические свойства этих сталей в значительной мере могут изменяться прн термической обработке. При быстром охлаждении от высоких температур они сохраняют аустенитную структуру, иногда с весьма небольшим количеством мартенсита, т. е. превращение 7 -» М в этих сталях при такой термической обработке если и протекает, то далеко неполно и с большой инерцией. Содержание мартенситной фазы прн этом тем больше, чем выше температура начала мартенситного превращения стали и чем медленнее охлаждение. Последующая обработка холодом (выдержка при —70° С в течение 2 ч) и отпуск (термическое старение) при температуре 300—450° С 1 ч способствует более полному f -*■ М-превращению, вследствие чего сильно возрастают характеристики прочности стали при сохранении достаточно высоких пластичности и вязкости из-за наличия остаточного аустенита. Например, после нормализации при температуре 1050°С механические свойства составляли: стали Х16Н6— ат - 33 кГ/мм2, а„ - ПО кГ/мм2, б = 27%, ¥ - = 30%, а„ = 30 кГ • м/см2] стали Х17Н5МЗ— от =46 кГ/мм2, = ПО кГ/мм2, 6 — 44%, Ч* = 60%, а„ = 20 кГ • м/см2] после выдержки при температуре —70° С в течение 2 ч и старения при 400°С 1 ч: стали Х16Н6— вт = 106 кГ/мм2, ов = 125 кГ/мм2. 6 = 24%, -у = 55%, о„= 18 кГ-м/см2] стали Х17Н5МЗ — зт= = 100 кГ/мм2, б8 = 120 кГ/мм2, 6=22%, Ч'=49%, а„ = 7кГ • м/см2. При этом содержание выделившихся карбидов в сталях практически не изменилось, что свидетельствует только о мартенситных превращениях при таком термическом старении.
При дальнейшем увеличении содержания никеля (более 7%) в сталях с 17—19% Сг і -► М-превращенне становится все более вялым, и точка превращения (Мн) смещается к более низким температурам. При 8—10% Ni температура распада аустенита лежит ниже комнатной и сталь при охлаждении от высокой температуры на воздухе или тем более в воде сохраняет при комнатной температуре аустенитную структуру. Вместе с тем, как следует из диаграммы, представленной на рис. 12, аустенит такой стали все же не является устойчивым (стабильным) и прн определенных условиях (холодной или горячей деформации, замедленном остывании от высоких температур, повторном нагреве в интервале температур 500—800° С, длительной выдержке при отрицательных температурах) частично превращается в мартенсит или претерпевает і -*• a-превращение с выделением карбидов. Карбиды, выделяющиеся из твердого раствора при температурах ниже 1000—950° С при охлаждении стали в процессе закалки, принято называть первичными, а при последующем
еве в критическом интервале температур (в том числе и при
Нааоке) вторичными. Выделение вторичных карбидов будет
Споисходить в том случае, если предшествующим быстрым охлаждением от высоких температур в твердом растворе зафик- оован углерод в количестве, превышающем предел растворимости его в аустените (0,02—0,03% или точнее 0,007%) (286].
1134110170815
Рис, 12, Диаграмма структурного состояния при комнатной температуре закаленных сплавов Fe—Сг— Ni, содержащих 0,11% С [214] (фа — альфа-феррит, П — перлит, М — мартенсит, ФЬ — дельта-феррит, К — карбид, Ая—метастабильный аустенит. А с— стабильный аустенит).
00
Рис, 12, Диаграмма структурного состояния при комнатной температуре закаленных сплавов Fe—Сг— Ni, содержащих 0,11% С [214] (фа — альфа-феррит, П — перлит, М — мартенсит, ФЬ — дельта-феррит, К — карбид, Ая—метастабильный аустенит. А с— стабильный аустенит).
По-видимому, выделение карбидов (точнее карбонитридов) н связанное с этим обеднение твердого раствора углеродом, азотом н хромом и является основной причиной уменьшения стабильности аустенита н его распада при медленном охлаждении от высоких температур или при повторном нагреве до 500—800° С предварительно закаленной стали с недостаточным запасом аусте- нитности. Стали типа 18-10 с низким содержанием углерода и азота ие сохраняют аустенитную структуру даже при весьма резком охлаждении от высоких температур. Так, выплавленный в вакууме сплав, содержащий 17,5%
Сг, 8,2% Ni, 0,07% С, 0,0001% N и 0,062% О, после закалки в воду имел ферритную структуру. Сталь же с близким содержанием хрома и никеля, но более высоким содержанием азота и углерода, выплавленная по обычной технологии в условиях некоторого поглощения азота, после резкого охлаждения от высокой температуры имела чистоаустенитную структуру (156, 273]. При этом роль азота состоит не только в образовании аустенита при высоких температурах, ибо а-»т-превращение при нагревании имеет место также и в безуглеродистых и не содержащих азота сталях типа 18-8, а в снижении температуры т-*а- превращения ниже комнатной при охлаждении, т. е. в торможении распада аустенита [273].
Сталь, содержащая 8—10% Ni, 18—19% Сг и очень мало углерода и обычное количество азота, находится в области метастабильного аустенита (см. рис. 12). При охлаждении до весьма низких температур или в процессе деформации при комнатной температуре (гибки, правки) часть аустенита превращаетсяв мартенсит, вследствие чего пластичность и вязкость ее резко снижаются. Повышение содержания никеля до 12% увеличивает стабильность аустенита стали с таким хромом настолько, что образование мартенсита в ней можно вызвать лишь пластической деформацией при отрицательных температурах либо длительным нагружением в упругой области при весьма низких температурах. Чтобы полностью предотвратить мартенситное превращение и связанное с этим охрупчивание стали с низким содержанием углерода, необходимо в ней повысить содержание никеля до 15% и более и ввести 0,15—0,25% азота для получения чистоаустенитной стабильной структуры или до 20—23% хрома для получения стабильной аустенитно-ферритной структуры.
С развитием новых отраслей техники возникла необходимость изготовления сварных изделий, надежно и длительно работающих при весьма низких температурах под напряжением. Низкие температуры изделий обусловлены использованием различных сжиженных газов [252]: ацетилена, этана (температура —100° С), кислорода (—183°С), этилена, метана, азота (—196° С), водорода (—253° С) гелия (—269° С). Так, например, в современной криогенной технике широко применяют сжиженные кислород и водород [242], использование которых в свою очередь вызвало интерес к низкотемпературным свойствам металлов. Рядом исследований и многолетней практикой установлено, что для изделий, работающих при температурах до —100° С, можно применять низкоуглеродистые стали с объемноцентрированной кристаллической решеткой, а для изделий, работающих при более низких температурах,— стали и сплавы с гранецентрированной решеткой [256, 268]. Стали с объемноцентрированной решеткой при низких температурах отличаются малой деформационной способностью и разрушаются хрупко [115, 123, 166]. Хрупкость при низких температурах металлов с объемноцентрированной решеткой особенно проявляется с повышением содержания углерода и вредных примесей [29, 30, 31, 32], в том числе и кислорода [268].
Опыты показывают, что двухфазные аустенитно-ферритные хромоникелевые и хромоникельмарганцевые стали, содержащие до 10—20% ферритной фазы, в состоянии поставки (после закалки) обладают вполне удовлетворительными механическими свойствами, в том числе и ударной вязкостью, при наиболее низких температурах. Так, например, появление ферритной фазы в хромоникельмарганцевой стали типа 0Х21Н5АГ7 при увеличении количества хрома до 22% не оказывает заметного влияния
251460502920
ударную вязкость ее при температурах +20° С (сплошные линип) и —100° С (пунктирные линии) [54].
00
ударную вязкость ее при температурах +20° С (сплошные линип) и —100° С (пунктирные линии) [54].
1126490509270
Содержанием,*
Рис. 14. График влияния никеля на температуру мартенситного превращения стали, содержащей 0,03% С. 17,8—18,0% Сг, 0,21—0,23% Мп и 0,16— 0,20% Si, при охлаждении без деформации (Мн) и с деформацией до разрушения (Мд) [55].
00
Содержанием,*
Рис. 14. График влияния никеля на температуру мартенситного превращения стали, содержащей 0,03% С. 17,8—18,0% Сг, 0,21—0,23% Мп и 0,16— 0,20% Si, при охлаждении без деформации (Мн) и с деформацией до разрушения (Мд) [55].
2 механические свойства при температуре до —196° С [194]. Более того, как показали испытания, даже метастабильная сталь \14Г14НЗТ в состоянии поставки при наиболее низкой температуре имеет ударную вязкость свыше 20 кГ • м/см2. Однако применение таких сталей для криогенных изделий, работающих в тяжелых условиях нагружения при температурах ниже —196° С,
нежелательно, так как образующийся в этих условиях мартенсит может быть причиной аварии из-за низкого запаса пластичности такого металла при этих температурах, особенно при наличии острых надрезов. То же самое можно сказать о металле с количеством ферритной фазы более 5—8%. На рис. 13 для примера приведены данные [54] влияния количества мартенсита в стали Х18Н10Т и радиуса надреза образцов на ударную вязкость этой стали при температурах +20 и —100° С. Естественно, что при дальнейшем снижении температуры ударная вязкость при прочих равных условиях еще ниже.
Таким образом, работоспособность нагруженных изделий при температурах —196° С и ниже может быть обеспечена в пер- аую очередь за счет применения стали, сохраняющей стабильно
аустенитную структуру при рабочей температуре, а также достаточно чистой от шлаковых включений и вредных примесей (кислорода, углерода, серы, фосфора). Причем стабильность аустенита (отсутствие f-* ^‘Превращения) должна быть обеспечена не только при охлаждении стали до рабочих температур, но и при деформировании ее при этих температурах, так как пластическая деформация повышает температуру мартенситного превращения аустенитной стали данного состава (рис. 14) [55]. В связи с этим А. П. Гуляев предложил различать две температуры начала мартенситного превращения: Мн — температуру мартенситного превращения при охлаждении и Мд — температуру мартенситного превращения при холодной деформации. В соответствии с условиями образования различают мартенсит охлаждения и мартенсит деформации. Стали с 0,03% С, 18% Сг и 6—20% Ni делят [55] на четыре группы. Прн 6% Ni сталь имеет структуру, состоящую из аустенита, первичного феррита (6-феррита) и мартенсита охлаждения. Сталь с 8—10% Ni после закалки имеет аустенитную структуру, претерпевающую, однако, мартенситное превращение при охлаждении до температуры —196° С и при деформации прн комнатной температуре. Увеличение содержания никеля до 12—14% повышает стабильность аустенита стали с 18% Сг настолько, что мартенситное превращение в ней происходит только при пластической деформации при низких температурах, а повышение до 20% никеля приводит к полной стабилизации аустенита, который не претерпевает превращения даже при деформации в жидком водороде (—253° С). Данных о стабильности структуры стали с 16—18% Ni в этой работе не имеется.
В качестве критерия стабильности аустенита нержавеющих сталей многие исследователи принимают отсутствие f -* Л4-пре- вращения (неизменность величины магнитного насыщения) при холодной (при комнатной температуре) деформации металла до 20—30%. Например, в стали 1Х18Н9Т при наклепе на 15—20% происходит значительное повышение магнитного насыщения, что указывает на образование мартенсита и свидетельствует о неустойчивости аустенита этой стали [51]. Однако такая методика определения стабильности структуры и свойств стали не отвечает реальным условиям эксплуатации нагруженных изделий при весьма низких температурах, так как с понижением температуры деформации вероятность мартенситного превращения стали данного состава возрастает (рис. 15) [151]. Поэтому в последнее время в качестве критерия определения пригодности металла для криогенных изделий принимают отсутствие мартенситного пре-
зовращения в условиях деформирования (растяжение до разрыва) при рабочих температурах. Такая методика значительно жестче реальных условий и в максимальной степени гарантирует эксплуатационную надежность изделий. Не менее важным и более точным критерием работоспособности нержавеющих сталей и сварных соединений из них при весьма низких температурах является стабильность аустенита (отсутствие і -<■ М-превраще- ния) металла сварных соединений, в том числе металла шва и околошовной зоны, при длительном испытании образцов на растяжение под напряжением не только в пластичной, но и в упругой области при рабочей (низкой) температуре. Опыты показали, что после шестичасовой выдержки под напряжением 0,5 зол при температуре —253° С в стали Х18Н10Т обнаруживается до 16% мартенситной фазы [66].
1395730-588010
О4080'20
й?фсрмацив %
Рис, 15 Кривые влияния пластической деформации (до разрушения) при различных температурах на количество мартенсита в стали ]І51].
00
О4080'20
й?фсрмацив %
Рис, 15 Кривые влияния пластической деформации (до разрушения) при различных температурах на количество мартенсита в стали ]І51].
С повышением величины упругих напряжений количество мартенсита в такой стали возрастает, а продолжительность выдержки для достижения данной степени мартенситного превращения уменьшается.
При образовании мартенсита деформации при низких температурах повышается твердость металла (рис. 16), снижается его пластичность и вязкость (особенно при низких температурах) и резко повышается чувствительность к концентраторам напряжений, что в свою очередь может обусловить хрупкое разрушение сварного изделия.
Стабильность аустенита хромоникелевых сталей и сварных швов при весьма низких температурах обеспечивается за счет легирования элементами, снижающими температуру f -*■ М-превращения. По возрастающей степени действия на снижение температуры мартенситного превращения хромоникелевых сталей легирующие элементы располагаются в следующей последовательности: кремний, марганец, хром, никель, углерод, азот [231]. Если принять способность никеля стабилизировать аустенит за единицу эквивалента, то эффективность действия остальных элементов выражается следующими коэффициентами: кремния — 0,45; марганца — 0,55; хрома — 0,68; углерода и азота — по 27.
При этом необходимо учитывать двойственную роль хрома и кремния. С одной стороны эти элементы, снижая температуру мартенситного превращения, способствуют получению стабильного аустенита хромоникелевой стали, с другой — они сужают 7 -область при высоких температурах, способствуя таким образом появлению в этой стали ферритной составляющей.
-635054610
Генперотцра ОефОрнйции,"С
Рис. 16. Графики влияния температуры пластической деформации до разрушения на твердость:
I — стали ХІВНІОТ:! — стали
Х23Н28МЗДЭТ.
00
Генперотцра ОефОрнйции,"С
Рис. 16. Графики влияния температуры пластической деформации до разрушения на твердость:
I — стали ХІВНІОТ:! — стали
Х23Н28МЗДЭТ.
Существует несколько эмпирических формул для определения температуры начала мартенситного превращения в хромоникелевых аустенитных сталях. Содержание хрома, никеля и углерода в стабильно-аустенитной стали связано 4 между собой зависимостью [236]
N1 ^'
Поскольку азот действует аналогично углероду, при расчетах следует пользоваться зависимостью, учитывающей содержание азота в стали:
Сг-16 (C + N).
КТ,^ 1,/ -
Для расчета температуры мартенситного превращения хромоникелевых сталей с обычным содержанием марганца и кремния предложена формула [20]
Мн’с =1174 — 37 X % Сг-57 X % Ni — 1450 X (% С + % N)
С увеличением содержания в стали стабилизаторов аустенита, прежде всего никеля и азота, уменьшается способность стали к наклепу. Это хорошо видно из рис. 17 [49]. Наибольшие изменения происходят у стали типа 18-8 и наименьшие — у стали 23-21. Испытания показали, что способными деформироваться без мартенситного превращения при температурах до —252 и —269° С являются также хромоникелевые стали типа 23-12 и 25-20 с низким содержанием углерода. При эксплуатации в условиях весьма низких температур (до —253° С) надежными являются также стали, содержащие 0,03% С, 18% Сг, 12—14% N [108]. Хорошими свойствами при низких температурах обладают также стали с отношением количества Ni: Сг = 0,7—1,1, содержащие до 0,03% С и 0,15—0,25% N.
Стабильность аустенита можно оценивать по температуре, выше которой 30%-ная деформация не приводит к f -*■ Л4-пре- вращеншо [272]. На основании экспериментальных данных получена формула для определения этой температуры:
Md3о = 413 X (% С + % N) -9,2 X % Si —8,1 X % Мп —
— 13,7 X % Сг — 9,5 X % Ni — 18,5 X % Мо.
Работоспособность изделий из аустенитных сталей при низких температурах зависит не только от стабильности аустенита при рабочих температурах, а также от вязкости и пластичности, которые в свою очередь сильно зависят от наличия фаз выделения по границам зерен [133], в том числе фаз старения, способствующих межэеренному разрушению металла, особенно при отрицательных температурах. Вторичными фазами выделения при отпуске хромоникелевых сталей с азотом могут быть карбиды и нитриды, например при отпуске закаленной аустенитной стали [47, 202], а также, по-видимому, оксиды. Поэтому, кроме обеспечения стабильности аустенита, в сталях, предназначаемых для изделий, работающих при весьма низких температурах, должно быть минимальное количество углерода и кислорода; содержание азота из этих условий в хромоникелевых сталях следует ограничивать 0,15—0,25%- В нержавеющих сталях обычной выплавки количество азота не превышает 0,05%. Дополнительная присадка азота в пределах 0,12—0,25% оказывает весьма благоприятное влияние на свойства и свариваемость хромоникелевых сталей (см. гл. V и VI). Влияние азота на механические свойства хромоникелевой стали типа 18-10 с низким содержанием углерода показано в табл. 4. При введении азота в исследованном количестве повышаются пределы прочности и текучести, лишь незначительно снижаются характеристики пластичности; вязкость металла при этом мало изменяется. Повышение предела текучести этой стали за счет легирования азотом полезно также для предотвращения избирательной коррозии металла околошовной зоны сварных соединений.
При совместном введении в сталь азота и ниобия или, тем более, азота и титана, образующих нитриды (точнее карбонитриды), нейтрализуется аустенитизирующее действие первого и стабилизирующее действие вторых. Поэтому к совместному введению азота и указанных карбидообразующих элементов прибегают лишь в отдельных случаях для придания стали особых свойств, например для уменьшения склонности к росту зерна идр.
Механические свойства хромоннкелевых сталей с различным содержанием азота
Содержа- Механические свойства
Марка Толщи- *//«*■ «і,. 5, % кГ'М/см1
ОООХ18Н12 12 0,020 23,6-24,6 50,5-51,5 62,5—66,4 76,6-78,2 >35,0
23,9 51,0 63,9 77,1 >35,0
ОООХ18НИ 0,028 23,2—27.2 54.2—54,9 67,7—69,2 78,5-78,6 30,2—34,0
25,2 54,5 68,4 78,6 32,1
00Х18Н11 12 0,081 28,3—28,5
28,4 57,2—57,4
57,3 59,5—59,5
59,5 75,8—75,8
75,8 28,3—32,6
30,5
000Х19АН12 12 0,200 39,8—41,7 70,6-71,1 45,7—48,1 71.6 >35,0
40,9 70,7 46,7 71,6 >35,0
00Х18АНЮ И 0,265 39.8—41,8 71,1—71.6 53,3—55,4 74,2-75,8 34,4—36,0
40,8 71,3 54,3 75,0 35,2
Примечание. Содержание прочих элементов составляло: в стали 000Х18Н12 — 0,029%С, 0,20% Мп, 0,33% Si, 175% Сг, 11,6% Ni; а стали 000Х18Н11 — 0,02%С, 0,80% Мп, 0,16% Si, 17,5% Сг, 11,6% Ni; в стали 00Х18НП — 004% С, 0,50% Мп, 0,08% Si, 18% Сг, 10,5% Ni; в стали 000Х19АН12 — 0,03% С, 1.40% Мп, 0,52% Si, 19,21% Сг, 11,6% Ni; в стали 00XI8AHI0 — 0,035% С, 0,75% Мп, 0,44% Si, 18% Сг, 10,0% Ni.
С уменьшением содержания углерода в хромоникелевой стали возрастает растворимость и снижается диффузионная способность азота в аустените, следовательно уменьшается возможность выделения нитридов из твердого раствора при повторном нагреве в опасном интервале температур и при пластической деформации. Поэтому присадка азота в сталь с целью стабилизации ее аустенита при низких температурах особенно целесообразна при одновременном снижении содержания углерода в ней до уровня растворимости в твердом растворе при комнатной температуре (0,01—0,02%)' Наряду с максимально возможным снижением содержания углерода, а также повышением содержания никеля, хрома и присадкой оптимального количества азота для обеспечения высокой пластичности и вязкости металла при низких температурах следует максимально уменьшить содержание в нем неметаллических включений, а также серы и фосфора. Для этого рационально применять вакуумную плавку пли электрошлаковый переплав стали. В отдельных случаях, особенно при производстве высококачественных сварочных проволок из особочистого металла, можно применять электронно-лучевой или плазменно-дуговой переплав. Последний наиболее рационален при улучшении азотосодержащих хромоннкелевых и, тем более, хромоникельмарганцевых сталей и проволок, так как при этом в отличие от обычной вакуумной плавки и электронно-лучевого переплава, представляется возможным не только сохранить исходное (заданное) количество азота и марганца, но при необходимости даже повысить содержание азота за счет ведения процесса в контролируемой атмосфере..
Применение этих способов рафинировки металла особенно полезно именно в рассматриваемом случае, так как достаточно чистые от газов, неметаллических включений и вредных примесей (серы, фосфора) и с весьма низким содержанием углерода хромоникелевые аустенитные стали сохраняют пластичность при низких температурах даже при наличии до 15% феррита [288]. В результате исследований опытных плавок автор установил, что хромоникелевые стали типа 18-15, 21-16 и 23-16 с азотом (до 0.25%) и весьма низким содержанием углерода, серы, фосфора и неметаллических включений обладают хорошими механическими свойствами при температурах до 269° С. Особенно заметно повышается вязкость очищенного переплавом металла при низкотемпературных испытаниях. Так, например, ударная вязкость стали 0Х2ІН5АГ7 с 0,159% N обычного производства при температуре 20° С составляла около 30 кГ • м/см2 и при —196° С —
10,0 кГ • я!см?, а после плазменно-дугового переплава, выполненного канд. техн. наук В. И, Лакомским (содержание азота при этом незначительно повысилось — до 0,198%), при +20°С ударная вязкость стала 29,5 кГ • м/см2 и при —196° С — 17,0 кГ - м/см2.
Кроме описанных, к стабильноаустенитным относятся также сталь марки 0Х23Н28МЗДЗТ и другие подобного типа. Однако такая их структура обусловлена высоким содержанием никеля и меди из условий обеспечения коррозионной стойкости в неокисляющих агрессивных средах.
В табл. 5 приведены механические свойства наиболее распространенных и некоторых перспективных марок хромоникелевых аустенитных сталей.
Таблица 5
Механические свойства хромоникелевых аустенитных нержавеющих сталей
(технические требования)
Марка Термическая обработка Ме као"й™ ”
КГІНМ1 „ь.. ...
не менее
0XI8H10 Закалка от 1050—1100°С в воде или на воздухе 21 52 43
ООХ18НЮ То же. 18 50 45
ОООХ18Н11 То же 18 50 50
0Х23Н18 Закалка от 1030—1130°С в воде . . 27 55 30
О00Х18АН10 Закалка от 1050—1100°С в воде или на воздухе 35 65 45
000XI9AH12 То же 35 65 45
Х18Н10Т Закалка от 1000—1050°С в воде или на воздухе 24 54 38
0Х18Н'0Т То же 21 52 43
(ЭИ 914) 0Х18Н12Т Закалка от 1050— 1100°С в воде или на воздухе ОХ18НІ2Б То же 18 40
Х17Н13М2Т Закалка от 1030—1080°С в воде или на воздухе 24 54 37
X17H13M3T То же 24 54 37
0Х17Н16МЗТ То же 20 52 40
(ЭИ 580) ООХ16Н15МЗ Закалка от 1050—1100вС в воде или (ЭИ 844) на воздухе 20 52 40
ООХ17Н16МЗБ То же 24 55 30
ОХ23Н2ШЗДЗТ Закалка от 950—1080°С в воде . . 20 ЬЬ 35
(ЭИ 943) Более детально рассмотрим новые хромоникелевые ферритно-аустенитные нержавеющие стали марок 0Х22Н6Т, 0Х2ІН5Т (ЭП53), 1Х21Н5Т (ЭИ811) и хромоникельмолибденовую сталь 0Х21Н6М2Т (ЭП54), разработанные в ЦНИИЧермет [12, 14, 171, 172] для частичной замены сталей Х18Н10Т и Х17Н13М2Т с целью экономии никеля. Двухфазные хромоникелевые и хромоникельмолибденовые стали с азотом (0Х21Н5АБ, 0Х21АН5 и 0Х21Н6АМ2) ^ представляют особый интерес с точки зрения свариваемости и коррозионной стойкости и будут рассмотрены ниже. 'f.
1420495565785Рис. 17. Графики влияния температуры 15%-ной деформации на изменение твердости и количества ферритной (мартенситной) фазы хромоникелевых сталей; / — типа 18-8; 2 — типа 18-9;
3 — типа 23-21.
00Рис. 17. Графики влияния температуры 15%-ной деформации на изменение твердости и количества ферритной (мартенситной) фазы хромоникелевых сталей; / — типа 18-8; 2 — типа 18-9;
3 — типа 23-21.
1511935-28956000Первые исследования двухфазных фер- 200 ритно-аустенитных сталей с высоким ко- so личеством феррита были опубликованы «« давно [224, 225, 260, 267, 212, 214]. Однако |'0 только в последние 8—10 лет ферритноаустенитные стали оказались объектом 5 0 большого количества исследований и на- | -гоо -iso -юо -so о so ходят применение за рубежом и в Советском Союзе.
По сравнению с аустенитными сталями типа 18-10 и 17-13-2 в ферритно-аустенитных хромоникелевых и хромоникельмолибденовых сталях содержание никеля уменьшено до 5—6%, а хрома несколько увеличено главным образом из условий предотвращения образования мартенситной фазы. Причем в советских марках стали этого класса содержание хрома находится в пределах 20—23%, а в зарубежных — значительно больше (25—30%) при одинаковом содержании никеля.
Согласно диаграмме состояний сплавов Fe—Сг—Ni (рис. 18), ферритно-аустенитные хромоникелевые стали типа 21-5 обладают некоторыми характерными особенностями: / — область существования двухфазной структуры в них находится в интервале температур 20—1200° С; 2 — при нагреве стали выше температуры 1100° С аустенит превращается в феррит, причем тем в большей степени, чем выше температура п длительность нагрева; при температуре выше 1200° С происходят полное Т а-превраще- ние; при последующем охлаждении возможно обратное превращение феррита в аустенит, однако степень этого превращения и, следовательно, конечное соотношение количества структурных
составляющих зависит от скорости охлаждения стали: при весьма быстром охлаждении может полностью зафиксироваться структура, полученная при высокотемпературной выдержке; 3 — при изотермической выдержке в области температур 800— 900° С в стали возможно образование хрупкой составляющей — 75%Ге0 -фазы; 4 — в связи с тем что феррит
825503175
Содержание Nt, %
Содержание Сг. %
Рис. 18. Диаграмма состоянии Fe—Сг—N1 при постоянном содержании железа 75% [267].
00
Содержание Nt, %
Содержание Сг. %
Рис. 18. Диаграмма состоянии Fe—Сг—N1 при постоянном содержании железа 75% [267].
ноаустенитные стали поставляются в закаленном состоянии с температур 950—1050° С, неизбежна разница по содержанию хрома и никеля между ферритной и аустенитной фазами. Это подтверждается анализом химсостава структурных составляющих.

Содержание ы<. %
Рис. 19. Графики влияния никеля на механические свойства стали марки Х22Т [172].
Важным преимуществом ферритно-аустенитных хромоникелевых и хромоннкельмолибденовых сталей является их высокие характеристики прочности (от, о„) при достаточно высоких пластичности и вязкости. Из рис. 19 [172] видно, что предел текучести этих сталей при 5—7% Ni в 1,5—2 раза, а предел прочности в 1,2—1,5 раза выше соответствующих характеристик однофазных чистоферритных или аустенитных сталей. Эти данные получены при испытании лабораторных плавок. Испытания ряда промышленных плавок ферритно-аустенитных сталей показали, что их характеристики прочности несколько ниже, чем указанные на рис. 19, однако все же значительно превосходят характеристики аустенитных сталей. На основании опытных данных уста
новлены технические требования к механическим свойствам сталей этого класса (табл. 6).
Таблица 6
Механические свойства ферритно-аустенитных хромоникелевых сталей
(технические требования)

Марка ,Г%,. с. К
нс мене 0Х21Н5Т (ЭП53) Закалка от 1000—1050°С. охлаждение в воде 35 60 18
JX21H5T (ЭИ811) То же 40 70 14
0X2IAH5 То же 35 70 22
0Х21Н6М2Т То же 35 60 18
(Э1154)
0Х21Н6АМ2 То же 35 70 22
0Х23Н13 Закалка от 1030—1100°С, охлаждение в воде 58 35
ОХЗОАН9 Закалка от 950—1020°С в воде . . . 40 75 20
Примечание. Сталь 0Х23ШЗ но количеству аустенитной и ферритной фаз правильнее называть аустенитно-ферритной.
Ферритно-аустенитные хромоникелевые стали, содержащие 20—25% Сг, обладают высокой стойкостью против межкристаллитной коррозии [18, ПО] и против коррозионного растрескивания [18], а также достаточно высокой общей коррозионной стойкостью, не уступающей стойкости хромоникелевых аустенитных сталей типа 18-9 и 18-10. При введении азота или ниобия с азотом в хромоникелевую ферритно-аустенитную сталь последняя лучше сваривается и имеет более высокую коррозионную стойкость после воздействия сварочного термического цикла по сравнению с аустенитной сталью Х18Н10Т.
Из практики горячей обработки нержавеющих сталей известно, что деформируемость ферритной стали при высоких температурах понижается с появлением в ней аустенитной фазы, а аустенитной — с появлением в ней ферритной фазы [151]. Причем при увеличении в ферритной стали f -фазы до 20% и до такого же количества a-фазы в аустенитной стали пластичность понижается незначительно (жирные линии на кривой), н металл с таким соотношением структурных составляющих при температурах горячей обработки деформируется вполне удовлетворительно (рис. 20) [172]. Благодаря тому, что в ферритно-аустенитных сталях, содержащих 40—60% a-фазы при комнатной температуре, содержание последней возрастает до оптимального количества при нагреве до температур горячей обработки, эти стали обладают удовлетворительной ковкостью, прокатывае- мостью, штампуемостью в горячем состоянии.
1524042545
Рис. 20. График влияния с отношения количества а- 7 -фаз в стали при высоких температурах на ее горячую деформируемость [172]: o' и о" —области удовлет
00
Рис. 20. График влияния с отношения количества а- 7 -фаз в стали при высоких температурах на ее горячую деформируемость [172]: o' и о" —области удовлет
Нагрев ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 и 22-6 до температуры 1100° С не вызывает заметного роста зерна [14, 172], однако конечное содержание ферритной и аустенитной фаз зависит от температуры закалки в интервале 950—1050° С. С повышением температуры закалки в указанном интервале количество ферритной фазы несколько уменьшается, а аустенитной — возрастает. Например, после закалки от 950° С содержание феррита в стали 1Х21Н5Т составило примерно 65%, а после закалки от 1050° С 58% [117]. При повышении температуры нагрева сталей этого типа более 1100° С, пѴэон^Ггоннженнопластичности, ОСОбвННО ВЫШе 1200° С, ПРОИСХОДИТ уВв- N07™'’"**°'’ м"экой пластич личение количества и рост зерен ферритной фазы, причем тем в большей степени, чем выше температура и длительность нагрева. При температуре 1300° С сталь становится почти чистоферритной с весьма незначительным количеством аустенита, располагающегося по
Таблица 7
Изменение механических свойств стали 0Х21Н5Т толщиной 10 мм в зависимости от скорости охлаждения после пятиминутного нагрева при температуре І350°С
Охлаждение от температуры ІЗЗО’С Меха.іическне свойства
кПмм> кПмм‘ ... Ф, к кГ • ж/сж*
В воде
С печью , , , .
В состоянии поставки . . 48.4
45,8 56,1
74.0
80.0 21.3
27,2 47,8
39,4
60,2 9,4
5,2
14.8

границам ферритных зерен. Быстрое охлаждение от высоких температур фиксирует эту структуру. Прочность, пластичность н вязкость такого металла ниже, чем в состоянии поставки (после закалки от 1000—1050°С) (см. табл. 7). При медленном охлаждении от высоких температур, например с печью, или при весьма кратковременном отпуске предварительно закаленной от высоких температур ферритно-аустенитной стали типа 21-5 происходит распад аустенита упомянутых выше прослоек (7-ЛІ-превращение), вследствие чего прочностные характеристики стали повышаются, а пластичность и вязкость сильно падают (табл. 7 и рис. 21, кривая 2). Аустенит такой стали, закаленной по оптимальному режиму без перегрева, более стабилен, меньше наклепан, в связи с чем не столь интенсивно распадается при отпуске, поэтому ударная вязкость стали при этом снижается в меньшей степени (рис. 21, кривая I).
1316990-829310
Рис. 21. Кривые влияния продолжительности отпу- ірн температуре 650° С на ударную вязкость стали 0Х21Н5Ттол- щиной 10 мм в состоянии поставки (/) и после заводе от 1250°С(2).
00
Рис. 21. Кривые влияния продолжительности отпу- ірн температуре 650° С на ударную вязкость стали 0Х21Н5Ттол- щиной 10 мм в состоянии поставки (/) и после заводе от 1250°С(2).
При длительном отпуске при 650° С (более I мин на 1 мм толщины), а тем более при более высокой температуре отпуска (800—900° С) происходит превращение части феррита в аустенит, количество аустенитной фазы при этом возрастает до исходного, соответствующего количеству в стали, закаленной по оптимальному режиму, благодаря чему ударная вязкость металла повышается, несмотря на выделение карбидов. Полученный в результате такого превращения вторичный аустенит имеет пластинчатую форму, напоминающую видманштеттову структуру, и в отличие от обычного аустенита называется ■(' -фазой.
Хромомарганцевые н хромоникельмаргавцевые стали
При исследовании системы сплавов Fe—Сг—Мп [23, 38, 39, 40, 41, 42, 44, 174, 184, 199, 200, 201, 207, 234] было установлено, что в отличие от бинарных сплавов Fe—Мп в тройных сплавах Fe—Сг—Мп количество аустенита при высоких температурах мало зависит от содержания марганца [220, 221, 246].
Особенно это относится к сплавам, содержащим более 15% Сг Как следует из диаграммы состояний Fe—Сг—Мп (рис. 22) [221 и экспериментальных кривых магнитного насыщения хромомар ганцевых и хромоникелевых сталей (рис. 23) [220, 241], сплавы содержащие менее 15% Сг, могут иметь аустенитную структуру при содержании более 10% Мп. Несмотря на то, что влияние мар
317500ганца на снижение магнитного

Рис, 22 Диаграмма состояния сплавов Fe—Сг—Мп, содержащих около 0.1% С, в состоянии после закалки от 1000° С.
00ганца на снижение магнитного

Рис, 22 Диаграмма состояния сплавов Fe—Сг—Мп, содержащих около 0.1% С, в состоянии после закалки от 1000° С.
1202690182880
насыщения в сталях, содержащих 15 (/) н 18% Сг (2), а зависимости от содержания марганца [220J и в стали с 18% Сг (.9) в зависимости от содержания никеля [241].
00
насыщения в сталях, содержащих 15 (/) н 18% Сг (2), а зависимости от содержания марганца [220J и в стали с 18% Сг (.9) в зависимости от содержания никеля [241].
насыщения менее значительно
чем влияние никеля, при повышении содержания марганца до 15—16% магнитное насыщение такой стали достигает почти нулевого значения (рис. 23, кривая /), т. е. сталь при этом становится чистоаустенитной. Если же содержание хрома превышает 15%, то с увеличением количества марганца интенсивность уменьшения магнитного насыщения сильно ослабевает (рис. 23, кривая 2), и получить чистоаустенитную структуру невозможно при любом содержании марганца. Вместе с тем введение марганца в высокохромистые безннкелевые стали, содержащие 17— 20% Сг, оказывает благоприятное влияние на их механические свойства (рис. 24) [106]. Причем двухфазная аустенитно-ферритная структура без мартенситной фазы н оптимальные механические свойства сталей с таким количеством хрома обеспечиваются при 12—14% Мп. Однако пластичность их, в том числе способность к глубокой вытяжке, ниже, чем хромоникелевых [110].
Для получения однофазной структуры и высокой пластичности хромомарганцевые стали с содержанием хрома более 15% необходимо легировать элементами, расширяющими область существования т -фазы. К ним в первую очередь относятся никель и азот. Углерод и медь для этого не применяют. Углерод является сильным аустенизатором, однако ухудшает коррозионную стойкость стали и ее свариваемость, а также приводит к охрупчиванию металла при термическом воздействии. Медь является слабым аустенизатором, а также дефицитным материалом и, кроме того, при содержании более 1% может находиться в стали в структурно-свободном виде [174], ухудшая ее свариваемость (способствуя образованию горячих трещин в металле околошовной зоны). Поэтому к легированию хромоникелевых сталей и сварных швов медью прибегают лишь при крайней необходимости для обеспечения коррозионной стойкости в некоторых агрессивных средах (см. § 3).
1136650-1167130/ + л' / 6, !/ /' \ л --Ѵ V Рис. 24. Кривые влияния марганца на механические свойства хромистых сталей, содержащих 17— 20% Сг после закалки в воду или на воздухе от 1000—1050" С.
00/ + л' / 6, !/ /' \ л --Ѵ V Рис. 24. Кривые влияния марганца на механические свойства хромистых сталей, содержащих 17— 20% Сг после закалки в воду или на воздухе от 1000—1050" С.
При введении 1—2% Ni уже заметно повышается пластичность и вязкость хромомарганцевых сталей, содержащих 18% Сг и 5—8% Мп. Оптимальные механические свойства сталей с таким содержанием хрома н марганца обеспечиваются при 3—6% Ni. Полностью умягченные закалкой сталн, содержащие 18% Сг, 4—5% Ni и 5—6% Мп, несмотря на присутствие в них феррита, по пластичности не уступают низкоуглеродистым хромоникелевым сталям типа 18-10 [174].
Действие марганца как аустенизатора состоит не столько в расширении у -области, сколько в уменьшении критической скорости охлаждения и в увеличении стабильности аустенита при комнатной и более низких температурах [15, 48, 174, 185, 234]. Однако, несмотря на меньшую аустенитизирующую способность марганца по сравнению с никелем, оказывается возможным и целесообразным использовать его стабилизирующее действие на
36830502920
в состоянии после закалки на воздухе от 1075° С.
00
в состоянии после закалки на воздухе от 1075° С.
аустенит, и за счет легирования им нержавеющих хромоникелевых стадий получить аустенитную структуру при меньшем содержании никеля (рис. 25 [235] и рис. 26 [234]). Из этих рисунков следует, что при увеличении содержания хрома от 12% до 15— 17% количество марганца, необходимое для получения аустенитной структуры, при данном содержании никеля несколько уменьшается. Например, при 8% Ni и 12% Сг минимальное количество
марганца, при котором сталь имеет аустенитную структуру, составляет 5%, а при 15% Сг и таком же никеле — 4% (рис. 25); при 12% Сг и I % Ni для получения аустенитной структуры необходимо не менее 10% Мп, а при 15% Сг —6% Мп (рис. 26).
Марганец повышает предел текучести как двухфазных фер- ритно-аустеннтных, так и однофазных аустенитных хромоникелевых сталей [173]. Например, при увеличении содержания марганца от 8 до 16% в двухфазной стали 0Х18Н4 предел текучести повысился примерно с 27—29 до 37—38 кГ/мм2 и в однофазных сталях 0Х15Н4 — с 22—24 до 30 кГ/мм2 и 0Х18Н9 — с 20 до 28 кГ/мм2. Прочность сталей с 4% N1 уменьшается при введении до 10% Мп, а затем не изменяется. Пластичность стали при легировании марганцем от 8 до 16% мало изменяется. При одном и том же содержании никеля и марганца прочность стали тем больше, чем выше содержание хрома.
Аустенитизирующая способность азота в хромомарганцевых сталях была отмечена многими исследователями [114, 175, 243,248, 249]. Сравнительно недавно Р. Френке с сотрудниками [234] определил область существования аустенита для сталей, содержащих до 0,1% углерода, 12—18% Сг, 1—22% Мп, 0—14% Ni и 0 03—0,19% N. При этом было установлено, что стали, содержащие до 0.1% С, 16—18% Сг, 7—9% Мп, 3,5—4,5% Ni и 0,12— 0,19% N, имеют чистоаустенитную структуру и по механическим свойствам (пластичности) не уступают хромоникелевой стали типа 18-8. Действие азота на механические свойства хромоникелевых и хромоникельмарганцевых сталей неполностью тождественно действию никеля, Повышая пластичность стали за счет увеличения количества аустенитной фазы, азот вместе с тем значительно повышает пределы текучести и прочности металла. Так, легирование стали, содержащей 18% Сг, 9% Мп н 4% Ni, азотом в количестве 0,16—0,25% повышает предел текучести до 40—45 кГIмм2 [15, 185]. При введении в хромомарганцевую сталь с 16—18% Сг и 13,5—15,5% Мп 0,30—0,40% N (сталь Х17АГ14) обеспечивается не только получение чистоаустенитной структуры, но и высокие характеристики прочности, пластичности и вязкости [196]. Хорошие результаты в отношении пластичности и вязкости, особенно при низких температурах, все же получаются при одновременном легировании стали марганцем, азотом и никелем, причем с таким расчетом, чтобы обеспечивалась однофазная аустенитная структура. В отличие от хромомаргаицевых, хромоникелевых и хромоникельмарганцевых двухфазных сталей, пластичность и вязкость которых с уменьшением температуры ниже нуля резко падает, хромоникельмарганцевые стали, дополнительно легированные азотом и имеющие однофазную аустенитную структуру, обладают хорошей пластичностью и вязкостью как при комнатной, так и при отрицательных температурах [47, 194]. Вместе с тем, как показали опыты, выполненные автором с сотрудниками, повышение содержания азота в хромоникельмарганцевой стали выше некоторого предела снижает ее пластичность и, особенно, вязкость (табл. 8). Так, при увеличении содержания азота в стали 0Х23Н10АГ8 от 0,30—0,35% до 0,54% ударная вязкость уменьшалась при +20° С — от 21,2 до 17,3 кГ •м/см2 и при —196° С—от 11,2 до 6,4 кГ-м/см2.
Несмотря на то, что большинство хромомарганцевых нержавеющих сталей содержит небольшое количество углерода, обычно действие азота на структуру н свойства учитывают совместно с углеродом. Установлено, например, что суммарное содержание С -f N, необходимое для получения стабильноаустенитной структуры хромомарганцевых сталей с 5—14% Мп, зависит от содержания хрома и выражается эмпирической формулой C + N = 0,078 (Сг— 12,5) [241]. Оба эти элемента в значительно большей степени, чем хром и марганец, повышают твердость и предел текучести хромомарганцевых сталей. Эти характеристики металла пропорциональны содержанию С + 1,2N, т. е. действие азота лишь немногим превышает действие углерода, что обусловлено малым различием в размере радиуса их атомов (0,77 А у углерода и 0,71 А у азота). Причем азот, несмотря на меньший размер атома, упрочняет твердый раствор несколько больше, чем углерод, что, как предполагают [241], обусловлено большей валентностью атомов азота (5) по сравнению с углеродом (4).
Таблица 8
Влияние азота в хромоннкельмарганцевой аустенитной катаной стали 0Х23НІ0АГ8 на ее механические свойства
1 Химике кий со став ст ВЛИ, ?( і . m Механические свойства
S'* 5 % Мп SI Сг N1 N 0,08 8,7 0,10 24,0 10,8 0,019 +20 37,8 69,6 46,2 71,6 21,6
-196 - 11,6
2 0,08 9,0 0,1 23,5 11,3 0.28 +20 45,4 80,6 49,2 69,1 21,6
-196 - - - 10,4
3 0,07 9,0 0,1 23,4 10,5 0,35 +20 46.8 84,1 46,3 66,8 21,2
—196 - - - - 11,2
0,05 8,1 10.1 24,5 10.8 0,40 +20 53,6 88,1 42,8 67,3 19,0
—196 8.7
0,08 9,3 0,1 23,4 11,3 0,54 + 20 58,4 95.8 43,9 66,0 17,3
—196 -: - - 6,4
Количество никеля, необходимое для обеспечения стабильной аустенитной структуры хромоникельмарганцевой стали с азотом, можно определить по эмпирической формуле
% Ni =<%Сг-20Г _ ол Мп _ 30% с _ 26% N + ,5
Приведенная формула получена путем корректировки соответствующей формулы Поста и Эберлл [258].
Изложенное относительно стабильности аустенита при низких температурах и при деформировании в такой же степени относится к хромоникельмарганцевым и хромомарганцевым сталям, как и к хромоникелевым. В сталях с малым запасом аустенит- ности в условиях нагружения при низких температурах в зависимости от состава стали, температуры и величины напряжения образуется то или иное количество мартенсита, а в сталях, обладающих требуемым запасом аустенитности, зависящем от содержания аустеннтизирующих элементов, а также содержащих повышенное количество хрома (19—23%) и мало углерода (до 0,03%), сохраняют при низких температурах аустенитную структуру при нагружении как в упругой области, так и при деформировании до разрыва. Если, например, в метастабильной стали Х14Г14НЗТ, подобно 0Х18Н10Т, после 8-часовой выдержки при температуре—196° С и постоянном напряжении о 0,5 «т образуется до 15—20% мартенситной фазы, то в низкоуглеродистой
„Ni„KH
хромоникельмарганцеазотистои стали с отношением^— = —1,0-г 1,4 в тех же условиях f -* ^-превращение не происходит. Деформирование растяжением до разрушения сталей 0Х21Н5АГ7 и 000X2ІН5АГ7 уже при комнатной температуре подобно стали 0Х18Н10Т( см. рис. 16) приводит к повышению мнкротвердости первой от 250 до 400 кГ/мм2 и второй от 225 до 425 кГ/мм2, а деформирование при температуре —196° С микротвердость первой и второй сталей повышается до 525—530 кГ/мм2. При этом в структуре обеих сталей обнаруживается значительное количество мартенситной фазы. Иная картина наблюдается в низкоуглеродистых хромоникельмарганцевых аустенитных сталях с достаточно высоким запасом аустенитности при ^ >кп = 0,9—1,4 или даже аустеннтно-ферритной стали с небольшим количеством ферритной фазы (5—8%), но с повышенным содержанием хрома (21—23%). Так, в однофазной аустенитной стали 000Х23Н16АГ8 и в аустеннтно-ферритной 000Х23Н13АГ8 аналогично стали 0Х23Н28МЗДЗТ (рис. 16) мартенситное превращение при низкотемпературном деформировании не происходит и повышение микротвердости аустенитных зерен с понижением температуры деформирования в них не наблюдается. Несколько возрастает микротвердость (от 200 до 275—290 кГ/мм2) аустенитных зерен вледствпе наклепа.
Полученные данные при исследовании стали 000Х23Н13АГ8 свидетельствует о том, что присутствие в аустенитной стали небольшого количества ферритной фазы не является настолько вредным для работоспособности изделий, эксплуатирующихся при температурах до —196° С, чтобы ограничиться использованием для них исключительно однофазных аустенитных сталей. Важным в данном случае является не столько присутствие небольшого количества (до 5—8%) феррита, сколько стабильность аустенитной фазы данной стали в условиях нагружения при низких температурах. Не исключено также использование сталей ХІ4ГІ4НЗТ и Х14ГІ4Н4Т для изделий, работающих без динамических нагружений при температуре до —196° С.
Таблица 9
Механические свойства хромомарганцевых и хромоникелкмарганцеяых сталей
(технические требования)
" свойств ..
Марка термической обработки „'А* іе менее Х14П4Н Закалка от 1050—П00°С в воде . . 30 65 зо
Х14Г14НЗТ Закалка от 1000—1080°С в воде . . 30 70 35
(ЭИ7І1)
Х17АГ14 (ЭП213) Закалка от 1050—1100°С в воде . . 35 70 30
Х17Н4АГ9
(ЭИ878)
017Н5Г9АБ Закалка от 1030—1100°С в воде . . (ПО_С0
Зо гласовапню) 70 45
Закалка от 1000—1080°С в воде . . 35 70 40
(ЭП55) Х18Н2АГ5 (ЭП26) Закалка от 980—1СОО“С па воздухе 70 120 30
1Х25Н16Г7АР
(ЭИ835)
000Х21Н5АГ7 Закалка от 1050—П50°С па воздухе 40 75 50
Закалка от 1050— 1100вС в воде . , 40 75 40
Для изделий же, работающих в тяжелых условиях нагружения при более низких температурах, по-видимому предпочтительнее использовать чистоаустенитную хромоникельмарганцевую сталь, тем более, что для хорошей свариваемости (отсутствие горячих трещин) присутствие ферритной фазы в швах с высоким содержанием марганца необязательно.
В табл. 9 приведены рекомендуемые режимы термической обработки и технические требования к механическим свойствам хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых нержавеющих сталей.
ОХРУПЧИВАНИЕ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ТЕПЛОВОМ ВОЗДЕЙСТВИИ
Тепловое воздействие на металл и связанное с этим изменение его структуры и свойств может быть при сварке и горячей обработке, а также в процессе эксплуатации изделий при высоких температурах. Кроме описанного выше охрупчивания металла с нестабильным аустенитом вследствие образования в нем мартенсита, а также роста зерна или наличия чрезмерно высокого количества ферритной фазы при перегреве двухфазных сталей или при повышенном содержании ферритизирующих элементов, снижение пластичности и вязкости высоколегированных сталей может также произойти при более или менее длительном нагреве в интервале температур 350—530° С (рис. 27) вследствие появления так называемой 475-градусной хрупкости, а в интервале 550—900° С вследствие выделения избыточных фаз (карбидов или карбонитридов) или образования интерметаллидных хрупких составляющих — о-фазы и др. Опыт показывает, что охрупчивание металла, связанное с выделением карбидов или карбонитридов, происходит при сравнительно кратковременной выдержке в интервале критических температур (от минут до десятков часов), а связанное с образованием о-фазы— при длительной выдержке (от часов до сотен часов).
475-градусная хрупкость появляется у сталей, содержащих хрома более 15% и имеющих в структуре свыше 15—20% ферритной фазы. Причем, чем больше феррита содержится в стали, больше продолжительность и выше температура нагрева в интервале 350—530° С, тем больше охрупчивание, т. е. интенсивнее снижается ударная вязкость и значительнее повышается твердость (рис. 28) [78, 81, 84, 85, 90].
Азот несколько уменьшает склонность ферритно-аустенитных сталей к 475-градусной хрупкости. Об этом свидетельствуют данные автора [85, 90]. Сталь марки Х28АН, несмотря на большее количество феррита, охрупчивается при старении медленнее (при более длительной выдержке), чем стали типа 21-5 и 21-6 без азота.
Термически остаренные высокохромистые и хромоникелевые стали, как и сварные швы, имеют низкую ударную вязкость только при комнатной и отрицательных температурах; при повышенных температурах испытания ударная вязкость достаточно высокая. например, у остаренной стали 1Х17Н2 при 20° С она равна 1,6 кГ'М/см2, а при 500° С — 11,9 кГ • м/см2 [78]. Отпуск при 600—700° С устраняет хрупкость остаренного металла, однако последующая длитель-

Тенпература погреба, X
Рис, 27. Кривые влияния нагрева продолжительностью 250 ч на ударную вязкость нержавеющих сталей:
I— ХІ8Н10Т (0,7% а -фазы); 2 — X17H13M3T (1.5% « -фазы); 3 — 0Х21Н5Т (50% о -фазы):4 — 0X21H6M2T(50%
* -фазы).
1014730-585470Рис. 28. Кривые изменения ударной вязкости в зависимости от продолжительности нагрева при температурах 380 и 500° С нержавеющих сталей;
1 — 0Х21Н5Т: 2 — 1Х21Н5Т; 3-0Х21Н6М2Т, 4 — 0Х21НЗТ; 5 — 1Х17Н2; б— 1Х18Н2АГ5- 7 — 2X13.
00Рис. 28. Кривые изменения ударной вязкости в зависимости от продолжительности нагрева при температурах 380 и 500° С нержавеющих сталей;
1 — 0Х21Н5Т: 2 — 1Х21Н5Т; 3-0Х21Н6М2Т, 4 — 0Х21НЗТ; 5 — 1Х17Н2; б— 1Х18Н2АГ5- 7 — 2X13.
1063625-199961500ная выдержка в области опасных температур снова приводит к охрупчиванию металла.
При измерении твердости установлено, что появление 475-градусной хрупкости металла сопровождается увеличением твердости хромистого 6-феррита. Так, после выдержки при температуре 500° С в течение 1500 н микротвердость 6-феррита металла швов типа Х17Н2 увеличилась на 70—75 кГ/ммг, вследствие чего общая твердость металла возросла на 58—62 НѴ [78]. Вместе
199390496570
Рис, 29. Изменение растворимости углерода в зависимости от темпера туры в сталях высокой чистоты, содержащих 18% Сг и 10% Ni (в заштрихованной области — следы карбидов).
00
Рис, 29. Изменение растворимости углерода в зависимости от темпера туры в сталях высокой чистоты, содержащих 18% Сг и 10% Ni (в заштрихованной области — следы карбидов).
1287780457200
Рис. 30. Сечение диаграммы состояний сплавов Fe—Сг—Ni—С при постоянном содержании Fe (74%), Сг (18%) и № (8%).
00
Рис. 30. Сечение диаграммы состояний сплавов Fe—Сг—Ni—С при постоянном содержании Fe (74%), Сг (18%) и № (8%).
с тем металлографическим и электронномикроскопическим анализами не удается обнаружить каких-либо изменений в микроструктуре остаренного металла, в том числе в строении легированного 6-феррита. Следовательно, увеличение твердости и хрупкости высокохромистого металла при термическом старении в данном случае может быть обусловлено только изменениями
в кристаллографической решетке твердого раствора (легированного 6-феррита). Появление хрупкости высокохромистых швов в процессе длительного нагрева в области критических температур (450—530° С) связано с образованием в твердом растворе богатых хромом комплексов, когерентно связанных с кристаллической решеткой феррита [47]. Комплексы имеют кубическую объемноцентрированную решетку с параметром 2,878 А и по составу отвечают сплаву, содержащему 70% Сг и 30% Fe. Вследствие того, что параметр решетки комплексов отличается от параметра решетки твердого раствора, в металле возникают местные искажения, что и приводит к повышению его твердости и хрупкости. Последующий отпуск швов при температуре 600— 700е С способствует выравниванию содержания хрома в твердом растворе, т. е. рассасыванию комплексов, и устранению местныхискажений кристаллической решетки, вследствие чего твердость металла уменьшается, а ударная вязкость возрастает.
Охрупчивание металла, связанное с выделением избыточных фаз (карбидов и нитридов), происходит при его деформировании или при нагреве в интервале температур 500—850° С. Выделение избыточных фаз обусловлено уменьшением растворимости углерода и азота с понижением температуры. На рис. 29 показана область изменения растворимости углерода в сталях высокой чистоты, содержащих 18% Сг и 10% Ni [262]. В промышленных нержавеющих хромоникелевых сталях типа 18-8 степень уменьшения растворимости углерода с понижением температуры еще значительнее: при 1095°С она составляет 0,23%, а при 760°С — менее 0,02% [130]. Растворимость углерода в равновесном состоянии хромоникелевой стали типа 18-10 при температуре 700° С составляет всего 0,007% [286]. На рис. 30 приведена диаграмма состояния сплавов при содержании 74% Fe, 18% Сг и 8% Ni. Пунктирная линия ограничивает предел растворимости углерода в аустените. При медленном охлаждении от высоких температур по достижении точки, лежащей на этой кривой (при данном содержании углерода), из твердого раствора начинают выпадать карбиды. По мере выпадения карбидов пограничные слои зерен обедняются углеродом и хромом. Стабильность аустенита в этих местах снижается и происходит частичное т — а-превращение. Этот процесс завершается при температуре на кривой GK.
При быстром охлаждении стали от высоких температур углерод фиксируется в твердом растворе, и сталь приобретает чистоаустенитную структуру. Выпадение карбидов и ферритной фазы в ней может быть при повторном нагреве в области критических температур. Выделение карбидов сопровождается некоторым упрочнением и снижением ударной вязкости металла. При этом особенно заметно снижение вязкости при весьма низких температурах испытания.
Хромоникельмарганцевые чистоаустенитные стали типа 18-4-9, содержащие 0,06—0,07% С и 0,25% N, охрупчиваются при выдержке в интервале 450—700° С продолжительностью более 10 ч вследствие выделения карбонитридов [151]. С повышением температуры в указанном интервале и продолжительности нагрева охрупчивание металла усиливается. Как показали опыты, проведенные автором, наиболее сильное охрупчивание сталей такого типа происходит при нагреве в интервале температур 700—800° С (рис. 31). Причем для этого достаточно нагревать сталь в течение единиц или десятков минут.
Термическое старение сопровождается снижением не только пластичности и вязкости, но и прочности металла [108]. Последнее не подтвердилось в опытах, проведенных Д. А. Прокошкн- ным [174], а также автором совместно с В. Г. Фартушным и др. [196]. Было показано, что охрупчивание хромомарганцеазотистой стали при кратковременном термическом старении связано с выделением по границам зерен сложных карбидов, содержащих железо, хром и марганец (рис. 32), 'и зависит от суммарного содержа
219075779145Гемперрт/jpa нагреба. ‘С
00Гемперрт/jpa нагреба. ‘С
85090863600Рис. 31 Кривые изменения ѵдар- ноіі вязкости стали Х17АГН, содержащей 0,09% С и 0,35% N (сплошные линии) и 0,12% С и 0,36% N (Пунктирные линии), в зависимости от температуры пятиминутного (5') и шестпде- сятнминутного (60') нагрева.
00Рис. 31 Кривые изменения ѵдар- ноіі вязкости стали Х17АГН, содержащей 0,09% С и 0,35% N (сплошные линии) и 0,12% С и 0,36% N (Пунктирные линии), в зависимости от температуры пятиминутного (5') и шестпде- сятнминутного (60') нагрева.
219075-6413500ния углерода н азота. Особенно ин-

Рис. 32. Кривые изменения суммарного содержания Fe, Сг и Мп в карбидной фазе (/. 2) и ударной вязкости стали Х17АГ14, содержащей 0,09% С, 0.35% N (2. 3) нс 0,12% С, 0,36% N (I. 4), в зависимости от продолжительности нагрева при 700°С [196].
тенсивное охрупчивание азотосодержащей стали наблюдается при увеличении количества в ней углерода (табл. 10].
Некоторые исследователи [194. 195] полагают, что снижение ударной вязкости аустенитной стали при старении связано исключительно с выделением карбида СггзСв, а азот не участвует в процессах охрупчивания, Прямых доказательств такого утверждения нет. Более того, экспериментальные данные [194] подтверждают противное. Так, сталь 0Х21Ш0АГ8, содержащая 0,068% N, охрупчивается старением при температуре 700° С значительно меньше, чем сталь того же типа (0Х21Н6АГ8) с содержанием углерода 0,065%, а азота 0,24% (табл. 11, плавки № 1 и 2). Аналогичные данные получил автор при испытании сталей марок Х17АГІ4 (табл. 11, плавки № 3 и 4). Причем, благодаря более высокому содержанию углерода в этих сталях, охрупчивание их настолько значительно, что обнаруживается испытанием на ударную вязкость даже при комнатной температуре.
Таблица 10
Влияние содержания углерода и времени старения при 700° С стали Х17АП4 на ее ударную вязкость
Содержание , Время выдержки при температуре 700'С, ним Ударная вяэк >атуре, °С С +20 -« 50 -60
, 12,9 7,3 7,1 6,3
0,09 0,35 5 12,5 5,5 5,2 2,5
15 9,6 5,2 2,9 2.5
1 13,6 7,9 7,4 6,1
0,12 0,36 5 12,1 4,1 3.6 2,4
15 6,7 2,9 1,7 1,7
Взаимное влияние углерода и азота на старение аустенитных сталей можно объяснить тем, что растворимость этих элементов в аустените меняется с изменением температуры, и быстрым охлаждением стали от высоких температур фиксируется в твердом растворе не только избыточный углерод, но и азот при содержании их, превышающем предел растворимости при комнатной температуре. Можно полагать также, что азот уменьшает растворимость углерода в аустените так же, как и углерод уменьшает растворимость азота, и поэтому они взаимно способствуют выделению карбонитридов.
Снижение содержания углерода до 0,03% в хромоникельмар- ганцеазотистых сталях с наличием ферритной фазы менее эффективно уменьшает охрупчивание после повторных нагревов, чем в чистоаустенитных сталях. Более того, снижение содержания углерода в хромоникелевой стали типа 18-10 без увеличения количества никеля несколько даже повысило ее чувствительность к повторному нагреву. Уменьшение продолжительности повторного нагрева в опасном интервале температур до 20 мин н менее не приводит к заметному охрупчиванию.
Охрупчивание при термическом старении азотосодержащих аустенитных сталей зависит не только от содержания углерода,
Влияние старения при температуре 600—700° С на охрупчивание хромокикельмарганцеазотистых аустенитных сталей с различным содержанием азота н углерода
С"”1 «акне, ость. кГ-місм’ при рвал емиерэтурак, ЬС >4 Марке стали Хаи£ол N •гсг после повторного Литературный
+ 20 _.№ -253 + 20 -196 -253 I 0Х2ЖЮАГ8 Нагрев при 700°С 1 0.068 0.067 35,0 30,0 - 21,0 12,0 - [194]
2 0Х21Н6АГ8 То же 0,065 0,24 35,0 22,0 _ 31,0 2,0 - [1941
3 Х17АГ14 0,13 0,28 18,3 - — 8,2 - - Опыты автора
4 ХІ7АГ14 0,12 0,36 18,6 — — 5,4 - — То же
5 1Х25Н16Г6АР 0,10 0,16 31,0 12.7 10,9 17,0 2,9 — 6 0Х21Н5АГ7 Нагрев при 600°С 2 ч 0,05 0,157 33,1 10,0 8,6 18,6 12,4 3,7 7 000Х21Н5АГ7 То же 0,03 0,107 22.9 11.2 8,9 23,7 11,6 3,3 8 ОООХ21Н5АГ7 Нагрев при 0,03 0,30 26,0 15.0 13,0 24,5 13,0 11,0 [195]
9 000Х17Н5АГ9 0,03 0,31 32,0 16,5 _ 26,0 5,0 - [195]
10 0Х18Н10 Нагрев при 700°С 1 ч 0.07 0,032 35,0 35,0 30,03 34,0 32,0 29,0 Автор
11 ОХ23Н18 То же 0,08 0,046 35,0 21,4 29,1 14,6 12 OOX18HI1 0,02 0,036 32,1 31,5 12,7 24,2 23,4 10,6 но и хрома (табл. 11, плавки № 8 и № 9) [195]. В этом отношении сталь 000Х21Н5АГ7 лучше, чем сталь 000Х17Н5АГ9. По-видимому, охрупчивание при термическом старении сталей, содержащих 17—18% Сг, в данном случае происходит не только за счет выделения карбонитридов по границам зерен, но и вследствие мартенситного превращения металла в пограничных слоях аустенитных зерен, стабильность которого уменьшается из-за потери части хрома, углерода и азота даже при незначительном выделении карбонитридов. Как показали опыты автора, проведенные совместно с К. А. Ющенко и Г. Г. Монько, повышение в низкоуглеродистой хромоникельмарганцеазотистой стали содержания хрома до 20—22% и никеля в количестве, обеспечивающем чистоаустенитную стабильную структуру без мартенситного превращения при низкотемпературном деформировании (соотношение содержания^— = 1,0-г 1,4), полностью предотвращает охрупчивание ее при повторном нагреве продолжительностью до 20 мин во всем интервале критических температур.
Охрупчивание высоколегированного металла, связанное с образованием о -фазы, происходит при длительном нагреве в интервале температур 600—900° С. о-фаза образуется в связи с диффузионными процесами в твердом растворе, главным образом диффузией хрома. Поэтому факторы, способствующие диффузии атомов хрома в твердом растворе, ускоряют выделение о -фазы. Так, при наличии и увеличении количества ферритной фазы склонность к образованию о-фазы в высоколегированных сталях возрастает [139, 167, 174, 195, 21, 7], что обусловлено более высоким содержанием хрома и большей скоростью его диффузии в ферритной фазе по сравнению с аустенитом, о-фаза в первую очередь образуется в пограничных областях ферритных зерен (рис. 33,а) или по границам зерен аустенита (рис. 33,6), а также на плоскостях скольжения и границах двойников, так как энергия границ уменьшается при образовании на ней скоплений атомов [223]. Оба эти фактора облегчают образование обогащенных хромом участков. Вместе с тем в стабильноаустенитных сталях выделение e-фазы необязательно сопровождается предшествующим 7 — a-превращением (образованием промежуточной ферритной фазы) [135]. Свидетельством этого является, например, то, что хромоникелевая стабильноаустенитная сталь типа 25-20, проявляющая склонность к охрупчиванию из-за выделения
фазы, не претерпевает превращение Т - а при любых скоростях деформации и температурах [233].
Образование a-фазы также не связано с наличием карбидов [135], так как она появляется даже в весьма чистых безуглеро- дистых сплавах Fe—Сг—Ni [43, 44]. Кроме того, углерод, связывая часть хрома в карбиды, уменьшает возможность выделения о -фазы [146]. Однако при достаточном для карбидообразования содержании углерода образование о-фазы сопровождается выделением карбидов. К элементам, способствующим образованию

Рис. 33. Расположение о-фазы (снетная составляющая) в сталях; а — ХІ7АГІ4 с 0,28% N (старение при 650" С 500 ч) и 6-0ХІ7Н5ГЭАБ (Старение при 60СГС 1000 ч), ХІ000
5 -фазы в высокохромистых сталях, в том числе в хромоникелевых и хромоникельмарганцевых, относятся молибден, кремний, ванадий [47], вольфрам [142], а также ниобий и титан. Наличие и повышение содержания этих элементов способствует выделению о-фазы при более низком содержании хрома в стали. Повышение содержания никеля и азота, наоборот, уменьшает склонность стали к образованию о -фазы.
Несмотря на аустенитизирующее действие, марганец сильно сдвигает границу области существования о-фазы в сторону более низких содержаний хрома [44, 47, 283] и более высоких температур [47]. Так, например, сталь ХІ4Г14НЗТ оказалась весьма склонной к охрупчиванию из-за выделения о -фазы [98], несмотря на относительно малое количество хрома в ней.
Холодная деформация, предшествующая изотермическому нагреву в области критических температур, ускоряет образование в -фазы в аустенитном хромоникелевом металле, в том числе в сварном шве, причем лишь в том случае, если степень деформации и температура старения достаточны для рекристаллизации металла [136]. Полагают, что ускорение образования о-фазы под воздействием холодной деформации обусловлено увеличением свободной энергии наклепанного металла, что приводит к ускорению диффузионных процессов в твердом растворе.
В a-фазе, образовавшейся в чистом желеэохромоникелевом сплаве после старения при температуре 850° С, содержание хрома по сравнению с исходным состоянием возросло с 22,8 до

Рис. 34. Вид бывшего ферритного зерна стали Х14Г14НЗТ на стадии:
а— е-я’+з -превращения; б —полного завершения о-э+т' -превращения (старение при 700е С). Х9750
32,0%, кремния — с 1,96 до 6,0%, а никеля и марганца при этом уменьшилось с 19,6 до 9,5% н с 1,08 до 0,71% соответственно [181].
Ю. Б. Малевский, Б. И. Медовар и Г. П. Манжелей [137] приводят данные о составе о.фазы, электролитически выделенной и отделенной по специальной методике от карбидов в сварных хромоникелевых швах типа 25-18 (с молибденом и вольфрамом и без них) после старения при 800° С. Из этих данных следует, что «-фаза имеет вдвое больше хрома (40—52% против 25%), в четыре раза больше вольфрама, в два-четыре раза — молибдена, несколько больше кремния и в шесть раз меньше никеля (3% против 18%), чем т-твердый раствор, Более достоверные данные о составе о-фазы возможно получить при помощи нового метода рентгеноспектрального микроанализа структурных составляющих металла. Автор совместно с В. Г. Фартушным [98] исследовал выделение «-фазы в некоторых аустенитных сталях, содержащих 7—10% ферритной фазы — Х17АГ14 (с 0,28% N) ИХ14Г14НЗТ, и в двух однофазных аустенитных сталях—Х17АГ14 (с 0,36% N) и 0Х17Н5Г9АБ. Распределение элементов между структурными составляющими стали Х14Г14НЗТ в исходном состоянии было следующим: в феррите—21,2% Сг, 13,07% Мп, 1,58% Ni, 0,28% Ті; в аустените— 15,6% Сг, 14,3% Мп, 2,8% Ni, 0,41% Ті. После 25-часовой выдержки при температуре 800° С появившаяся о-фаза имела следующий состав: 32,3% Сг, 12,1 % Мп, 0,82% Ni, 0,29% Ті, следы кремния, остальное железо. В участках зерна с повышенной травимостыо (травление в окисляющей среде — хромовой кислоте), расположенных вблизи растущей e-фазы (рис. 34), содержание хрома снизилось при этом до 18,0—18,3%. Количество его в ближайших участках аустенитного зерна сохранилось неизменным.
Таким образом, в процессе длительной изотермической выдержки в интервале температур, при которых образуется о-фаза, в ферритном зерне развивается микроскопическая хнмнческая неоднородность по элементам (в данном случае главным образом по хрому), являющимся вместе с железом основой для образования о-фазы. В одних местах зерна присходит обогащение металла этими элементами, в других — обеднение. Развитие внут- ризеренной химической неоднородности можно объяснить с точки зрения степени искажения решетки вокруг растворенных атомов [133]. Если растворенный атом больше, чем занимаемое им место в решетке растворителя, то он в меньшей степени дополнительно искажает решетку и, следовательно, легче входит в те места, где решетка уже расширена. Так как в кристалле с искаженной решеткой объем искаженных мест и степень искажения решетки от участка к участку меняется, то за счет диффузии при определенных температурных условиях в одних местах зерна будет создаваться более высокая концентрация атомов легирующего элемента, чем в других. Такую возможность впервые предположил В. С. Горский [35]. Равновесное обогащение, а следовательно, и образование о-фазы, наиболее вероятно в пограничных зонах кристаллитов, где решетка наиболее искажена. Действительно, в местах сопряжения двух зерен, особенно на границе раздела двух фаз, имеющих различные кристаллографические решетки, имеют место значительные искажения [7, 116, 133]. В настоящее время существует значительное количество экспериментальных данных, подтверждающих образование равновесной микроскопической неоднородности в сплавах по границам зерен [8, 22, 45, 46, 154, 244]. Равновесная концентрационная микроскопическая неоднородность может также возникать вокруг дислокаций [259, 228].
158750606425
Рис, 35. Графики изменения размера а -фазы в стали Х14Г14НЗТ в зависимости от температуры и продолжительности нагрева,
00
Рис, 35. Графики изменения размера а -фазы в стали Х14Г14НЗТ в зависимости от температуры и продолжительности нагрева,
12255501283335Рис. 36. Графики изменения количества в -фазы в стали Х14Г14НЗТ в виспмости от температуры и продолжительности нагрева.
00Рис. 36. Графики изменения количества в -фазы в стали Х14Г14НЗТ в виспмости от температуры и продолжительности нагрева.
127444554546500Состав обогащенных и обедненных легирующими элементами участков, по-видимому, изменяется со временем, стремясь к какому-то постоянному значению. На промежуточных этапах веред образованием a-фазы обедненные участки оказываются отличными по составу от исходной a-фазы и в то же время не достигшими конечного состояния, представляя собой промежуточную а'-фаэу. Обогащенные участки при этом также не отвечают еще
составу a-фазы и являются промежуточной о'-фазой. С увеличением продолжительности выдержки в критическом интервале температур концентрационная неоднородность развивается, достигая максимума, и обе зоны — обогащенная и обедненная хромом — разростаются. Атомы этих зон находятся в наименее равновесном состоянии. Уменьшение их взаимной потенциальной энергии происходит в результате соответствующей перегруппировки и построения новой структуры, качественно отличной от предшествующей. Такой структурой в обогащенных участках по отношению к a-фазе будет <з -фаза, а в обедненных—т'-фаза, т, е. промежуточные о' -фаза образует в-фаэу, а а'-фаза образует 7’ -фазу, которая практически не отличается от основы стали — т -фазы,
Таким образом, процесс образования a-фазы из ферритного зерна можно представить по следующей схеме:
+ + +
Причем, в зависимости от исходного количества феррита в стали, температуры и продолжительности выдержки распад ферритного зерна может быть неполным. В этом случае конечным продуктом указанного превращения будет а + Y + а.
986155353695
Рис. 37. Интервалы температур и продолжительности нагрева, при которых образуется о -фаза а сталях/ — ХІ7АГІ4 с 0,36% N; 3 — 0Х17Н5Г9АБ; S — ХІ7АГИ с 0.25% N; У — ХНПУНЭТ.
00
Рис. 37. Интервалы температур и продолжительности нагрева, при которых образуется о -фаза а сталях/ — ХІ7АГІ4 с 0,36% N; 3 — 0Х17Н5Г9АБ; S — ХІ7АГИ с 0.25% N; У — ХНПУНЭТ.
При зарождении частицы а -фазы объемы, где протекают местные диффузионные процессы, весьма малы, скорость диффузии велика н градиент концентрации растворенного элемента вокруг частицы круто падает. С течением времени эта крутизна уменьшается, диффузия замедляется, и размер матрицы, поставляющей атомы растворенного элемента для о-фазы, увеличивается. Поэтому скорость роста последней уменьшается. В некоторых сталях при достаточно высоких температурах (максимальной в пределах интервала возможного выделения о-фазы) через некоторое время может даже происходить обратная диффузия атомов легирующих элементов из новой фазы в матрицу, т. е. сг-фаза может частично или полностью растворяться в феррите. Приведенные на рис. 35 и 36 графики изменения размеров частиц и общего количества о-фазы * в зависимости от температуры и продолжительности нагрева [98] хорошо согласуются с таким представлением процесса выделения о-фазы,
На рис. 37 в качестве примера представлены графики, иллюстрирующие области (время — температура) образования о-фазы в хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых сталях. Стали Х17АГ14 с 0,36% N и 0Х17Н5Г9АБ — чистоаустенитные, стали Х17АГ14 с 0,25% N и Х14Г14НЗТ содержали до 10% ферритной фазы. Из рисунка видно, что в чистоаустенитных сталях процесс образования о-фазы протекает менее интенсивно, чем в аустенитно-ферритных. Так, в стали Х17АГ14 с 0,25% N (при наличии ферритной фазы) первые выделения о-фазы при температуре 800° С наблюдались примерно через 100 ч выдержки, тогда как в такой же стали, но с 0,36% N, не содержащей ферритной фазы, •* Количество с-фазы определялось под микроскопом по методу Глаго
лева [68].
выделения о -фазы имели место только через 500 ч нагрева при той же температуре. Средний размер частиц з-фазы в первой стали прн этом достигал 3,5—4,0 мк, в то время как максимальный размер их во второй стали при тех же условиях не превышал 0,5—1,0 мк.
Повышенпе температуры нагрева свыше 800° С влечет за собой торможение процессов выделения з-фазы из твердого раствора обеих сталей.
Следует отметить, что температурный интервал образования з -фазы в хромоникелевых сталях и сварных швах с молибденом выше, чем в хромоникелъмарганцевых. Например, в стали X17H13M3T с содержанием до 10—12% феррита, как и в сварном шве идентичного состава, наиболее интенсивное образование з -фазы наблюдается при температурах 850—875° С. Причем уже двухчасового нагрева при этих температурах оказывается достаточно для образования значительного количества о-фаэы и охрупчивания металла.
Зависимость между температурой и продолжительностью нагрева, а также скоростью образования з -фазы для чистоаустенитной стали 0Х17Н5Г9АБ0,89^ примерно такая же, как
и для стали Х17АГ14 с 0,36% N^^piE2=l,09j- Однако, как показал металлографический анализ, количество з -фазы и ее размеры в первой стали значительно больше, чем во второй. Это свидетельствует о том, что повышение запаса аустенитностп однофазной стали уменьшает ее склонность к образованию о -фазы.
Несмотря на различную интенсивность образования о-фазы из ферритного и аустенитного зерен, предпосылки, условия и процесс зарождения a-фазы из аустенита аналогичны изложенным выше (из феррита). Схематически этот процесс можно представить в следующем виде:
7 - 7 + Ті + Та - 7 + Ті +- Т' +
гДе 7і — участки аустенитных зерен, обедненные элементами, составляющими основу з -фазы, вследствие развития химической микроскопической неоднородности; Тг—участки зерна, обогащенные элементами, составляющими основу з -фазы, и обедненные никелем; а' — промежуточная фаза между 7а и з; — участки аустенитных зерен вокруг з-фазы, несколько обогащенные никелем и обедненные элементами, составляющими о-фазу.
e-фазе присуща высокая твердость, которая находится в пределах 945—1100 кГ/мм2 [34]. Измерения автора [98] показали, что микротвердость с-фазы в стали Х14Г14НЗТ колеблется в пределах 1300—1600 кГ/мм2.
124968039370
Рис. 35. Графики изменения ударной вязкости стали Х14П4НЗТ в зависимости от температуры и продолжительности нагрева:
/ — 25 ч; 2 — 60 ч; 3—100 ч;
4 — 500 ч; 5 — 1000 ч
00
Рис. 35. Графики изменения ударной вязкости стали Х14П4НЗТ в зависимости от температуры и продолжительности нагрева:
/ — 25 ч; 2 — 60 ч; 3—100 ч;
4 — 500 ч; 5 — 1000 ч
Наличие в металле твердых включений о-фазы обусловливает значительное снижение его вязкости (рис. 38). Ударная вязкость этой стали падает наиболее интенсивно при выдержке в интервале таких температур, при которых наблюдается максимальное выделение о-фазы.
Падение ударной вязкости при образовании ст-фазы более значительно, чем при выделении карбидов.
Наряду с отмеченными свойствами одним из главных критериев работоспособности оборудования из нержавеющих сталей является их коррозионная стойкость в соответствующих средах н условиях эксплуатации. Поэтому вопросам коррозии сталей и сварных соединений в дальнейшем в книге будет уделено значительное внимание.
Весьма кратко рассмотрим основы коррозии высоколегированных сталей.
КОРРОЗИОННЫЕ свойства
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ
СТАЛЕЙ
При контактировании с агрессивной средой металлы могут претерпевать коррозионное разрушение (разъездание), степень которого зависит от химического состава и структуры металла, характера агрессивной среды, температуры этой среды и других условий эксплуатации. Коррозия металлов может быть химпческой или электрохимической.
Химическая коррозия представляет собой процесс образования химического соединения при прямом химическом взаимодействии металла с соприкасающейся с ним агрессивной средой (сухими газами, дистиллированной водой) без появления электрического тока.
При соприкосновении стали с воздухом в условиях высоких температур на ее поверхности образуется тонкий слой окисла. С повышением температуры и продолжительности нагрева толщина окисной пленки увеличивается. При определенной критической (для стали данного состава) температуре пленка растрескивается и отделяется от металла, обнажая его поверхность, вследствие чего окисление металла продолжается. Критическую температуру, при которой наблюдается растрескивание и отделение от поверхности металла окисной пленки после длительного нагрева, называют температурой окалиностойкости данной стали. При температурах ниже критической образуются сплошные пленки окислов, плотно прилегающие к поверхности металла и предохраняющие его от дальнейшего окисления.
53340-545465
Содержание Сг, %
Рис. 39. Кривые влияния хрома на окалпностой- кость аустеиитиых (!) и ферритных (2) сталей [7],
00
Содержание Сг, %
Рис. 39. Кривые влияния хрома на окалпностой- кость аустеиитиых (!) и ферритных (2) сталей [7],
Главным элементом, сообщающим окэлиностойкость стали, является хром (рис. 39). Влияние никеля на окалиностойкость менее значительно. Окалиностойкость высокохромистых сплавов повышают также кремний и алюминий, Положительное влияние на окалиностойкость стали (в частности хромоникельмарганцевой) оказывает азот [116] при умеренном его содержании.
Присутствие серосодержащих газов в рабочей атмосфере ускоряет разрушение поверхности металла при высоких температурах, особенно если этн газы являются восстановительными (разлагающими окисную пленку). При этом вместо окисной пленки образуются сульфиды, не противодействующие дальнейшей коррозии вглубь металла. Высокохромистые (25—28% Сг) ферритные стали в этих условиях более стойки против разрушения, чем хромоникелевые. Электрохимическая коррозия—это растворение металла в электролитах с появлением электрического тока: электронного в металле и ионного в электролите.
Как известно, электролитами могут быть различные кислоты и их водные растворы, щелочи п их растворы, растворы солей
в воде (в том числе морская вода), а также вода, содержащая растворенный воздух.
Характерной особенностью электрохимической коррозии является то, что общая реакция химического взаимодействия электролита с металлом, например цинка в растворе серной кислоты: Zn + H2SO4 = ZnSO* + Н2, при электрохимической коррозии разделяется на два параллельных процесса: а) анодный — процесс перехода металла в раствор в виде гидротированных ионов с оставлением эквивалентного количества электронов в металле и б) катодный — процесс ассимиляции этих электронов какими- либо деполяризаторами, т. е. атомами, молекулами или ионами раствора, которые могут восстанавливаться на катоде. Иначе говоря, один процесс — окислительный — растворение металла с отдачей электронов, а второй — восстановительный — выделение водорода, выделение металла из раствора с присоединением электронов.
Интенсивность электрохимической коррозии металлов зависит от характера раствора электролита (кислота, щелочь, раствор газов), концентрации этого раствора и его температуры, а также от электрохимических свойств металла: от энергии выхода ионатома из кристаллической решетки в раствор, т. е. от так называемого потенциала растворения данного металла.
Коррозия возможна в том случае, если металл, погруженный в электролит, обладает макро- или микронеоднородностью по химическому составу и физико-химическим свойствам, вследствие чего одни его места в данном электролите будут обладать меньшим, а другие—большим электрохимическим потенциалом, т. е. если металл в данных условиях будет представлять либо макроскопический гальванический элемент, либо системы многоэлектронных микроскопических элементов.
Участки поверхности металла с более низким потенциалом оказываются анодами и растворяются, электроны при этом перемещаются к участкам с более высоким (менее отрицательным или более положительным, чем у данного анода) потенциалом — к катоду.
Причиной различия потенциалов стали могут быть включения. неравномерно распределенные примеси и легирующие элементы в металле, неравномерная газонасыщенность, неодинаковый наклеп металла, наличие в нем нескольких различных по составу структурных составляющих, например наличие карбидов или боридов в ферритной или аустенитной стали, феррита и аустенита в двухфазной стали и т. д. Причиной коррозии может быть
также различие в электрохимических свойствах тела и границ зерен. При полностью однородном металле коррозия его может быть вызвана неоднородностью концентрации раствора, неравномерностью напряжений в металле и т. д.
Коррозия может быть равномерная и сосредоточенная. Для надежной работоспособности изделий в условиях агрессивной среды необходимо исключить возможность сосредоточенной коррозии и выбрать сталь такого состава, чтобы равномерная коррозия ее по всей поверхности не превышала бы 0,1 г/л2 • ч или глубина коррозии была бы не более 0,1 мм за год.
Различают несколько видов сосредоточенной коррозии нержавеющих сталей и их сварных соединений, из которых главными являются следующие: межкристаллитная — коррозия вглубь металла по границам зерен, точнее, по пограничным слоям зерен; структурно-избирательная — преимущественное растворение одной из структурных составляющих металла; точечная, или так называемая питтинговая коррозия. Все эти виды коррозии являются следствием химической или физической неоднородности металла.
Структурно-избирательная коррозия чаще наблюдается в сварных соединениях из нержавеющих сталей и поэтому будет рассмотрена ниже.
Межкристаллитная коррозия является наиболее опасным видом коррозии металла, так как при незначительной общей потери металла разрушение (разъедание) происходит по границам зерен в толщу его (рис. 40), что может привести к быстрому выходу изделия из строя.
При контактировании агрессивной среды со сталью, склонной к межкристаллитной коррозии, неустойчивые пограничные зоны зерен металла вступают в химическое взаимодействие с этой средой и быстро растворяются в ней. При этом металлическая связь между зернами нарушается. Приложение даже незначительной нагрузки к такому металлу приводит к его разрушению (рис, 41).
Природа межкристаллитной коррозии аустенитных нержавеющих сталей в настоящее время изучена недостаточно, и существующие теории не во всех случаях позволяют объяснить восприимчивость металла к межкристаллитной коррозии. Однако практические меры, предотвращающие появление этого вида коррозии, хорошо известны и широко применяются в металлургии и сварке нержавеющих сталей.
Наиболее распространенной теорией, объясняющей причиныее состоит в следующем.
27305-229235межкристаллитной коррозии аустенитных сталей, является так называемая карбидная теория, или теория обеднения. Сущность
00межкристаллитной коррозии аустенитных сталей, является так называемая карбидная теория, или теория обеднения. Сущность
Аустенит представляет собой твердый раствор хрома, никеля, марганца и других элементов в железе. Углерод обладает ограниченной растворимостью в аустените. При комнатной температуре стабильное содержание углерода в твердом растворе аустенита не превышает 0,02—
0,03%, а по некоторым данным 0,007% [286]. При большем содержании углерода в стали и быстром
27305-69850
Рис. 40 Межкристаллитная коррозия стали Х18Н10 после провоцирующего нагрева при температуре 650° С 2,5 ч, XI50.
00
Рис. 40 Межкристаллитная коррозия стали Х18Н10 после провоцирующего нагрева при температуре 650° С 2,5 ч, XI50.
К

Рис. 41. Внешний вид изогнутых образцов стали Х18НІ0, испытанных на склонность к межкристаллитной коррозии по методу AM:
я — в состоянии поставки; б —после провоцирующего нагрева при 650° С 2,5 ч.
ее охлаждении от высоких температур он фиксируется в виде пересыщенного (нестабильного) твердого раствора. При этом сталь не подвергается межкристаллитной коррозии. Однако последующий нагрев металла в интервале критических температур (500—800° С) приводит к тому, что избыточный углерод выделяется из твердого раствора по границам зерен в виде сложных карбидов (рис. 42) железа и хрома [(Сг, Fe)3C или (Fe, Сг)2зСа], в которых преобладает хром. Вместе с карбидами, по-вндимому, выделяются в этих условиях и нитриды (Fe, Cr)N. В результате выделения богатых хромом карбидов (карбидонитридов) содержание хрома в пограничных слоях аустенитных зерен уменьшается до 12% и менее (рис. 43) и становится недостаточным для коррозионной стойкости металла в условиях воздействия агрессивной среды.
Сталь стойка против коррозии в кислотах, щелочах и растворах солей при содержании в ней более 12% хрома. Стойкость стали в окислительных средах, например в азотной кислоте, тем

Рис. 42. Микроструктура стали 0Х17Н5Г9АБ, хбОО:
о-в состоянии поставки: б —после провоцирующего негрева ори 650* С 2,5 ч.
выше, чем больше в ней хрома. Если в стали содержится 12% и менее хрома, она становится некоррозионностойкой в ряде сильных агрессивных сред. Кроме того, благодаря разному содержанию хрома в центральных зонах и в пограничных слоях аустенитных зерен, такой металл при контактировании с агрессивной средой (электролитом) становится системой гальванических микропар, в которых карбиды и тело зерна служат катодами, а обедненные хромом пограничные слои его — анодами. Вследствие этого растворение (разъедание) обедненных слоев зерен (анодов) происходит весьма быстро, значительно быстрее, нем растворение 10—12%-ной хромистой стали с равномерным распределением хрома.
Появление склонности аустенитной стали к межкристаллитной коррозии тем вероятнее, чем продолжительнее (в пределах от секунд до нескольких часов) металл находится нагретым в критическом (опасном) интервале температур и чем выше содержание углерода в нем. Однако после весьма длительного нагрева (сотни часов и более) при этих температурах стойкость металла против межкристаллитной коррозии восстанавливается.
31751098550Рнс. 43. Схема распределения хрома по зерну аустенитной стали типа 18-6, склонной к межкристаллитной коррозии;
а — в закаленном состовнин (нет коррозии); б —после нагрева в критическом интервале температур (есть коррозия) (/ — тело аустенитного зерне; У —карбиды
00Рнс. 43. Схема распределения хрома по зерну аустенитной стали типа 18-6, склонной к межкристаллитной коррозии;
а — в закаленном состовнин (нет коррозии); б —после нагрева в критическом интервале температур (есть коррозия) (/ — тело аустенитного зерне; У —карбиды
12776201101725Рнс. 44. Схема влияния температуры и времени выдержки на склонность аустенитной стали и аустенитных швов к межкристаллитной коррозии [146, 265],
00Рнс. 44. Схема влияния температуры и времени выдержки на склонность аустенитной стали и аустенитных швов к межкристаллитной коррозии [146, 265],
5207048133000При этом чем выше температура нагрева в интервале 500—800° С (и тем более при 850—900°С), тем меньшая продолжительность нагрева требуется для восстановления стойкости металла против межкристаллитной коррозии (рис. 44). Опыты показывают, что для этого достаточно 2—3-часового отжига при температуре 850—875° С.
31369035560хромом логран
00хромом логран
Восстановление стойкости металла против межкристал- лекня хрома), литной коррозии в данном случае обусловлено тем, что при весьма длительной выдержке при критических температурах, или отжиге при 850° С, после выделения карбидов происходит диффузия хрома из центральных зон аустенитных зерен в обедненные пограничные слои их, в результате чего содержание хрома по всему сечению зерна выравнивается,
После закалки в воде или на воздухе от температуры 1050— 1100° С аустенитная сталь становится невосприимчивой к межкристаллитной коррозии. При нагреве металла до таких температур карбиды хрома растворяются в аустените и при последующем быстром охлаждении фиксируются в нем, а содержание хрома по телу зерна выравнивается.
Предотвратить межкристаллитную коррозию аустенитной стали можно максимальным уменьшением содержания углерода в металле или введением в него карбидообразующих элементов, обладающих более сильным сродством к углероду, чем хром. Такими элементами являются титан, ниобий, тантал, Связываяизбыточный углерод стали в прочные карбиды, нерастворимые в аустените при указанных температурах закалки, эти элементы исключают возможность выделения карбидов хрома из твердого раствора и обеднение хромом границ аустенитных зерен при нагреве в критическом интервале температур. При стабилизации аустенитных сталей титаном содержание его должно быть в 5— 7 раз больше, чем избыточное (более 0,007—0,01%) содержание углерода.’
Для полного предотвращения восприимчивости аустенитной стали к межкристаллитной коррозии без стабилизации титаном или ниобием необходимо снизить содержание в ней углерода до 0,007—0,01%, что практически пока не осуществимо. Вместе с тем, опыты показывают (см. гл. V), что достаточно снизить содержание углерода до 0,03%, чтобы чистоаустенитная сталь, в том числе и с азотом, не содержащая стабилизирующих элементов, оказалась стойкой против межкристаллитной коррозии как в закаленном состоянии, так и после повторных нагревов в критическом интервале температур продолжительностью до 2—2,5 ч.
Наличие ферритной фазы в аустенитном металле уменьшает (хотя при повышенном количестве углерода и отсутствии стабилизирующих элементов полностью и не предотвращает) склонность его к межкристаллитной коррозии. Ниже на примере сварных швов будет показано, что при наличии ферритной фазы необходимость стабилизации металла титаном или ниобием для предотвращения восприимчивости к межкристаллитной коррозии отпадает, если содержание углерода в нем не превышает 0,06%, При таком количестве углерода повышение содержания азота до 0,25% в двухфазной аустенитно-ферритной стали не оказывает отрицательного влияния на стойкости ее против межкристаллитной коррозии (см.гл. VI).
Как и в случае аустенитных сталей, углерод, а также азот могут быть причиной восприимчивости к межкристаллитной коррозии высокохромистых ферритных сталей. Однако в отличие от аустенитных ферритные стали становятся восприимчивыми к межкристаллитной коррозии после высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения; последующий отпуск при температуре 760—850° С делает эти стали невосприимчивыми к этому виду коррозии. В связи с этим ферритные стали поставляются промышленности в состоянии после закалки и отпуска (отжига).
Титан в количествах, полностью связывающих избыточный углерод и азот в карбонитриды, уменьшает склонность ферритной стали к межкристаллитной коррозии. Для приобретения восприимчивости ферритной стали, содержащей титан, к межкристаллитной коррозии требуется более длительный, чем для стали без титана, высокотемпературный нагрев и последующее быстрое охлаждение. Обычно содержание титана в высокохромистых ферритных сталях в 5—10 раз превышает содержание углерода.
Высокотемпературный нагрев различной продолжительности и более-менее быстрое последующее охлаждение металла соответствует сварочному термическому циклу. Поэтому чаще межкристаллитная коррозия ферритных сталей, особенно не стабилизированных или недостаточно стабилизированных титаном, обнаруживается в сварных соединениях. В связи с этим более подробно природа этого вида коррозии ферритных сталей будет рассмотрена в разделе сварки этих сталей.
Точечная коррозия может быть как в сварных соединениях, так и в основном металле вдали от шва. Она чаще происходит в средах, содержащих ионы хлора (в том числе в морской воде). Причины точечной (питтинговой) коррозии рассмотрены в работе [192].
Сульфидные и ферритные включения, а также обедненные хромом участки в аустенитных сталях повышают склонность ее к питтингу. Возможность питтинговой коррозии во многом зависит от состава нержавеющих сталей и наличия в них неметаллических включений. Положительную роль в повышении устойчивости стали против этого вида коррозии играют хром, молибден, кремний, ванадий, никель, азот. Причем положительное влияние никеля и азота связано с образованием более стабильной гомогенной структуры.
О влиянии состава и структуры нержавеющей стали на стойкость против питтинга можно судить из данных, приведенных ниже [121]:
Потенциал прибоя
Марка стали в 3%-ном растворе
NaCl
0Х21Н6М2Т 0,563
0X2JH5T 0,428
0X2JH3T 0,298
ХІ7АГ14 V 0,193
Х14Г14НЗТ 0,023
Х18Н10Т 0,360

Стойкость против питтинга оценивается по потенциалу пробоя пассивирующей пленки в соответствующей среде, определяемому по специальной методике. Кроме потенциала пробоя, исследуемые стали испытывали [121] в растворе хлорного железа в течение 37 суток, что позволило оценить устойчивость металла против питтинга. Испытания показали, что на стали Х14Г14НЗТ питтинг появился уже через 6 суток, на стали Х17АГ14 — через 23 суток, а на стали 0Х21НЗТ—после 34 суток. На сталях 0Х21Н6М2Т и 0Х21Н5Т в этих условиях питтинговой коррозии не было обнаружено. Как следует из вывода, сталь 0Х21Н6М2Т, несмотря на двухфазную ферритно-аустенитную структуру, имеет наиболее высокий потенциал пробивания Еп и, следовательно, наилучшую в данных условиях стойкость против точечной коррозии; сталь же Х14Г14НЗТ с аустенитной структурой имеет наименьший потенциал пробоя и претерпевает точечную коррозию. Сталь марки 0Х21Н5Т с несколько меньшим содержанием никеля (на 0,7%), чем у стали 0Х21Н6М2Т, и без молибдена имеет меньший потенциал пробоя. Снижение никеля с 5—6% до 3,2% в стали с 21% Сг еще больше снижает Еп. Уменьшение содержания хрома до 17% и замена никеля марганцем и азотом (сталь Х17АГ14) уменьшает Еи до 0,193 в, а снижение хрома до 14%, даже при наличии некоторого количества никеля (3%), несмотря на гомогенную аустенитную структуру стали уменьшает Еа до минимума (0,023 в). При этом потенциал пробивания, а следовательно, и стойкость против точечной коррозии стали Х14Г14НЗТ оказываются ниже, чем стали Х1810Т.
69850-1700530
Рис. 45. График влияния хрома на потенциал железохромистых сплавов в нормальном растворе сульфатного железа в присутствии воздуха 147]. [269].
00
Рис. 45. График влияния хрома на потенциал железохромистых сплавов в нормальном растворе сульфатного железа в присутствии воздуха 147]. [269].
Таким образом, сопротивляемость нержавеющей стали точечной коррозии обеспечивается наличием в ней достаточно высокого содержания хрома, никеля, молибдена, кремния и ванадия. Марганец, титан, ниобий несколько уменьшают стойкость стали против питтинга [191]. Состав стали определяет также общую коррозионную стойкость ее в той или иной коррозионной среде. Причем влияние легирующих элементов на коррозионную стойкость в различных средах не одинаково [56].
Коррозионная стойкость сталей в окисляющих средах. Резкий скачок потенциала в положительную область и соответственно повышение коррозионной стойкости стали, особенно в окисляющих средах, наблюдается при содержании хрома более 12% (рис. 45) [47, 269].
1353185201295
Рнс. 46. Графики влияния хрома па коррозионную стойкость железохромистых сплавов в кипящей азотной кислоте концентрации/ — 65%; J-50% [47, 52).
00
Рнс. 46. Графики влияния хрома па коррозионную стойкость железохромистых сплавов в кипящей азотной кислоте концентрации/ — 65%; J-50% [47, 52).
При дальнейшем увеличении количества хрома более 15—16% коррозионная стойкость металла возрастает, хотя и с постепенным уменьшением интенсивности этого роста (рис. 46) [47, 52]. Влияние никеля на коррозионную стойкость сталей в окисляющих средах (в том числе в азотной кислоте) значительно меньше. Поэтому, например, высокохромистые безникелевые ферритные стали 0Х17Т и тем более Х25Т и хромоникелевые ферритно-аустенитные малоникелевые 0Х21Н5Т, 0Х21Н6Б, 0Х21АН5 по коррозионной стойкости не только не уступают, но в ряде случаев даже несколько превосходят хромоникелевые аустенитные стали 0Х18Н10 и Х1810Т.
Влияние хрома на коррозионную стойкость стали одни исследователи объясняют появлением на поверхности металла плотной пассивирующей пленки окислов, а другие — образованием на этой поверхности адсорбированного или химически сорбированного слоя кислорода [275]. Причем пассивирующая способность хрома сильно зависит от характера агрессивной среды: от ее окислительно-восстановительного потенциала. Так, например, присутствие в нормальном растворе сульфатного железа вместо воздуха более сильного окислителя — перекиси водорода сообщает пассивность стали не при 12% Сг, а уже при 9% Сг [269]. Если же через раствор сульфатного железа пропускать водород, то даже при 22% Сг сталь еще не пассивируется [238], и в этом случае для обеспечения коррозионной стойкости в сталь необходимо вводить никель.
Кроме основных легирующих элементов (хрома, никеля), коррозионная стойкость стали во многом зависит от содержания дополнительных легирующих элементов и примесей. На рис. 47 приведены графики влияния углерода, азота, марганца и кремния на коррозионную стойкость в азотной кислоте хромоникеле
вой стали типа 18-8 . Коррозионная стойкость стали в этой кислоте ухудшается с повышением содержания углерода и кремния и не изменяется с увеличением количества азота и марганца. Однако при чрезмерном увеличении количества марганца коррозионная стойкость стали при том же содержании хрома в окисляющих средах несколько ухудшается, хотя и не существенно [128, 146, 207, 234, 278). В азотной кислоте повышенной концентрации отрицательное влияние на коррозионную стойкость стали оказывает также молибден. Например, введение в хромоникелевую сталь типа 18-8 2—3% молибдена увеличивает скорость коррозии ее в гомогенном состоянии (после закалки) в кипящей 65%- ной азотной кислоте в два раза
190500-7131057
/ Sv N С N 007
/ Sv N С N 19685-51181070.4
Мо.з
0070.4
Мо.з
123190844550,3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.6 0.9 St
000,3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.6 0.9 St
123190-7048500.6
000.6
74930-287655\0.2 е OJ
00\0.2 е OJ
123190-495300J
000J
1720851949450.51.01.52.0 МП
Собершаиие примеси.%
000.51.01.52.0 МП
Собершаиие примеси.%
[НО].
1270242570Рис. 47. Графики влияния примесей в аустенитной хромоникелевой стали типа 18-8 на коррозионную стойкость ее в кипящей 65%-ной азотной кислоте (274].
00Рис. 47. Графики влияния примесей в аустенитной хромоникелевой стали типа 18-8 на коррозионную стойкость ее в кипящей 65%-ной азотной кислоте (274].
Как будет показано ниже на примере сварных швов, общая коррозионная стойкость хромоникелевого металла в азотной кислоте концентрации до 65% при высоких температурах при легировании ванадием и кремнием сильно снижается. Вместе с тем в более концентрированной азотной кислоте при повышенных температурах кремний оказывает положительное влияние на общую коррозионную стойкость хромоникелевых чистоаустенитных сталей, особенно при низком содержании углерода. Исследовав технологические, механические и коррозионные свойства хромоникелевых чистоаустенитных сталей типа 20-20 с весьма малым количеством углерода и различным содержанием кремния. А. А. Бабаков, Т. А. Жадан и Т. Н. Шаронова пришли к выводу, что оптимальное содержание кремния в такой стали — 5%. К сожалению, при сварке плавлением такой стали, особенно толщиной свыше 5—6 мм, приходится сталкиваться с большими трудностями из-за образования трещин в металле шва.
Весьма важным для коррозионной стойкости стали является не только и даже не столько общее содержание углерода (в обычно встречающихся в практике пределах), а в каком виде он находится в металле — в твердом растворе нли же в карбидах. Аустенитные стали в гомогенном состоянии даже при содержании до 0,2% С имеют достаточно высокую коррозионную стойкость. Отпуск же, способствующий выделению карбидов из твердого раствора, резко ухудшает стойкость стали против коррозии (рис. 48).
1344295-707390001356360300355Рис. 48. Графики влияния содержания углерода и продолжительности повторного нагрева при 650° С на коррозионную стойкость в кипящей 65%-пой азотной кислоте предварительно закаленной от 1050° С хромоникелевой стали состава: 17,9—18,4% Сг; 9,0-10,7% Ni; 0.47—0,59% Si, 0,47—0,90% Mn. Продолжительность повторного нагрева: I — 0 мин: 2 — 15 мин; з- 1 ч.- 4 - 8 ч; S - 72 ч [Эл-
00Рис. 48. Графики влияния содержания углерода и продолжительности повторного нагрева при 650° С на коррозионную стойкость в кипящей 65%-пой азотной кислоте предварительно закаленной от 1050° С хромоникелевой стали состава: 17,9—18,4% Сг; 9,0-10,7% Ni; 0.47—0,59% Si, 0,47—0,90% Mn. Продолжительность повторного нагрева: I — 0 мин: 2 — 15 мин; з- 1 ч.- 4 - 8 ч; S - 72 ч [Эл-
Коррозионная стойкость ферритных высокохромистых сталей с повышением содержания в них углерода ухудшается несколько больше, чем хромоникелевых аустенитных вследствие меньшей растворимости углерода в феррите по сравнению с аустенитом.
Отрицательное влияние углерода на общую коррозионную стойкость стали после отпуска обусловлено образованием гальванических микроэлементов карбиды — твердый раствор, уменьшением содержания хрома в твердом растворе вследствие его отбора выделяющимися карбидами [47, 110], а также местными напряжениями в решетке твердого раствора, создаваемыми дисперсными карбидными частицами. Последние заслуживают особого рассмотрения, так как в ряде случаев обусловливают локальную (сосредоточенную) коррозию металла.
П. Д. Робертсон, Р. С. Брей [178], применив общие принципы старения сплавов [158], утверждают, что только присутствие второй фазы, хотя бы и выделившейся в форме дисперсных частиц недостаточно для наблюдаемого эффекта старения (упрочнения) Лишь при когерентной связи частиц выделяющейся фазы с мат рицей, т. е. на стадии предвыделения, имеет место воэникнове ние внутренних напряжений вокруг зародышей новой фазы и свя занное с этим упрочнение металла. Образование напряженийв решетке матрицы при этом обусловлено разницей в расстояниях между атомами на плоскостях сопряжений матрицы и зародышей, а также различием в удельных объемах матрицы и заро- Действительно, выделение избыточной фазы, в том числе и карбидов, нельзя представить иначе, как процесс, протекающий во времени и включающий несколько стадий. Первая стадия — накопление растворенных атомов (в данном случае углерода, хрома, марганца) в пограничных зонах зерен до уровня состава новой фазы с сохранением когерентной связи зародышей с матрицей. Вследствие этого решетка в местах сопряжений выделяющейся фазы с матрицей находится в упругодеформированном состоянии. Вторая стадия — выделение и рост (коагуляция) новой фазы (карбидов, карбонитридов) с разрывом когерентности с матрицей и снятием упругих напряжений решетки.
-3175-1292860дышей новой фазы [63].
00дышей новой фазы [63].
-3175-1173480г ' 1 0 —, т~\ „ 1 / \и \ 'І' 3 Рис. 49. Графики влияния температуры одночасового повторного нагрева стали Х18Н10Т (1) и 0Х21Н5Т (2) на скорость коррозии в 56%-ной кішяшеіі азотной кислоте.
00г ' 1 0 —, т~\ „ 1 / \и \ 'І' 3 Рис. 49. Графики влияния температуры одночасового повторного нагрева стали Х18Н10Т (1) и 0Х21Н5Т (2) на скорость коррозии в 56%-ной кішяшеіі азотной кислоте.
Снятием напряжений в связи с полным выделением карбидов, по-видимому, и обусловлено некоторое улучшение коррозионной стойкости стали при увеличении продолжительности провоцирующего нагрева, например, более 8—24 ч в случае, представленном на рис. 48. Есть основание полагать, что карбиды выделяются не все сразу: в то время как часть карбидов выделилась, другие находятся на стадии предвыделения, а третьи — на стадии накопления элементов. Как следует из рис. 49 [89], полное восстановление коррозионной стойкости (в том числе и остаренной аустенитной стали) происходит при термической обработке (нагрев выше 900 до 1100° С, быстрое охлаждение), обеспечивающей растворение и фиксирование углерода в твердом растворе. Ферритные стали в этих условиях, наоборот, становятся восприимчивыми к межкристаллитной коррозии.
Коррозионная стойкость сталей в неокисляющих средах. Сплавы, содержащие свыше 12% Сг, коррозионностойки в большинстве агрессивных сред. Однако все сплавы системы хром —■ железо нестойки в соляной, фосфорной и плавиковой кислотах, в галоидных кислотах (особенно в хлоридах), а также в растворах серной кислоты и в других сильных неокисляющих растворах, в том числе в растворах органических кислот.
1240790115570
концентрация кислоты. % 0
Рис. 50. Графики влияния концентрации кипящей муравьиной (а) п щавелевой (б) кислот на коррозию хромоникелевой стали с 0,03% С. 17,0—18,7% Сг, 13,6—24.0% Ni я различным содержанием молибдена: і-2.7% Мо; г-э.5% Мо: з-і.7% Мо |1541, продолжительность испытаний І6Ѳ ч.
00
концентрация кислоты. % 0
Рис. 50. Графики влияния концентрации кипящей муравьиной (а) п щавелевой (б) кислот на коррозию хромоникелевой стали с 0,03% С. 17,0—18,7% Сг, 13,6—24.0% Ni я различным содержанием молибдена: і-2.7% Мо; г-э.5% Мо: з-і.7% Мо |1541, продолжительность испытаний І6Ѳ ч.
Повышение коррозионной стойкости железо-хромистых сплавов в неокислительных средах обеспечивается легированием их никелем э количестве более 10%. Вместе с тем, в ряде сред, например в слабой серной кислоте, уксусной и др., содержание никеля в стали может быть меньше 10% (сталь 0Х21Н6М2Т).
Легирование хромоникелевых аустенитных сталей молибденом, а в ряде случаев медью и сурьмой, способствует дальнейшему повышению коррозионной стойкости их в слабых, содержащих ионизированный водород кислотах [48].
Коррозионная стойкость сталей в органических кислотах. В ряде отраслей промышленности, в том числев целлюлозной, аппаратура подвергается воздействию органических кислот таких, как муравьиная, щавелевая, уксусная, не имеющих окисляющей способности, Для изготовления такой аппаратуры обычно применяют хромоникельмолибденовые аустенитные стали Х17Н13М2Т и X17H13M3T. Для изготовления аппаратуры, работающей в среде уксусной и слабой муравьиной кислот, может также применяться сталь 0Х21Н6М2Т. Для более сильных кислот этого типа таких, как кипящая муравьиная и, особенно, щавелевая кислоты, в сталь необходимо вводить до 5% Мо (рис. 50) с соответствующим повышением содержания никеля (до 20—24%) с целью предотвращения образования ферритной фазы.
Высоконикелевые аустенитные стали, содержащие 3,5— 5,0% Мо, кроме стойкости в неорганических кислотах, обладают также высокой стойкостью против точечной коррозии, а сталь с 4,5—5,0% Мо — также против действия некоторых агрессивных соединений хлора (двуокись хлора, гипохлориты и хлораты).
Коррозионная стойкость сталей в серной кислоте. По экспериментальным данным [257], хромоникелевые стали, содержащие до 10% N1, по коррозионной стойкости в разбавленной серной кислоте даже уступают сталям без хрома, т. е. хром при низком содержании никеля ухудшает коррозионную стойкость стали в этой кислоте. При содержании же никеля свыше 10% вплоть до 28—30% хром в количестве от 15 до 20% оказывает благоприятное, хотя и не столь существенное влияние на стойкость стали против действия серной кислоты. Однако хромоникелевые стали без молибдена являются практически не стойкими в серной кислоте средних концентраций. Только очень разбавленные или очень концентрированные растворы серной кислоты оказывают малое воздействие на нержавеющие стали [191].
Повысить коррозионную стойкость хромоникелевой стали в серной кислоте можно дополнительным легированием электроположительными элементами, в том числе молибденом и медью [10, 67, 188, 190, 183, 226, 245]. При добавлении к хромоникелевой стали 2,0—3,5% Мо последняя становится стойкой в серной кислоте низких и средних концентраций при низких и умеренных температурах. Например, стали марок 0Х21Н6М2Т, Х17Н13М2Т п X17H13M3T стойки в серной кислоте концентрации до 10% при температуре до 50° С и концентрации до 20% при 30° С. Несколько более коррозионностойкой в серной кислоте является сталь 0Х21Н6АМ2 [104] и 00Х17Н16МЗБ, наиболее стойкой—сталь 0Х23Н28МЗДЗТ [67].
Температуру и концентрацию серной кислоты, в условиях воздействия которых аустенитная сталь достаточно стойка, можно повысить путем дополнительного легирования медью и кремнием. Влияние молибдена и меди на коррозионную стойкость хромоникелевой аустенитной стали с 17—18% Сг и 13—20% Ni в средах, содержащих серную кислоту, хорошо видно из данных, приведенных в табл. 12 [257]. Для получения чистоаустенитной структуры при увеличении содержания молибдена необходимо повысить содержание никеля. Так. в стали с 2,7% Мо содержалось 13,0— 14,5% Ni, а при 4,5—4,7% Мо — до 20% N1.
Хромоникельмолибденомедистая чнстоаустенитная сталь 0Х23Н28МЗДЗТ, разработанная ЦНИИЧМ, вполне коррозионностойка в водных растворах серной кислоты концентрации до 40% при температуре до 70° С. Естественно, что при более низких температурах концентрация может быть несколько выше.
Если концентрация и температура серной кислоты не превы-
шают указанных для стали данного состава, то через некоторое время происходит быстрое пассирование стали путем образования на ее поверхности защитной пленки, состоящей главным образом из труднорастворимых сульфидов и оксидов [257]. Следует отметить, что при концентрации около 100% серная кислота действует как сильный окислитель. Пассирование металла при этом происходит, как и в азотной кислоте.
Повторный нагрев хро-Таблица 12
914400237490Дополнительное
легирование Убыль тол мм/год. Р< тур
85®С рсрслы 110аС
2,7% Мо 0,019 Более 75
4,7% Мо 0,010 5.3
4,5% Мо1,5% Си 0,004 0,6
* Состав водного раствора: 160 г/л серной кислоты (HjSO») + 330 г/л надсерно- кислого аммония [<NH<)sSaOe] + 40 г/л сернокислого аммония [(NH^aSO']. Продолжительность испытания 168 ч.
00Дополнительное
легирование Убыль тол мм/год. Р< тур
85®С рсрслы 110аС
2,7% Мо 0,019 Более 75
4,7% Мо 0,010 5.3
4,5% Мо1,5% Си 0,004 0,6
* Состав водного раствора: 160 г/л серной кислоты (HjSO») + 330 г/л надсерно- кислого аммония [<NH<)sSaOe] + 40 г/л сернокислого аммония [(NH^aSO']. Продолжительность испытания 168 ч.
моникельмолибденомеди- Коррозионная стойкость стой стали ухудшает ее хромоникелевой аустенитной стали кппппзипннѵю гтпйѵпгть r с различным содержанием молибдена коррозионную стойкость в в растворе сернокислого аммония * серной кислоте (рис. 51) подобно уменьшению стойкости хромоникелевой стали в азотной кислоте. Это свидетельствует, по-видимому, о том, что не обеднение твердого раствора хромом является главным фактором, обусловливающим столь существенное ухудшение коррозионной стойкости стали при повторном нагреве, так как общая коррозионная стойкость стали в серной кислоте мало зависит от возможного в данном случае изменения содержания хрома в твердом растворе, а больше — от содержания никеля, концентрация которого в твердом растворе не изменяется при выделении карбидов. Главной причиной отмеченного ухудшения коррозионной стойкости как в азотной, так и в серной кислотах при повторном нагреве стали являются напряжения в решетке, возникающие в процессе предвыделения карбидов.
Коррозионная стойкость сталей в фосфорной кислоте. На ряде химических предприятий аппаратура работает под воздействием фосфорной кислоты, относящейся к весьма агрессивной среде. Иногда в фосфорной кислоте присутствуют примеси других соединений, которые нередко усиливают агрессивность среды. Так, по данным опытов Л. И. Посы- саевой. скорость коррозии хромоникельмолибденовых аустенитных сталей в 32%-ной экстракционной фосфорной кислоте(32% Р2О5 + 2% F + 1,6% SO3) при температуре 70° С больше, чем в чистой 32%-ной Р2О5 [169]. Влияние легирующих элементов в аустенитной стали на ее коррозионную стойкость в этой среде отличается от их влияния на коррозионную стойкость стали того же класса в серной кислоте. Коррозионная стойкость хромоникелевых аустенитных сталей с добавкой молибдена и меди в 32%-ной экстракционной фосфорной кислоте при 70°С зависят главным образом от содержания молибдена, в меньшей степени— от содержания хрома и незначительно— от количества никеля и. тем более, меди. Положительное влияние молибдена до 3,0—4.5% на коррозионную стойкость стали в данных условиях особенно заметно при содержании в ней 21—23% Сг; хром в количестве до 23% увеличивает коррозионную стойкость стали только в присутствии молибдена.
69850-688975
Рис. 51. Кривые влияния температуры повторного нагрева стали Х23Н23МЗДЗ на ее коррозионную стойкость в растворах серной кислоты различной концентрации при 80° С:
J —10%; 2—25%; 3 — 35%; < — 50%. 5-70%, 6-80% [5].
00
Рис. 51. Кривые влияния температуры повторного нагрева стали Х23Н23МЗДЗ на ее коррозионную стойкость в растворах серной кислоты различной концентрации при 80° С:
J —10%; 2—25%; 3 — 35%; < — 50%. 5-70%, 6-80% [5].
Повышение количества никеля в стали от 20 до 24% не влияет на ее коррозионную стойкость в этом растворе. Дальнейшее увеличение содержания никеля до 28% (и даже до 42%) лишь немногим повышает стойкость стали против действия 32%-ной экстракционной фосфорной кислоты. Положительного влияния меди при этом не обнаружено. Весьма примечательно, что сталь указанного оптимального состава с 0,01% С в опытах не имела преимущества в части коррозионной стойкости в опробованной среде перед стабилизированной титаном или ниобием сталью идентичного состава с 0.05% С. Как показали исследования автора удовлетворительной коррозионной стойкостью в фосфорной кислоте обладают сварные соединения из стали 00Х17Н16МЗБ, разработанной автором с сотрудниками совместно с работниками Северо-Донецкого химкомбината. Некоторое увеличение содержания хрома и никеля в основном металле и шве и наличие азота в последнем несколько улучшает общую коррозионную стойкость сварных соединений в экстракционной фосфорной кислоте.
Весьма перспективными являются хромоникельмолибденовые аустенитные стали с весьма низким содержанием углерода, дополнительно легированные азотом, например 000Х20Н16АМЗ.
ЖАРОПРОЧНОСТЬ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
В данной книге описаны только высокохромистые жаропрочные стали мартенситно-ферритного класса. Поэтому ограничимся рассмотрением влияния элементов на жаропрочность именно этих сталей, не касаясь жаропрочных сталей и сплавов аустенитного класса.
Под жаропрочностью понимают способность металла длительное время противостоять внешним механическим напряжениям при высоких температурах. С повышением температуры требуемое для пластического течения металла напряжение снижается. Тем более это напряжение меньше при длительном воздействии на металл при высоких температурах. Чем выше температура и напряжение, при которых металл не претерпевает пластическую деформацию в условиях длительного нагружения, тем он более жаропрочен.
При длительном воздействии приложенных напряжений в условиях высоких температур, превышающих допустимые для данного металла, он претерпевает пластическое деформирование (ползучесть) и разрушается. Для предотвращения явления ползучести и, следовательно, обеспечения требуемой длительной прочности стали необходимо, чтобы температура рекристаллизации ее была бы выше рабочей, или предел упругости данной стали был бы выше рабочего напряжения при данной рабочей температуре.
Жаропрочность обеспечивается за счет упрочнения твердого раствора стали легирующими элементами, создающими поле напряжений вокруг дислокаций, за счет карбидов в металле, являющихся дополнительными препятствиями перемещению дислокаций, а также стабилизации структуры путем введения в металл карбидообразующих элементов (ванадия или ванадия и ниобия), обладающих более высоким химическим сродством к углероду, чем хром. Благодаря введению сильных карбпдообразующих, предотвращается переход хрома и других упрочняющих элементов (Mo, W) из твердого раствора в карбиды в условиях длительного нагружения при высоких температурах, обеспечивая тем самым стабильность свойств твердого раствора, отсутствие диффузионных процессов в металле и, следовательно, сопротивляемость его ползучести.
Как указывается многими исследователями, сопротивляемость деформированию и разрушению металла в условиях длительного нагружения при высоких температурах возрастает с увеличением силы межатомной связи, упругих постоянных, сопротивляемости электронов перераспределению под нагрузкой. Высоким сопротивлением сдвиговой деформации должен обладать твердый раствор с высоким значением модуля упругости и большими внутренними напряжениями; при этом особенно важное значение имеют внутренние напряжения, связанные с наличием небольших групп растворенных атомов с отличным от атомов основы стали размером, т. е. создающих поля напряжений вокруг дислокаций.
Элементами, повышающими жаропрочность ІО—12%-ного хромистого металла, является молибден, вольфрам, ванадий, ниобий и титан. Причем молибден и вольфрам, растворенные в феррите, упрочняют его. Ванадий, ниобий, титан, связывая углерод в устойчивые карбиды, обеспечивают стабильность твердого раствора. Упрочненный молибденом и вольфрамом высокохромистый феррит и карбиды обеспечивают высокое сопротивление ползучести стали.
Установлено, что наиболее высокая жаропрочность 10— 12%-ной хромистой стали при температурах 600—630° С получается при легировании ее 0,6—0,8% Мо, около 4% W, 0,20— 0,30% V и 0,15—0,30% Nb [197]. Твердый раствор имеет высокую стабильность в присутствии одновременно титана и ниобия; один титан оказывает недостаточно стабилизирующее действие. Обнаружено снижение жаропрочности высокохромистой стали при увеличении содержания ванадия более 0,3%. На основании данных В. А. Ильиной и В. К. Крицкой [65] это явление объяснено уменьшением межатомной связи в феррите при растворении в нем ванадия [197]. Стали, содержащие оптимальное количество упрочняющих и стабилизирующих элементов, наряду с высокой жаропрочностью обладают пониженной вязкостью благодаря повышенному количеству ферритной фазы. Л. Я. Либерман и А. В. Боева [131] указывают на отрицательное влияние структурно свободного феррита (более 20%) на жаропрочность стали.
Ряд исследователей разработали марки высокохромистых жаропрочных сталей ЭИ802, ЭИ756, ЭИ993 и др., которые в последние годы все больше применяются в паротурбостроении.
МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЕ ОСОБЕННОСТИ СВАРКИ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
ГЛАВА И
ЛЕГИРОВАНИЕ МЕТАЛЛА ШВА
ПРИ СВАРКЕ
НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
При сварке нержавеющих сталей легирование швов осуществляется главным образом через присадочную проволоку, реже — через так называемые керамические флюсы, а также через покрытие электродов. Причем в последнем случае чаще происходит не полное, а лишь частичное легирование металла шва.
Весьма часто, исходя из условий эксплуатации сварных изделий и соответственно требуемых свойств металла шва, химический состав его даже на одной и той же марке стали принимают отличным от состава свариваемой стали.
103505048895
Рнс. 52. Диаграмма влияния элементов на структуру металла сварных швов іШеффлера].
00
Рнс. 52. Диаграмма влияния элементов на структуру металла сварных швов іШеффлера].
Кроме того, при дуговой сварке, в зависимости от защитной среды происходит изменение состава капель электродного металла (и в меньшей степени — металла сварочной ванны) по сравнению с исходным составом вследствие металлургических реакций в зоне сварки.
Поэтому, за редким исключением, присадочные проволоки, применяемые для сварки нержавеющих сталей, по химическому составу не идентичны основному металлу. Особенно это относится к материалам, применяемым для газоэлектрической сварки в активных средах и для сварки под плавленными активными флюсами.
Состав металла шва выбирается прежде всего в зависимости от марки свариваемой стали, ее свариваемости, а также от
требуемых механических свойств и коррозионной стойкости сварных соединений. Химический состав шва определяет его структуру, от которой в свою очередь зависят как механические свойства, так и коррозионная стойкость металла, а также его технологичность (стойкость против образования трещин).
Таблица 13
Эквиваленты аустенитизирующего н феррнтнэнрующего влияния различных элементов в высоколегированных сварных шаах по отношению к никелю и хрому, действие которых принято за единицу
Элемент э„„ алеитные коэффициент н литсрат рные
[266) [232] (2371 [2281 [І<52[
Аустенитизирующпе э іемент Никель I [ 1 1 1
Марганец 0,5 0,5 0,5 0,5 0,5
Углерод 30 30 30 — 30
Азот — Хром . . . , Молибден . Вольфрам . Кремний . Ванадий . . Тантал . . . Алюминий Титан . . Ниобий .
Феррптизнрующие эле
1
1 1
2 1
2 1,5
1,5 L 0,5 = 5
2 -
Для определения структуры высоколегированных сварных швов по их химическому составу обычно пользуются структурной диаграммой Шеффлера (рис. 62) [266], являющейся развитием диаграммы Маурера (см. рис. 11). При этом учитывается соответствующее аустенитизирующее и ферритизирующее действие всех присутствующих легирующих элементов (табл. 13), которое ■для сварных швов несколько иное, чем для катаной стали и даже стального литья (см. табл. 3).
Эквивалентное действие легирующих элементов на структуру сварных швов по отношению к никелю я хрому ориентировочно выражают следующими коэффициентами:
№ека = % Ni + 30% С + 30% N + 0,5% Мп,
Сг9КВ = % Сг + 2% Мо + 1,5% Si + 5% Ті + 2% Nb + 2% Al ++ 1,5% W + V.
По заданному составу шва выбирают присадочную проволоку или электроды, учитывая при этом марку свариваемой стали, примерные доли электродного и основного металлов, из которых состоит шов, зависящие от режима сварки, а также степень выгорания элементов при сварке и переход нх из флюса или из покрытия электродов в шов, которые в свою очередь зависят от режимов сварки и содержания этих элементов в проволоке и электродном покрытии или их окислов во флюсе и покрытии.
6. МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЕ ОСОБЕННОСТИ ДУГОВОЙ СВАРКИ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
Современные нержавеющие стали, даже не подвергнутые специальному металлургическому улучшению — вакуумному, электрошлаковому, плазменно-дуговому переплавам,— отличаются хорошей раскисленностью и высокой чистотой по кислороду и вредным примесям. Поэтому с целью приблизить свойства металла шва к свойствам основного металла при сварке стали стремятся ограничить насыщение сварочной ванны кислородом, серой, фосфором, а в ряде случаев — углеродом и даже кремнием и, кроме того, обеспечить хорошее раскисление жидкого металла, а также измельчить структуру шва. Все это тем более важно, что литой металл шва, как 'Правило, по пластичности и вязкости несколько уступает основному катаному металлу. Засорение же шва указанными примесями может привести к ухудшению его свойств и снижению работоспособности сварных изделий. Кроме того, несмотря на большую растворимость и полезность азота в высоколегированном металле по сравнению с углеродистым нелегированным или низколегированным, чреэ- мерное насыщение жидкого металла сварочной ванны азотом за счет воздуха (при сварке без защиты) может вызвать пористость шва особенно прн многослойной сварке. Подтверждением этого является образование пор в многослойном шве в местах, где нарушалась защита зоны сварки из-за плохой подачи флюса или газа. Контактирование жидкого металла с воздухом при сварке тем более нежелательно, так как одновременно с азотом в металл шва может попадать в большом количестве также и кислород. Причем кислород, попавший в большом количестве в металл вместе с азотом, остается в нем как в растворенном виде, так и в виде оксидных включений, ухудшая механические свойства. В последнее время установлено, что азот прн контактировании с жидким металлом в чистом виде или в смеси с инертной средой (аргоном, гелием) растворяется в нем в значительно меньшем количестве, чем в присутствии кислорода [206, 26, 28]. Раньше считали [157, 61, 62], что присутствие кислорода в зоне сварки, например при сварке в углекислом газе, уменьшает насыщение металла шва азотом вследствие нерастворимости закиси азота в жидком металле. В. И. Дятлов полагает, что образовавшаяся при высоких температурах закись азота хорошо адсорбируется поверхностью жидкого металла капель электрода, затем при понижении температуры диссоциирует на поверхности, и атомы азота и кислорода растворяются в металле. Естественно, что при этом значительная часть азота и тем более кислорода образуют оксиды и нитриды.
В качестве защитной среды при дуговой сварке нержавеющих сталей так же, как и при сварке ответственных изделий из конструкционных сталей, применяют газы и шлаки, а чаще — комбинированную шлакогазовую защиту. К чисто газовым защитам относятся аргон, гелий, углекислый газ, смеси аргона с гелием, аргона с кислородом или углекислым газом, к шлаковым, точнее, к шлако-газовым защитам,— покрытия ручных металлических электродов, флюсы. В каждую из этих групп входят нейтральные защитные среды, не вступающие или частично вступающие во взаимодействие с жидким металлом, и активные защитные среды, вступающие в химическое взаимодействие с жидким металлом капель электродного металла п сварочной ванны.
Нейтральной газовой защитной средой, наиболее часто применяемой при сварке нержавеющих сталей, является аргон, реже— гелий или смесь этих газов. Из активных газов наиболее часто используют смеси аргона с кислородом или с углекислым газом, а также чистый углекислый газ. Для сварки хромонике
левых аустенитных и ферритно-аустенитных сталей можно также применять чистый азот, что в практике, однако, не имеет места.
В аргоне, применяемом для сварки, содержится не более 0,08% азота и не более 0,015% кислорода. При таком количестве примесей ощутимого насыщения металла шва азотом не наблюдается, что весьма важно при сварке черных сталей. При выполнении аустенитных швов, не содержащих ниобий и титан, наличие в аргоне до 6% азота оказывается не только не вредным, но даже полезным. В ряде же случаев, особенно при выполнении аустенитно-ферритных швов с заданным количеством ферритной фазы, при сварке хромистых мартенситных сталей проволоками, по составу близкими к основному металлу, содержащими титан, ниобий, чрезмерное насыщение сварочной ванны азотом оказывается нежелательным. Поэтому содержание азота в аргоне ограничивают.
Что касается углекислого газа, применяемого для сварки, то содержание в нем азота ограничивается 0,1%, так как насыщение последним сварочной ванны в присутствии кислорода, образующегося в дуге вследствие диссоциации углекислого газа, более значительно, чем при сварке в аргоне. Особенно опасно насыщение сварочной ванны азотом при сварке черных металлов или комбинированных соединений конструкционных углеродистых или низколегированных сталей с аустенитными. Достаточно чистый от примесей углекислый газ находит все возрастающее применение в качестве защитной среды не только при сварке конструкционных, но и высоколегированных сталей.
Таким образом, при сварке можно применять следующие смеси газов: аргон + гелий, аргон + азот, аргон + кислород, аргон + углекислый газ. При сварке в чистом аргоне или смеси аргона с гелием вследствие весьма незначительного количества в них кислорода наплавленный металл мало отличается от электродного. Титана, например, из проволоки в шов переходит 80—90%. Шов при этом достаточно чист от шлаковых включений и газов. При сварке же в газах, содержащих кислород, в том числе и в углекислом газе, наблюдается интенсивное выгорание титана, марганца, кремния, в меньшей степени — хрома, ниобия. Так, при сварке в углекислом газе титан из хромоникелевой проволоки выгорает на 65—85%, марганец — на 30—40%, кремний— на 25—35%, хром —на 10—20%, ниобий—на 20—30%. Если в нержавеющих присадочных проволоках содержится свыше 0,07—0,08% углерода, то он выгорает при сварке в углекислом газе на 5—15%, а при содержании его в проволоке меньше
0,07—0,08% происходит некоторое науглероживание металла шва за счет газовой фазы [263, 279, 145].
Переход элементов из проволоки в шов зависит от режима сварки. С повышением напряжения дуги возрастает время пребывания жидкого электродного металла в дуге (время накопления капли на электроде и переноса его в ваниу), вследствие чего полнота реакций взаимодействия этого металла с защитной средой (газом, шлаком) при сварке возрастает. Увеличение силы тока действует в противоположном направлении [62, 157].
Для компенсации выгорания легкоокисляющихся элементов содержание их в проволоке и в электродах должно быть соответственно более высоким, чем требуемое количество этих элементов в металле шва. Кроме того, с целью уменьшения выгорания титана и ниобия, необходимых в ряде случаев для связывания углерода, в проволоку дополнительно вводят алюминий, отличающийся наиболее сильным из всех отмеченных элементов химическим сродством к кислороду. Так, например, при сварке в углекислом газе введение в проволоку 0,54% АІ уменьшило выгорание титана до 50—60% вместо 65—85% без алюминия и ниобия до 15—25% вместо 20—30%. При этом значительно уменьшилось выгорание марганца, а хром практически не выгорал и полностью перешел в шов.
Введение в хромоникелевую проволоку титана или, тем более, совместно титана, алюминия, большого количества кремния и марганца при сварке в углекислом газе способствует переходу углерода из газовой фазы в шов, что необходимо учитывать при изготовлении химической аппаратуры из нержавеющих сталей.
В качестве защитной среды при автоматической дуговой сварке широко применяют флюсы.
К. В. Любавскнн [132] показал, что для сварки высоколегированных сталей следует применять низкокремннстые флюсы основного типа. Для уменьшения окисления хрома при спарке нержавеющих сталей А. Е. Асннс, Б. И. Медовар [9], И. Г. Керр и Д. А. Кельмер [244] рекомендуют снижать также содержание окиси марганца во флюсе. Кроме того, известно, что повышение окиси марганца во флюсе вредно и с точки зрения увеличения содержания в шве фосфора, попадающего вместе с марганцевой рудой, вводимой в шихту флюса при его выплавке.
Понижение кислотности флюса (содержания кремнезема), предназначенного для сварки нержавеющих сталей, целесообразно в ряде случаев для уменьшения выгорания карбидообраэую- щих элементов и хрома, а также для уменьшения перехода кремния в шов. Для автоматической сварки высоколегированных сталей чаще всего применяют флюсы с минимальным содержанием кремнезема, двуокиси титана и окислов марганца —АН-22 и АН-26. Однако эти флюсы содержат до 30—32 БіОг и поэтому являются в некоторой степени окислительными. Такое количество кремнезема в них обусловлено технологическими трудностями получения зернистого безкремнистого флюса, а также необходимостью обеспечения хорошего формирования шва и предотвращения порообразования в нем, вызываемого водородом. При сварке под этими флюсами происходит весьма интенсивное выгорание титана и алюминия, практически не позволяющее легировать шов этими элементами через проволоку. Кроме того, восстанавливается из флюса и переходит в шов кремний, что в ряде случаев, например при сварке чистоаустенитных хромоникелевых, ферритных или мартенситных хромистых нержавеющих сталей, нежелательно.
Во флюсе марки АНФ-14, предназначенном для замены флюса АН-26, содержится 14—16% кремнезема, что уменьшает окислительную способность шлака и переход кремния в шов. Отмеченных недостатков лишены так называемые безкислородные фторидные флюсы, предложенные в 1955 г. Б. И. Медоваром и С. М.' Гуревичем [140]. К ним относятся флюсы АНФ-1, АНФ-5, АНФ-6, АНФ-7 и флюсы 48-ОФ-6 и 48-ОФ-Ю близкие к последним по содержанию кремнезема. При сварке под этими флюсами переход титана из проволоки в шов составляет 75—80%, что позволяет подобно сварке в аргоне легировать наплавленный металл легкоокисляющимися элементами — титаном и даже алюминием. При этом почти исключается окисление хрома и ниобия и переход кремния из флюса в шов; наблюдается лишь некоторое испарение марганца. Кроме того, исключается опасность обогащения сварочной ванны фосфором; наблюдается даже некоторое обесфосфоривание и обессеривание сварочной ванны.
Недостатком фторидных флюсов является плохое формирование сварных швов, а также плохие гигиенические условия работы с ними в связи с пылевидной их грануляцией. При выполнении однофазных аустенитных швов под этими флюсами не всегда удается избежать образования горячих трещин.
В последнее время автор с сотрудниками предложили для сварки глубокоаустенитных хромоникелевых, хромоникельмолибденовых и особенно хромоникельмолибденомедистых сталей высокоокислительный нпзкокремнистый флюс АН-18 [103]. Для сварки жаропрочных высокохромистых мартенситных сталей успешно применен аналогичной системы, но несколько менее окислительный флюс АН-17 [102], предложенный ранее Б. С. Касаткиным, В. Ф. Мусияченко и Ю. Н. Вахниным для сварки высокопрочных углеродистых и низколегированных конструкционных сталей [70].
В швах, сваренных иод окислительными ннзкокремнистыми флюсами, содержится несколько больше кислорода и неметаллических включений [102], чем в швах, выполненных под фторидны- ми флюсами или, тем более, аргоно-дуговой сваркой, но значительно меньше, чем при сварке без защиты. С повышением содержания во флюсе окислов железа при прочих равных условиях количество кислорода в шве возрастает. Титан и алюминий, содержащиеся в проволоке, выгорают при сварке под этими флюсами столь же интенсивно, как и при сварке под флюсом АН-26, С увеличением содержания титана в проволоке свыше 0,8—1,0% резко возрастает количество его окисла в металле шва, вследствие чего сильно падает пластичность и вязкость металла. То же самое наблюдается при увеличении марганца свыше 3%. Вместе с тем, как показали опыты автора, швы, сваренные под флюсом АН-18 на стали 0Х23Н28МЗДЗТ с 0,7% Ті проволокой того же состава, имеют вполне удовлетворительную ударную вязкость даже при весьма низкой температуре — 8,0—9,7 кГ-м/см2 при —253° С.
В значительно меньшей степени, чем титан, выгорает ниобий при сварке под флюсом АН-18 (коэффициент перехода 0,55— 0,65), что позволяет успешно использовать последний для сварки аустенитных нержавеющих сталей проволоками с ниобием. При сварке под Этим флюсом обычно наблюдается выгорание кремния и марганца из проволоки, а при повышенном содержании в проволоке легкоокисляющихся элементов в зависимости от режима сварки (при высоком напряжении дуги) может происходить даже некоторое восстановление кремния из флюса и переход его в шов. Однако даже в этом случае, например при сварке проволокой с высоким содержанием марганца, благодаря повышенному содержанию окислов железа и пониженному содержанию кремнезема в этом флюсе кремневосстановительные реакции в зоне сварки заторможены и кремний переходит из флюса в шов меньше, чем, например, при сварке под флюсом АН-22 (18—21,5% кремнезема и 7—9% окиси марганца) и, тем более, под флюсом АН-26 (30—32% кремнезема и 2,5—3,5% окиси марганца) (табл. 14).
Влияние флюса и содержания легкоокисляющихсн элементов я прояолоке на химический состав 7—8-слойного наплавленного металла
Химический состав, "о
Марка сварочной проволоки Флюс Объект
испытания Мп S1 Сг ж ТІ Nb Al S p
Проволока 0.05 1.43/0.58 18,1 9.9 - - 0,012 0,020
АН-22 Шов 0,05 2.21 0,62118,0 10,0 - - - 0,010 | 0,022
СВ-04Х19Н9 АН-26 0,06 1.12 1,06 17,8 Не определялось 0,011 0,023
АН-18 0.05 0,83 0,28 17,2 . - - — І0.0063 0,022
Проволока 0.07 1.73 0,601 20,1 10,0 - 1,30 — jo,010 0.016
АН-22 Шов 0,07 j 2.40 1 0,50 [ 19,6 9,9 - 0,95 — jo,009 0,028
Св-08Х19Н10Б АН-26 0,07 1,08 1,10 19,0 Не определялось - 0,80 - 0,010 0,024
АН-18 0.07 0.85 ',44 18.8 . - 0,78 - 0,006 0,024
- Проволока 0.07 1.20 1,0 18,5 10,0 1,00 - 0,75|0,016 10,028
Св-07Х18Н9ТЮ АН-22 Шов 0,07 2,65 1,18 18,0 Не определялось 0.18 - 0,08 0,008 0,030
АН-26 0.06 1,0711,80 18.0 , 10,17 _ 0.07 1,013 0,026
АН-18 0.06 0,64 0.53 17.6 . 10,14 — 0,06 0,007 0,025
Проволока 0,07 6.73 0,59 20,0 10.1 0,70 He определялось
Сн-08Х20Н9Г7Т АН-22 Шов 0,07 6,55 1,07 19,2 Не определялось 0,20 “ АН-26 0.07 4,56 1,691 19,1 . 10.18 - - АН-18 0.07 4,20 1 0,75 19,0 - 0,15 - - . i .
Исходя из условий нормального хода плавки флюса и получения нормальной его грануляции (зернистости), возможности увеличения выгорания кремния из проволоки за счет понижения содержания кремнезема во флюсе с повышенным количеством окислов железа ограничены. При необходимости более интенсивного выгорания кремния и. тем более, одновременного и дополнительного легирования шва марганцем, хромом и другими элементами следует пользоваться специальными низкокремнистыми керамическими флюсами или ручными электродами с окислительным низкокремнистым или безкремнистым покрытием.
48895-292735Л," у
/ ?! о -- гѵ -7
?
«олиѵеетбоСа COj.%
холиѵестбо Са fj.X
00Л," у
/ ?! о -- гѵ -7
?
«олиѵеетбоСа COj.%
холиѵестбо Са fj.X
64135513080Рис. 53. Графики влияния соотношения количества мрамора и плавикового шпата в покрытии электродов из проволоки Св 06Х19Н9 на коэффициенты перехода углерода (I). хрома (2), марганца (3) п кремния (4) в наплавленныя металл [59].
00Рис. 53. Графики влияния соотношения количества мрамора и плавикового шпата в покрытии электродов из проволоки Св 06Х19Н9 на коэффициенты перехода углерода (I). хрома (2), марганца (3) п кремния (4) в наплавленныя металл [59].
При ручной сварке нержавеющих сталей толстопокрытыми электродами наблюдаются те же металлургические реакции между жидким металлом с одной стороны и шлаком и газом с другой, что и при сварке под флюсом. Поэтому для сварки этих сталей применяют электроды с покрытием на фтористокальциевой основе. При этом в зоне дуги происходит распад карбонатов по реакции:
СаСОз -*■ СаО + С02 -* СаО +
+ со2 + СО + Ос образованием значительного количества газов С02. СО и О. Газовая фаза в дуге при сварке электродами с фтористо-кальциевым покрытием по качеству близка к защитной среде при сварке в углекислом газе. Количество кислорода, участвующего во взаимодействии с жидким металлом, в первом случае меньше, чем во втором. причем количество его пропорционально содержанию мрамора в покрытии электродов и коэффициенту веса покрытия с учетом кислорода окислов железа и кремния, присутствующих в покрытии.
На рис. 53 приведены графики, характеризующие влияние соотношения количества СаСОз и CaF2 в простейшем двухкомпонентном покрытии хромоникелевых аустенитных электродов на коэффициенты переходов С, Сг, Мп и Si из проволоки в наплавленный металл при коэффициенте веса покрытия 0,3 [59J. Из графиков видно, что переход в шов марганца и хрома с повышением количества мрамора в покрытии до 60% мало изменяется. Лишь при увеличении мрамора свыше 70% наблюдается некоторое выгорание хрома. Более существенно изменяется при этом переход кремния и углерода. При увеличении мрамора более 20% кремний выгорает, а углерод восстанавливается из газовой фазы и переходит в шов. Исходная концентрация углерода в опытах составляла 0,05%.
Более поздние опыты Московского опытно-сварочного завода и Института электросварки им. Е. О. Патона по сварке нержавеющих сталей с весьма низким содержанием углерода показали.
2413027305___ Сг Мп к Si к 6 ю / / І—е
Рис. 54. Графики влипшія количества гематита в покрытии электродов из проволоки Св-04Х19Н9 на переход элементов в наплавленный металл. Состав проволоки: 0.04% С, 1.39% Мп, 0,76% S1, 19.3% Сг, 9,1% Ni; состав покрытия: 20% СяСОі (мрамор). 68—53% СаР2, 4% АЬО}, 10% ТіО,, 1,5% бентонита.
00___ Сг Мп к Si к 6 ю / / І—е
Рис. 54. Графики влипшія количества гематита в покрытии электродов из проволоки Св-04Х19Н9 на переход элементов в наплавленный металл. Состав проволоки: 0.04% С, 1.39% Мп, 0,76% S1, 19.3% Сг, 9,1% Ni; состав покрытия: 20% СяСОі (мрамор). 68—53% СаР2, 4% АЬО}, 10% ТіО,, 1,5% бентонита.
что науглероживание швов за счет газовой фазы наблюдается при повышении содержания мрамора в покрытии высоколегированных электродов более 10%.
При отсутствии мрамора в покрытии наблюдается увеличение

Рис. 55. Графики влияния количества гематита в покрытии электродов из проволоки Сп-08Х19Н10Б па переход ниобия в наплавленный металл.
Состав проволоки: 0.96% С, 1,73% Мп, 0,50% Si. |В.6% Сг, 9,7% N1. 1,2% Nti. Содержание компонентов покрытия.
20% СаСо». 53—46% СаРв, 25% ТЮ„ 1,5% бентонита, 0.5% поташа
содержания кремния в шве за счет восстановления его из сухого остатка силикатного жидкого стекла; коэффициент перехода при этом составляет 1,3 [59], В ряде случаев наличие даже сухого остатка жидкого стекла в покрытии электродов оказывается достаточным для того, чтобы содержание кремния в наплавленном
металле увеличилось до 2% и более [109]. Естественно, что при повышении содержания в покрытии кремнезема за счет других компонентов переход кремния в шов может возрастать даже в присутствии мрамора, ухудшая свойства металла, При уменьшении же количества мрамора тем более необходимо принять меры для предотвращения перехода кремния в шов. Необходимость этих мер вызывается, кроме того, следующими причинами. При снижении содержания мрамора в покрытии приходится повышать количество плавикового шпата в нем, что, как известно, ухудшает стабильность горения дуги. Для улучшения стабильности дуги в покрытии рассматриваемых электродов обычно повышают количество двуокиси титана, что в свою очередь несколько усиливает интенсивность кремневосстановительной реакции [60].
При сварке некоторых сталей повышение содержания углерода и кремния в шве недопустимо; в отдельных случаях оказывается необходимым также свести до минимума выгорание легкоокисляющихся элементов АІ, Ті и др. Для этого электродные покрытия должны быть полностью нейтральными, т. е. не содержать SiOz и других легковосстанавливаемых окислов, а состоять только из стойких окислов CaO, MgO, AI2O3 и галогенидов. В качестве связующего таких покрытий рекомендуется применять высокоглиноземистые цементы в комбинации с добавкой алюмината натрия [164]. Следует, однако, отметить, что производство электродов с использованием таких связуюших материалов встречает трудности и пока не налажено.
Опыты автора, проводимые совместно с В. Н, Липодаевым, показали, что при отсутствии необходимости легировать шов легкоокисляющимися элементами — алюминием, титаном — можно успешно применять электроды с окислительным низкокремнистым покрытием. Вводя в состав покрытия окислы железа — железную окалину, гематит, либо лучше всего магнетит, содержащий меньше фосфора и серы, и снизив до 10—20% количество мрамора, возможно не только предупредить науглероживание и переход кремния в шов, но и обеспечить некоторое выгорание этих элементов. Так, например, при введении 10% гематита в покрытие электродов из проволоки Св-04Х19Н9, состоящее из 20% мрамора, 55% плавикового шпата, 4% окиси алюминия, 10% двуокиси титана, 1% бентонита и 30% силикатного стекла, содержание кремния в восьмнслойной наплавке снизилось с 0,36% (наплавка электродами с покрытием без гематита) до 0,10— 0,12% и углерода — с 0,05% до 0,03%, При этом уменьшилосьтакже содержание хрома и, особенно, марганца в наплавленном металле. Влияние количества гематита РедОз в покрытии указанного состава с соответствующим изменением содержания плавикового шпата в нем на переход элементов из проволоки в наплавленный металл показано на рис. 54 и 55, Отметим, что содержание мрамора в покрытии может быть уменьшено до 8—10%. а двуокиси титана увеличено до 20—25%. Электроды с таким покрытием, содержащие 2—5% железной окалины, гематита или магнетита, могут применяться для сварки хромоникелевых аустенитных, а также ферритно-аустенитных нержавеющих сталей с весьма низким содержанием углерода (до 0,03—0.05%) при изготовлении оборудования химической промышленности в других отраслях техники.
1334770-646430001304290290830переход в наплавленный металл. Состав покрытия: 20% CaCoj, S3—11% CaF,. 10% TiOj, 8% Cr, 5% FejOj, 15%
00переход в наплавленный металл. Состав покрытия: 20% CaCoj, S3—11% CaF,. 10% TiOj, 8% Cr, 5% FejOj, 15%
В случае сварки хромоникельмарганцевых аустенитных сталей с весьма низким содержанием углерода, а также сталей, содержащих титан или алюминий, проволоками идентичного состава введение в покрытие окислов железа нецелесообразно из условий предотвращения выгорания марганца, титана, алюминия. В этом случае в покрытие электродов с минимальным содержанием мрамора (8—10%) и повышенным — двуокиси титана и плавикового шпата, а также компонентов для технологичности покрытия и ферросплавов для дополнительного легирования металла шва окись железа можно не вводить, Например, при необходимости связывания углерода шов можно дополнительно легировать ниобием. Примерное количество требуемого ниобия в покрытии такого типа показано на рис, 56.
7. ТРЕЩИНЫ ПРИ СВАРКЕ
НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
При сварке нержавеющих сталей в сварных швах часто образуются трещины. В зависимости от состава и структуры металла шва трещины могут быть горячие или холодные. Горячие трещины образуются при высоких температурах и имеютмежкристаллитный характер, Холодные трещины являются закалочными. образуются при температурах ниже 300° С и имеют преимущественно транскристаллитный характер разрушения металла, Они образуются при сварке мартенситных и ферритномартенситных сталей проволоками идентичного с основным металлом состава.
Возникновение закалочных трещин связано с температурой 7 —* М-превращсния и величиной возникающих в металле объемных напряжений [227, 134], Вероятность появления таких трещин возрастает, если распад аустенита металла шва происходит при температурах ниже 290° С [227], С увеличением толщины свариваемого металла возможность образования холодных трещин возрастает. Насыщение сварочной ванны водородом также способствует образованию в швах холодных трещин.
Для предотвращения закалочных трещин применяют предварительный и сопутствующий местный или общий подогрев изделий при сварке и последующее медленное охлаждение. Трещины предотвращаются благодаря тому, что подогрев металла повышает температуру? —М-превращения и уменьшает интенсивность нарастания сварочных напряжений в нем. Горячие трещины чаще образуются в аустенитных швах, реже — в ферритно-мартенситных и ферритных. Для предотвращения горячих трещин в таких швах используют металлургические способы — соответствующее легирование и модифицирование металла, а также технологические меры — уменьшение глубины провара и жесткости свариваемых соединений, ускорение охлаждения шва и др.
По существующему в настоящее время мнению большинства исследователей трещины, возникающие в условиях затвердевания металла и последующего охлаждения, разделяются на кристаллизационные, образующиеся в металле при его твердо-жидком состоянии в процессе кристаллизации, и н о- л и г о н и з а ц и о н н ы е, связанные с образованием новых (вторичных) границ (высокотемпературной грануляцией) в уже затвердевшем металле в результате упорядочения несовершенств кристаллической решетки (процесса полигонизации).
А. А. Бочвар, Д. М. Рабкин, И. И. Фрумин, Н. Ф, Лашко, С, В. Лашко-Авакян, Б. И. Медовар связывают возможность образования кристаллизационных трещин с существованием в затвердевающем металле сварного шва или слитка остаточной жидкости, обогащенной ликватами. Сохранение этой жидкости между ветвями дендритов металла к моменту нарастания сварочных или усадочных напряжений приводит к образованию
трещин в нем. Как правило, кристаллизационные трещины возникают в сплавах с относительно большим интервалом затвердевания. Трещины берут свое начало в междендритных пространствах и, следовательно, связаны с границами первичных кристаллитов.
Снижение содержания элементов и примесей, образующих или способствующих образованию легкоплавких эвтектик (сера, фосфор, кремний, углерод, ниобий и др.), уменьшение сплошности и общей протяженности прослоек жидкой эвтектики, например измельчением и дезориентированием структуры металла, а также уменьшение интенсивности роста величины напряжений в металле в момент пребывания его в критическом интервале температур повышают стойкость сварных швов против образования кристаллизационных трещин.
Н. Н. Прохоров, В. П. Демьянцевич связывают возможность образования горячих трещин в сварных швах с технологичной прочностью металла при высоких температурах, т. е. способностью металла претерпевать без разрушения упруго-пластическую деформацию при высоких температурах в процессе остывания при сварке. Деформационная способность металла шва при высоких температурах определяется соотношением между температурным интервалом хрупкости, интенсивностью нарастания напряжений (и соответственно деформаций) по мере снижения температуры и пластичностью металла в температурном интервале хрупкости. В условиях, когда фактические деформации превышают деформационную способность металла шва при высоких температурах, в нем образуются горячие трещины.
Б. А. Мовчан [153, 154, 15!э] указывает на то, что возникновение горячих трещин в сталях с однофазной аустенитной структурой связано с явлением полигонизации металла—образованием в уже затвердевшем металле вторичных границ кристаллитов в результате перемещения и группировки дислокаций. М. X. Шор- шоров и Ю. В. Соколов [208], исследуя свариваемость сплава Х20Н65В15, экспериментально подтвердили, что горячие трещины образуются при температуре ниже солидуса, когда наиболее вероятна полигонизация.
По мнению Б. А. Мовчана, вокруг дислокаций на полигониза- ционных границах группируются также примеси — сера, углерод и фосфор, снижающие междуатомные связи, а также коагулируют вакансии, вследствие чего вторичные границы разрыхляются, С увеличением плотности дислокаций и вакансий степень несплошности металла на полигонизационных границах возрастает и при этом могут образоваться микропоры. Места совпадения наибольшего разрыхления вторичных (полигонизационных) границ и высокой концентрации вредных примесей являются очагами зарождения горячих трещин.
180975265430Трещины к нет трещин 00Трещины к нет трещин 19685786130лк»
00лк»
19685937895Рис. 57. График влияния погонной энергии сварки и содержания кремния в шве типа 0Х2ЭН28МЗДЗТ на образование горячих трещин в нем [103]:
О —нет трещин; С— j>e-
00Рис. 57. График влияния погонной энергии сварки и содержания кремния в шве типа 0Х2ЭН28МЗДЗТ на образование горячих трещин в нем [103]:
О —нет трещин; С— j>e-
74295353060-■06
00-■06
Фиксацией статистически равномерного распределения несовершенств кристаллической решетки, максимальным уменьшением содержания примесей, снижающих силы междуатомной связи при высоких температурах, или связыванием этих примесей в нерастворимые в твердом растворе соединения, а также легированием металла элементами, увеличивающими силы междуатомной связи (молибден, вольфрам), можно предотвратить образование горячих трещин в аустенитных сварных швах.
19685645160ісварха под флюсом АН-16).
00ісварха под флюсом АН-16).
Зафиксировать равномерное распределение несовершенств кристаллической решетки, т. е. предотвратить полигониза- цию металла н сегрегацию растворенных примесей к границам зерен, можно быстрым охлаждением металла при высоких температурах, обеспечением выделения второй фазы (феррита, карбидов) при температуре, предшествующей температурному интервалу полигонизации, или образованием второй фазы при кристаллизации (тугоплавких оксидов, боридов) и легированием элементами. блокирующими дислокации при высоких температурах (молибден, вольфрам и, как будет показано ниже, азот).
Из практики сварки нержавеющих сталей известно, что кремний является энергичным возбудителем горячих трещин в чистоаустенитных сварных швах. Особенно это относится к швам, выполненным автоматической сваркой [146, 153, 68], которые отличаются большей глубиной провара по сравнению со швами, сваренными вручную. Вероятность образования горячих трещин в чнстоаустенитных швах при данном содержании кремния возрастает с увеличением погонной энергии сварки (рис. 57) [103] и толщины свариваемого металла.
Опыты автора, проведенные совместно с Г. П. Демьяненко с использованием рентгеноспектрального микроанализа, показали, что аустенитные швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ имеют сильно развитую дендритную неоднородность по кремнию. Причем с повышением общего содержания кремния неравномерность его распределения по зерну возрастает. Так, в шве указанного типа, вы,- полненного автоматом на режиме с погонной энергией сварки 6000 калісм, содержащем 0,54% Si и пораженном горячей трег щиной, количество кремния в центре зерна составляло в среднем 0.38%, а по границам 0,76%. Причем в отдельных местах границ содержание кремния достигало 0,95% и даже 2,0%. В шве без трещины с 0,30 Si, выполненном при таком же режиме, в центре зерна оказалось в среднем 0,29% Si и по границам зерен — 0,45% Si при максимальной концентрации кремния в отдельных местах границ 0,5—0,7%. При этом была также замечена неоднородность распределения кремния, а также меди, молибдена и титана между различными зернами аустенита. Следовательно, наблюдается прямая зависимость между общим содержанием кремния и степенью внутридендритной неоднородности по кремнию, с одной стороны, и склонностью аустенитных швов к образованию горячих трещин, с другой. Это, однако, касается только чистоаустенитных швов, так как легирование хромоникелевых швов, например типа 18-10, кремнием в количестве, обеспечивающем двухфазную аустенитно-ферритную структуру, повышает стойкость их против образования горячих трещин.
С уменьшением общего содержания кремния в чнстоаусте- нитном шве несколько снижается дендритная неоднородность в нем и по меди, являющейся также возбудителем горячих трещин, Так, в шве, содержащем 0,54% Si, количество меди в центре зерна составляло в среднем 2,1%, а по границам зерен — 2,9% при максимальной концентрации ее по границам 3,23%. Во втором шве с 0,30% Si в центре зерна было 2,06% Си и по границам— 2,19% при максимальной концентрации ее в отдельных местах границ 2,65%.
Не касаясь всего многообразия явлений развития дендритной химической неоднородности металла [34], отметим, что, кроме неоднородности, вызванной ликвидацией элементов в твердожидком состоянии кристаллизующейся сварочной ванны, развитию химической неоднородности металла в данном случае могут способствовать высокотемпературные структурные превращения как в твердо-жидком (Ж + б + f - 7 ), так и в твердом (б + + 77 ) состояниях (см. рис. 58 и рис. 30). Исходя из представлений М. Паркса о совместном влиянии углерода и кремния на образование трещин в аустенитных швах [255], развитие дендритной неоднородности по кремнию в отмеченных выше швах можно объяснить следующим образом. В аустенитном шве при
27305673735
--Концентрация S • образующего элемента
Рис. 58. Схематические разрезы тройной диаграммы состояний системы сплавов с расширенной 7 -областью, проведенные дерпен дикулярно концентрационной плоскости и параллельно граничным двойным системам с железом [47].
00
--Концентрация S • образующего элемента
Рис. 58. Схематические разрезы тройной диаграммы состояний системы сплавов с расширенной 7 -областью, проведенные дерпен дикулярно концентрационной плоскости и параллельно граничным двойным системам с железом [47].
кристаллизации образуется значительное количество 6-феррита, в котором растворено кремния больше, чем в аустените. При последующем 6 -*■ f -превращении вследствие быстрой перестройки решетки твердого раствора кремний не успевает продифундиро- вать и равномерно распределиться между первичным и вторичным аустенитом, а также по телу зерен, и поэтому оказывается сконцентрированным в большом количестве в пограничных областях зерен, особенно, по-видимому, по границам зерен вторичного аустенита. Чем больше содержится кремния в сварочной
ванне к началу ее кристаллизации, тем больше образуется
феррита в начальный момент кристаллизации шва, больше растворено кремния в этом феррите и тем в большей степени развивается дендритная неоднородность в аустенитном шве по кремнию в процессе 6 -» у-превращения при охлаждении металла.
Экспериментально установлено [264, 146], что в чистоаустенитных хромоникелевых швах типа 15-35 и 25-20 предотвратить образование горячих трещин при содержании кремния более 0,20% можно за счет увеличения содержания углерода, так как последний в таких швах в некоторой степени нейтрализует вредное действие кремния. При весьма низком содержании углерода с целью предотвратить образование трещин в чистоаустенитных швах необходимо снижать до минимума также содержание кремния. М. Паркс считает [255], что благоприятное влияние углерода в данном случае обусловлено уменьшением количества 6-феррита в начальный момент кристаллизации, вследствие чегоуменьшается дендритная неоднородность по кремнию н, следовательно, ослабевает его отрицательное действие на трещиноустойчивость чистоаустенитных швов. По его данным, в чистоаустенитных швах трещины не образуются, если отношение <=г < 5.
С позиций этой теории можно объяснить усиление развития химической внутридендритной неоднородности в аустенитных швах и по другим ферритизирующим и аустенитизирующим элементам, которые обладают различной растворимостью в аустените и феррите. Если первые в большем количестве растворены в 6-феррите, то вторые — в первичном аустените, и поэтому в момент 6—7 -превращения неизбежно будет развиваться неоднородность и по тем и по другим элементам. Кроме того, неоднородность быстрокристаллнзующегося аустенитного металла по этим элементам должна быть не только в пределах зерна (внутридендритная химическая неоднородность), но и между зернами первичного и вторичного аустенита (межзеренная химическая неоднородность). Этим, по-видимому, и обусловлен отмеченный выше разброс данных рентгеноспектрального микроанализа по кремнию и меди в аустенитных зернах швов типа 0Х23Н28МЗДЗТ.
Можно также предположить, что дополнительное легирование аустенитного шва не только углеродом, но и другими элементами, уменьшающими количество 6-феррита в начальный момент кристаллизации металла, будет снижать степень внутридендритной и межзеренной химической неоднородности и, следовательно, повышать стойкость против образования трещин, а легирование элементами, повышающими количество первичного феррита при условии последующего б — 7-превращения при охлаждении шва, будет увеличивать химическую микронеоднородность и снижать поэтому устойчивость металла против образования трещин. Это, однако, может относиться к однофазным аустенитным швам, в которых происходит высокотемпературное б — т -превращение, так как легирование ферритизпрующими элементами, в том числе и кремнием, обеспечивающим образование двухфазной конечной аустенитно-ферритной структуры, когда не происходит 6 Т -превращения (см. две крайних справа диаграммы на рис. 58), не только не увеличит, а, наоборот, предотвратит или, по крайней мере, уменьшит внутридендритную химическую неоднородность. В этом случае стойкость сварных швов против образования горячих трещин значительно повышается.
Этим, по-видимому, объясняется двойственное влияние азота на стойкость хромоникелевых швов против образования трещин.
Влияние азота, кислорода и погонной энергии дуговой сварки ня устойчивость против образования трещин чнстоаустевитвых швов, выполняемых на жестких тавровых образцах автоматической сваркой под флюсом
Сварочная проволока н флюс Добавка азотеро-
мѴЮдм Погонная
смркіп Содержание кремния Общая длина горячих трещин в шве
S1 N о 0Х23Н28МЗДЗТ (ЭИ 943) 0Х23Н28МЗДЗТ (0,68% S1), АН-18 - 6000 0,49 0,025 0,047 Сплошная трещина длиной 175 мм из 250 мм длины шва
То же 3,5 6000 0,52 0,165 0,048 Небольшой надрыв (3 мм) в кратере шва ,
0X23 Н28 Св-13Х25Н18, флюс АН-26 4,0 5300 0,45 0,037 0,056 Сплошная трещина длиной 250 мм из 250 мм длины шва
0,52 0,142 0,039 В начале и в кратере шва трещина длиной 105 мм
4,0 3900 0,49 0,042 0,043 Сплошная трещина длиной 250 мм
0,74 0,282 0,038 Трещин нет

152400-9112250Х23Н16
000Х23Н16
527050-1737360То же,
флюс АНФ-6 4,0 5300 0,30 0,037 0,032 Прерывистые трещииы длиной 200 мм
0,30 0,150 0,036 Прерывистые трещины длиной 140 мм из 250 мм длины шва
4,0 3900 0,30 0,040 0,021 Прерывистые трещины длиной 170 мм
0,30 0,248 0,028 В начале и в кратере шва трещины длиной 70 мм
флюс АН-18 4,0 5300 0,29 0,049 0,055 Сплошная трещина длиной 250 мм
0,28 0,210 0,085 Прерывистые трещины длиной 60 мм
4,0 3900 0,26 0,040 0,059 В конце шва и в кратере трещины длиной 100 мм
0,27 0,296 0,060 Трещин нет
00То же,
флюс АНФ-6 4,0 5300 0,30 0,037 0,032 Прерывистые трещииы длиной 200 мм
0,30 0,150 0,036 Прерывистые трещины длиной 140 мм из 250 мм длины шва
4,0 3900 0,30 0,040 0,021 Прерывистые трещины длиной 170 мм
0,30 0,248 0,028 В начале и в кратере шва трещины длиной 70 мм
флюс АН-18 4,0 5300 0,29 0,049 0,055 Сплошная трещина длиной 250 мм
0,28 0,210 0,085 Прерывистые трещины длиной 60 мм
4,0 3900 0,26 0,040 0,059 В конце шва и в кратере трещины длиной 100 мм
0,27 0,296 0,060 Трещин нет
Примечание В швах типа ООХ23Н26МЗДЗТ, выполняемых на стали ЭИ943 проволокой ЭИ943 поя флюсом АНФ-6, содержалось 17,0 ял/100 г водорода. 0,0145 ял/100 г кислорода и 0.0175% неметаллических включений а выполняемых под флюсом АН-18—11,2 ял/100г водорода, 0,0829 жл/100 г кислорода и 0,0152% неметаллических включений [103]. Не исключено, однако, более высокое общее содержание окислов в швах, выполняемых под флюсом АН-18, за счет необнаруживаемых анализом малостойких дисперсных окислов железа и марганца.
Как показали опыты автора, проведенные совместно с Г. П. Демьяненко и А. М. Солохой, введение в чпстоаустенитные швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ и 0Х23Н18 до 0,15—0,25% азота повышает стойкость их против образования горячих трещин (табл. 15). Измельчение и дезориентирование структуры металла, обычно сопутствующие повышению стойкости двухфазных швов против образования горячих трещин, в данном случае не обнаруживается

Рис 59. Микроструктура сварных швов типа Х23Н18 без азота (а) и с 0,21% азота (б), Х150.
(рис. 59). Поэтому можно предположить, что повышение стойкости чистоаустенитных швов против горячих трещин при дополнительном введении азота в них обусловлено, во-первых, уменьшением количества или полным исключением образования первичного б-феррита при кристаллизации шва и, следовательно, понижением связанной с этим химической неоднородности металла по некоторым элементам, обладающим различной растворимостью в аустените и феррите и оказывающим при развитии неоднородности отрицательное влияние на его межзеренной пластичности и прочности и, во-вторых, что, по-видимому, не менее важно, тормозящим действием азота в аустените на перемещение и группировку дислокаций в полиганизационные границы, т. е. в фиксации более-менее равномерного распределения несовершенств кристаллической решетки аустенита и растворенных в нем вредных примесей.
Однофазные чистоаустенитные швы, особенно хромоникелевые, в значительно большей степени подвержены образованию горячих трещин, чем двухфазные аустенитно-феррнтные, аусте-
нитно-карбидные или аустенитно-боридные. Причем, с точки зрения не только устойчивости против трещин, но и оптимальных механических свойств и, тем более, коррозионной стойкости следует отдать предпочтение аустенитно-ферритным швам. Особенно сильно возрастает устойчивость аустенитно-ферритных швов против образования трещин, сохраняющих двухфазную структуру при введении азота. Если же при легировании азотом шов благодаря этому становится однофазным чистоаустенитным, то склонность его к горячим трещинам по сравнению с двухфазным швом такого же состава, но без азота, усиливается.
1143000-24066500Исключение нз описанных элементов, по-видимому, составляют сера, углерод, ниобий и другие, сильно лнквнрующие в аустените при кристаллизации, независимо от первичного б-феррита и б -*т -превращения.
Это предположение о влиянии легирующих элементов на высокотемпературные структурные превращения и связанное с этим развитие внутридендритной химической неоднородности и устойчивости аустенитных швов против горячих трещин требует экспериментальной проверки.
Особенно сильное влияние на снижение стойкости аустенитных швов против образования горячих трещин оказывает ниобий, причем действие его значительно превосходит влияние кремния. В чистоаустенитном хромоникелевом шве типа 00Х20Н15 с весьма низким содержанием углерода, кремния и серы достаточно 0,30—0,35% ниобия, чтобы вызвать горячие трещины (рис. 60). По данным Б. И. Медовара [143], наличие 0,15—0,20% ниобия в чистоаустенитных хромоникелевых швах вызывает образование горячих трещин. Такое влияние ниобия обусловлено сильной дендритной ликвацией его из-за ограниченной растворимости в твердом растворе стали вследствие большой разности в размере его атома по сравнению с атомом железа. Естественно, что отрицательное действие ниобия сильно ослабевает в двухфазныхаустенитно-ферритных швах. Как будет показано ниже, отрицательное действие ниобия на ударную вязкость стали п сварных швов сохраняется и при двухфазной аустенитно-ферритной структуре. Ниобий снижает также пластичность швов, однако, подобно молибдену, он уменьшает вредное действие кремния на стойкость хромоникелевого металла типа 25-20 против образования трещин [222].
Что касается высокохромистых мартенситных и мартенситноферритных швов с повышенным количеством кремния то, как показали опыты автора, проведенные совместно с А. М. Понизов- цевым [73, 102], легирование их ниобием не только не уменьшает вредное влияние кремния, а, наоборот, ухудшает устойчивость таких швов против трещин. Причем наличие второй (ферритной) фазы (структурно-свободного феррита) в мартенситных швах не только не предотвращает образование трещин, а, наоборот, повышает склонность их к горячим трещинам.
Кроме снижения погонной энергии сварки, уменьшения содержания кремния, углерода, серы, фосфора, меди, повысить стойкость аустенитных швов против трещин можно измельчением зерна (введением модификаторов), а также легированием их молибденом, вольфрамом [150, 122, 153], ванадием и особенно марганцем [146, 153, 150]. Следует, однако, отметить, что даже при высоком содержании молибдена (6—8%) повышение в аустенитном хромоникелевом шве фосфора и кремния может вызвать образование горячих трещин в нем [147]. Легирование же марганцем до 5—7% при одновременном введении азота предотвращает образование горячих трещин в чистоаустенитных швах даже с достаточно высоким содержанием кремния (0,9— 1,1%). Например, в отличие от хромоникелевых аустенитных швов типа 23-18 хромоникельмарганцевые швы на жестких тавровых образцах из стали Х25Н16Г6АР не имели горячих трещин при автоматической сварке под флюсом АН-26 проволокой того же состава. В этом случае введение кислорода в шов (при сварке под флюсом АН-18) устойчивость его против образования трещин не повышает; при дуговой сварке жестких тавров из этой стали той же проволокой на повышенных режимах в кратере шва, иногда и в начале шва, образуются продольные надрывы, по своему характеру являющиеся горячими трещинами.
Влияние молибдена на стойкость аустенитных швов против трещин показано в работе [37]. Использование проволоки 1Х25Н60М10 при сварке под ниэкокремнистым флюсом АН-15М комбинированных соединений нз теплоустойчивых низколегированных сталей с хромоникелевой аустенитной обеспечивает стойкость шва против горячих трещин.
По данным японских исследователей [276], влияние легирующих элементов на склонность аустенитного металла к горячим трещинам (Кс.г.т) определяется выражением (содержание элементов указаны в %)
кГC|S+P+(Sl/25)+(Ni/100)] 10J
Ac-r-TЗМп+Сг+Мо+Ѵ '
При Кс.г.т<4 сталь (шов) не склонна к горячим трещинам.
Наиболее эффективное повышение стойкости аустенитных швов против образования горячих трещин все же обеспечивается при наличии в них ферритной составляющей. Так, даже при содержании 2,0—2,5% Si в хромоникелевом шве типа 18-9 (сварка стали Х18Н10Т проволокой Св-04Х19Н9С2), а также при наличии ниобия (сварка проволокой Св-08Х19Н10Б) трещины не образуются благодаря наличию 4—8% ферритной фазы. Меньшую склонность к горячим трещинам таких швов объясняют измельчающим и дезориентирующим действием второй фазы на первичную структуру металла, а также предотвращением или уменьшением полигонизации. Минимальное количество феррита, необходимое для предотвращения образования горячих трещин, в металле, содержащем ниобий и повышенное количество кремния, составляет 2%, а без ниобия и при минимальном содержании кремния — 1% [179, 129, 187]. С увеличением количества ферритной фазы в аустенитно-ферритном шве устойчивость его против трещин повышается [146, 176]. В мартенситном шве повышение количества структурно-свободного феррита (б-феррнта), наоборот, уменьшает стойкость его против образования трещин [73].
По данным Н. Н. Прохорова [176], повышение содержания феррита в хромоникелевом аустенитном шве от 0 до 25% приводит примерно к четырехкратному увеличению его критической скорости деформации, что свидетельствует о повышении стойкости металла против образования горячих трещин. Автор совместно с К. А. Ющенко [101] исследовал влияние ферритной фазы в количестве от 3,5 до 85% на стойкость хромоникелевых швов против трещин. Было показано, что наиболее стойкими являются швы, содержащие от 20 до 60% ферритной фазы (рис. 61). Такие швы обладают наиболее измельченной структурой и примерно одинаковым размером зерен феррита и аустенита (рис. 62). В связи с положительным влиянием ферритной фазы на стой-кость швов против горячих трещин современная технология электродуговой сварки большинства аустенитных нержавеющих сталей предусматривает получение швов с аустенитно-ферритной структурой. Большинство исследователей рекомендует в аустенитных швах иметь от 2 до 7% ферритной составляющей. Это требование приобретает особую важность, если изделие эксплуатируется при температуре выше 300° С. С точки зрения оптимальной коррозионной стойкости, при условии, что рабочие температуры не превышают 300° С, содержание ферритной фазы в шве может достигать 60% [101].

Рис. 61. Влияние количества ферритной фазы на критическую скорость деформации и образование горячих трещин в ферритно-аустенитных хромоникелевых швах с 20—22% Сг.
1139825-1319530
Рис. 62. Влияние никеля (количества а-фаэы) на размер зерна феррита (7) и аустенита (2) в сварных швах с 20,6—21,6% Сг.
00
Рис. 62. Влияние никеля (количества а-фаэы) на размер зерна феррита (7) и аустенита (2) в сварных швах с 20,6—21,6% Сг.
Для обеспечения в аустенитных швах требуемого количества ферритной фазы проволоки и электроды, применяемые в практике для сварки аустенитных нержавеющих сталей, легируют дополнительным по сравнению со свариваемой сталью количеством ферритизирующих элементов—хромом, кремнием, ванадием, титаном, алюминием, молибденом. Однако для оптимальной общей коррозионной стойкости металла шва получать требуемое количество ферритной фазы в нем следует за счет дополнительного легирования хромом, как это имеет место, например, при использовании электродов ЦЛ-11, ЦТ-15, а не за счет введения повышенного количества кремния и особенно ванадия, сильно ухудшающих общую коррозионную стойкость металла в большинстве окислительных агрессивных сред.
В ряде случаев, исходя из условий необходимости обеспече
ния особых свойств металла (коррозионной стойкости в высоко- агрессивых неокисляющих средах, стабильности структуры, вязкости и длительной работоспособности при весьма низких температурах и др.), требуемое отношение содержания никеля, марганца, азота к хрому и другим ферритизирующим элементам в стали и сварных швах должно быть таким, что образование второй фазы — ферритной или, тем более, боридной или карбидной исключается. К таким сталям, например, относятся корро- эионностойкие 0Х23Н28МЗДЗТ, 0Х17Н16МЗТ, 00Х17НІ6МЗБ, ООХ20Н20М4Б, ОООХ18АНЮ и хладостойкие Х14Г14НЗТ, 0Х14Г14Н4, ОООХ19АН12, 000X21Н9АГ7 и др. Опыты, проведенные автором, показали, что чистоаустенитные стали с высоким содержанием марганца можно успешно сваривать проволокой идентичного состава под безкремнистыми фторндными флюсами АНФ-6 и ему подобными, а хромоиикельмарганцевые с азотом — даже под флюсом АН-26. Что касается хромоникельмолибденовых и хромоникельмолпбденомедистых сталей с высоким запасом аустенитности, в том числе 0Х23Н28МЗДЗТ, то как было отмечено выше, при их сварке швы без трещин удается получить лишь при максимальном снижении в них содержания кремния (см. рис. 57) и использовании низкокремнистого окислительного флюса АН-18 [103].
Уменьшение склонности к горячим трещинам упомянутых швов находится в прямой зависимости от окислительной способности (в определенных пределах) нпзкокремнистого флюса. Если швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ, выполняемые из стали толщиной 10 мм под флюсом АНФ-6 и, тем более, под флюсом АН-26, поражены трещинами, причем при сварке под флюсом АН-26 трещина по всему шву, то при использовании флюса АН-17 протяженность и количество трещин в таких швах резко уменьшается, а при сварке под флюсом АН-18 с ббльшей окислительной способностью, чем АН-17, трещины полностью отсутствуют. Однако, вследствие того, что при чрезмерном увеличении окпсленности низкокремнистого флюса ухудшается пластичность и вязкость металла шва из-за повышения содержания кислорода в нем, количество окислов железа, вводимых во флюс, следует ограничить.
Необходимо также отметить, что швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ наиболее благоприятной формы и с минимальным содержанием кремния удается выполнить автоматической сваркой под окислительным флюсом АН-18 без трещин при толщине свариваемого металла до 14—16 мм. С увеличением толщины этой стали возможность образования горячих трещин в швах указанного тииа сильно возрастает. Так, например, попытка сварить по такой технологии (флюс АН-18, проволока 0Х23Н28МЗДЗТ) цилиндрическое изделие из стали 0Х23Н28МЗДЗТ толщиной 32 мм с продольными и кольцевыми швами встретила значительные трудности из-за образования горячих трещин. В таких случаях приходится либо применять усложненную технологию сварки, например, обеспечивающую аустенитно-ферритную структуру внутренних слоев шва и аустенитную структуру соответствующего состава для требуемой коррозионной стойкости наружных слоев его, либо вовсе отказаться от применения для таких целей монометалла и использовать двухслойный или при необходимости трехслойный лист с плакирующим слоем (слоями) из соответствующей высоколегированной стали.
Как показали опыты автора, проведенные совместно с Ю. А. Стеренбогеном, В. Г. Фартушным, Н. К. Бизиком и Г. П. Демьяненко, швы на толстолистовой стали марки 0Х23Н28МЗДЗТ можно получить без трещин, применяя многодуговую автоматическую сварку под флюсом АН-18 проволокой 000Х23Н28МЗДЗТ (ЭП516) или 000Х23Н28МЗДТ (ЭП579) диаметром 1,6—2,0 .мл.
Четыре или пять проволок, расположенные последовательно на расстоянии 40—65 мм одна от другой (между последующими проволоками расстояние несколько больше, чем между первыми), подаются в зону сварки с одинаковой или первая дуга с несколько большей скоростью одним общим или первая самостоятельным приводом. Дуги питаются от одного общего или одна дуга от дополнительного источника при общей силе тока для четырех дуг 800—900 а, для пяти — на 250—350 а больше и напряжении на дугах 38—40 в при диаметре проволок 2 мм. Скорость сварки 16—20 л/ч. При этом каждая из последующих дуг направлена в хвост ванны ранее перемещающейся дуги или все дуги имеют раздельные ванны, но расположены (перемещаются) на минимальном расстоянии одна от другой. При таком расположении каждая последующая дуга повторно нагревает до высокой температуры и частично переплавляет слой шва, выполненный предыдущей дугой, в момент до протекания в нем процесса полигонизации и возникновения растягивающих напряжений, благодаря чему собственно и предотвращается образование горячих трещин.
Диаметр и количество проволок, расстояние между дугами и режим сварки могут несколько отличаться от указанных и подію
бираются экспериментально в зависимости от толщины свариваемого металла.
Особую трудность также представляет автоматическая сварка чистоаустенитных хромоникелевых сталей, особенно с ниобием, даже с применением флюса АН-18. Для получения качественных швов сварку таких сталей необходимо выполнять на режимах с минимальной погонной энергией, применяя при этом присадочную проволоку либо с повышенным содержанием хрома для получения в шве небольшого количества ферритной фазы, либо с повышенным содержанием марганца для обеспечения его содержания в шве не менее 4—5%. Иногда приходится даже отказываться от автоматической сварки и выполнять ее ручными электродами соответствующей марки на весьма умеренных режимах с минимально возможной из условий нормального формирования шва погонной энергией сварки. При крайней необходимости толстолистовые стали можно сваривать многодуговой автоматической сваркой или электрошлаковой.
Благоприятное влияние кислорода на предотвращение горячих трещин в чистоаустенитных швах было установлено Б. И. Медоваром и Ю. В. Латашем [146], которые с этой целью в зону сварки вводили марганцевокислый калий. При этом содержание кислорода н марганца в шве повышалось, а кремния, водорода и серы уменьшалось. Однако в случае, когда введение кислорода в зону сварки приводит к получению однофазного чистоаустенитного шва вместо двухфазного аустенитно-ферритного вследствие выгорания хрома и других ферритообразующих элементов, наблюдается не повышение, а ухудшение стойкости последнего против образования горячих трещин.
Высокое содержание окислов железа во флюсе АН-18 и сравнительно низкое содержание кремнезема и окислов марганца обусловливает торможение кремнемарганцевосстановнтельных реакций при сварке и даже окисление этих элементов из проволоки (капель электродного металла). При этом, как следует из табл. І4, окисляется также сера и уменьшается количество водорода в шве [103]. Однако не только, а возможно и не столько снижение содержания кремния и серы обусловливают повышение стойкости против горячих трещин чистоаустенитных сварных швов, выполняемых под низкокремнистыми окислительными флюсами. Этому способствует также более мелкозернистая структура этих швов по сравнению со швами, сваренными под флюсами АН-26 и АНФ-6 (рис. 63). С повышением окислительной способности низкокремнистого флюса АН-18 по сравнению
ill
с АН-17 измельчение структуры металла шва усиливается. Если к тому же допустить, что применение для сварки аустенитных сталей флюса АН-18 вместо АНФ-6 и АН-26 приводит к повышению содержания кислорода в металле шва за счет увеличения количества необнаруживаемых анализом весьма дисперсных включений окислов железа и марганца, а возможно и хрома, то
835660-2819400Х23Н28МЗДЗТ, ской сваркой под флюсами АНФ-6 (а), АН-26 (б), АН-17 (в). АН-18 (г). ХЗОО.
000Х23Н28МЗДЗТ, ской сваркой под флюсами АНФ-6 (а), АН-26 (б), АН-17 (в). АН-18 (г). ХЗОО.
97790-137795000можно предположить, что деиствіе кислорода на повышение стойкости шва против горячих трещин заключается также в блокировании дислокаций этими окислами (предотвращении или уменьшении полигонизации) и, следовательно, в фиксации более-меше равномерного распределения по зерну несовершенств кристаллической решетки аустенита и растворенных в нем вредных примесей. К аналогичным выводам пришли также А. А. Ерохин и О. М. Кузнецов [61]. Они полагают, что уменьшение сетки полигонизационных границ и связанное с этим повышение критической скорости деформации аустенитного наплавленного металла при увеличении содержания в нем кислорода более некоторого определенного
предела связано с образованием включений, блокирующих движение дислокаций.
Таким образом, благоприятное действие кислорода на повышение стойкости чистоаустенитных швов против образования горячих трещин состоит как в снижении содержания в них кремния, серы н, возможно, водорода, так и в уменьшении отрицательного действия этих вредных примесей вследствие измельчения структуры и торможения процесса полигонизации.
Поскольку с увеличением содержания кислорода заметного возрастания количества тугоплавких окислов в данном случае не наблюдается [103], измельчение структуры металла шва может быть обусловлено выделением некоторого избыточного количества кислорода нэ металла в период кристаллизации, о чем применительно к стальным слиткам указывал еще Д. К. Чернов.
В свете вышеизложенных экспериментальных данных о благоприятном влиянии кислорода н азота на стойкость стабильноаустенитных хромоникелевых швов против образования горячих трещин представляет значительный интерес использование в качестве защитной среды при сварке некоторых аустенитных сталей смеси аргона с кислородом и агрона с небольшим количеством кислорода и азота. Естественно, что из условий обеспечения плотности и удовлетворительных механических свойств металла шва содержание в нем азота и кислорода при этом должно быть значительно меньше, чем при сварке без защиты. Состав таких смесей еще точно не установлен. По-видимому, в ближайшее время найдет широкое применение смесь аргона с 5% кислорода.
Отличительной особенностью указанных смесей газов является то, что при их использовании не происходит науглероживания металла шва, как это наблюдается при сварке в углекислом газе, и переход кремния в шов, как это, например, имеет место при сварке под флюсом АН-26, АНФ-14 и др.
СВАРКАЗАКАЛИВАЮЩИХСЯВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХСТАЛЕЙГЛАВА III
8. ВЛИЯНИЕ
ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ ИА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ЗАКАЛИВАЮЩИХСЯ СТАЛЕЙ
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 НѴ, а ударная вязкость повышается до
10 кГ'М/см2. У стали 2X13 ударная вязкость при сварке падает ниже 1 кГ'М/см?, а после отпуска возрастает до 7,5—
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. После3—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.
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.
27305-18415Рис. 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.
00Рис. 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.
109855-612775001365250-1423670— +
f 2
8 = 'r- ZT
T 1 Г1‘ ZL l—u “ — 'І •оо l г j 0 2 00— +
f 2
8 = 'r- ZT
T 1 Г1‘ ZL l—u “ — 'І •оо l г j 0 2 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).
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-»т-превращения при нагревании стали и у-*а-превращенияпри 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-
24130320040
Рис. 67. Микроструктура металла околошовной зоны сварных соединений сталей 0X13 (а) и 2X13 (б) в состоянии после сварки, Х150.
00
Рис. 67. Микроструктура металла околошовной зоны сварных соединений сталей 0X13 (а) и 2X13 (б) в состоянии после сварки, Х150.
та не претерпевают фазового превращения и сохраняются неизменными. Микротвердость мартенсита в околошовной зоне стали 2X13 прн этом составляет 429—458 кГ/мм2, а ннзкоуглеродистого феррита — 152—164 кГ/мм2. Благодаря повышенной микротвер-
10985525590500109410525590500дости мартенситной фазы общая твердость этого металла равна 315—340 НѴ, а ударная вязкость находится на весьма низком уровне (рис. 66).
Рис. 68. Микроструктура стали 2X13 после закалки от температуры І010°С (а) и 1300°С (6), Х1000.
Описанная дифференциация структуры сталей этого класса происходит лишь при высокотемпературном нагреве (перегреве) стали, в том числе н при нагреве выше температуры 1100° С под
16510176530
Рис. 69. Микроструктура металла околошовкой зоны сварного соединения стали 2X13 после сварки (а) и после отпуска при 700° С 3 ч (б), Х500.
00
Рис. 69. Микроструктура металла околошовкой зоны сварного соединения стали 2X13 после сварки (а) и после отпуска при 700° С 3 ч (б), Х500.
закалку. При нагреве в интервале температур 950—1100е С такого изменения структуры стали не происходит (рис. 68). При
31750176530
Рис. 70. Микроструктура металла околошовной зоны сварного соединения стали 1Х17Н2 в состоянии после сварки, Х150.
00
Рис. 70. Микроструктура металла околошовной зоны сварного соединения стали 1Х17Н2 в состоянии после сварки, Х150.
этом ударная вязкость металла несколько выше (на 1,0—
кГ-м/смг) 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 н ванадием более значительна.
9. СВАРКА 13%-НЫХ
ХРОМИСТЫХ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
Стали 0X13 толщиной до 16—20 мм, 1X13 толщиной до 10—12 мм и 2X13 — до 8—10 мм при отсутствии жестких закреплений соединений можно сваривать без предварительного и сопутствующего подогрева. При большей толщине незакрепленных соединений или при указанных толщинах сталей, но жестко закрепленных, необходим общий или местный предварительный и сопутствующий подогрев изделий до температур 250—300° С.
Стали 0X13, 1X13 и 2X13 в виде монометалла (сталь 0Х13 преимущественно в виде биметалла) часто применяют для сварных изделий, эксплуатирующихся без динамических нагрузок.
В этом случае изделия после сварки не подвергаются термической обработке. Особенно это относится к стали 0X13. Максимальная пластичность таких соединений получается при использовании для дуговой сварки аустенитной проволоки и электродов с повышенным содержанием никеля и хрома — проволоки Св-07Х25Н13 и Св-13Х25Н18, электроды из этих проволок типа ЭА-2. Может также применяться проволока Св-08Х20Н9Г7Т. При однопроходной автоматической сварке лучше использовать проволоку Св-13Х25Н18. Шов при этом содержит достаточное количество хрома и никеля для получения аустенитной, точнее аустенитно-ферритной, структуры и максимально возможных для данных сталей механических свойств (табл. 16 и 17). Швы, выполненные указанной аустенитной проволокой, в состоянии после сварки обладают более высокой пластичностью и вязкостью, чем после отпуска, что обусловлено выделением карбидов из твердого раствора при отпуске. Так, ударная вязкость такого шва после сварки составляет 9,5—10,6 кГ-місм2, после отпуска при 600° С — 8,8—10,1 кГ •м/см2 и после отпуска при 700° С — 7,3—9,8 кГ'м/см3. В этих условиях значительно ухудшается вязкость шва, сваренного проволоками Св-08Х20Н9Г7Т и, особенно, Св-06Х19Н9Т [73, 61J. Из табл. 16 следует, что шов, выполненный проволокой Св-06Х19Н9Т, соответствует аустенитно-мартенситной структуре металла с пониженной пластич
ностью, тем более после отпуска (старения). Поэтому проволоку типа 18-8 применять для сварки сталей этого класса нецелесообразно.
Таблица 16
Химический состав стали марки 2X13, электродных проволок и металла швов, выполиеиных в углекислом газе
Хн мическиЛ состав я Объект исследования С Мл S1 Сг »■ ТІ
Сталь2Х13 0,18 0,37 0,37 12,0 0,41 Проволока Св-06Х19Н9Т
Шов, сваренный проволокой 0,07 1,03 0,34 17,5 9,50 0.45
Св-06Х19Н9Т 0.11 0,70 0,26 15,7 6,7 0,12
Проволока Св-13Х25Н18 0,13 1,55 0,59 25,0 17,8 —
Шов, сваренный проволокой Св-13Х25Н18 0,10 0,78 0,30 17,3 10,1 Вследствие меньшего провара и, следовательно, меньшего разбавления шва основным металлом при ручной сварке этой стали могут быть использованы электроды типа ЭА-2 из проволоки Св-07Х25Н13, а не из Св-13Х25Н18.
Таблица 17
Механические свойства швов, сваренных в углекислом газе иа стали марки 2ХіЗ аустенитной проволокой в 2—3 слов (отпуск при 700° С 3 ч)
Марка кгімм% кгінм* 8. К Ф. я кГ-місм‘
СВ-06Х19Н9Т 31,8 81,6 16,0 9,8 4,3
Св-13Х25Н18 33,0 70,6 28,6 28,9 8,5
Кроме снижения вязкости после отпуска, к недостаткам соединений высокохромистых мартенситных сталей, сваренных аустенитными проволоками и электродами, относятся: пониженные характеристики прочности металла шва, особенно по сравнению со сталями с повышенным содержанием углерода, а также повышенная концентрация углерода по линии сплавления (рис. 71) и связанная с этим несколько более высокая твердость и хрупкость этого металла после отпуска. Микротвердость темной оторочки металла шва у линии сплавления со сталью 2X13после отпуска при 700° С составляет 246—258 кГ/мм2 при микротвердости аустенитного металла шва вблизи оторочки 212— 217 кГ/мм2 н основного металла вдали от шва — 142—147 кГ/мм2 [73]. Несмотря, однако, на отмеченное некоторое ухудшение структуры и свойств шва и металла по линии сплавления после отпуска, общая пластичность сварного соединения стали 2X3 при этом выше, чем в состоянии после сварки.
110490024130
Рнс. 71. Микроструктура металла по линии сплавления со швом соединения стали 2X13. сваренной проволокой Св-06Х!9Н9Т, в состоянии после отпуска при 700“С 3 ч. X150
00
Рнс. 71. Микроструктура металла по линии сплавления со швом соединения стали 2X13. сваренной проволокой Св-06Х!9Н9Т, в состоянии после отпуска при 700“С 3 ч. X150
Учитывая отмеченные недостатки сварных соединений мартенситных сталей с аустенитноферритным швом, применение аустенитных проволок целесообразно лишь для сварки изделий из стали 0X13 без последующей термической обработки. Для сварки сталей 1X13 и 2X13 аустенитный присадочный металл может быть рекомендован только в случае эксплуатации изделий при статических нагрузках без значительных давлений.
Для обеспечения равнопроч- ности шва с основным металлом и высокой пластичности и вязкости сварных соединений сталей 1X13 и, тем более, 2X13 механизированную дуговую одно- или двухпроходную сварку их под флюсом и газоэлектрическую сварку (аргоно-дуговую, в углекислом газе) следует выполнять проволоками Св-10Х13 и Св-06Х14 и ручную дуговую сварку электродами типа ЭФ-Х13 из этих проволок. Отпуск сварных соединений или изделий в этом случае является обязательным. Сварные швы, выполненные по такой технологии, по химическому составу (табл. 18) и механическим свойствам (табл. 19) практически не отличаются от основного металла. Причем в состоянии после сварки эти швы отличаются высокими характеристиками прочности и низкими пластичностью и вязкостью.
При многослойной сварке в углекислом газе толстого металла проволоки Св-10Х13 и Св-06ХІ4 могут оказаться непригодными из-за недостаточного содержания в них кремния и марганца, которые интенсивно выгорают при данном методе сварки. В этом случае швы могут быть поражены порами. Вместе с тем при содержании кремния в шве свыше 0,35% стойкость его против
Химический состав металла швов, выполненных дуговой сваркой в углекислом газе
"■Sir" Химический состав шве, %
Мп j SI Cr N1
1X13 Св-ЮХІЗ 0,14 0,51 0,32 13,0 0,41
2X13 Св-ЮХІЗ 1 0,14 0,30 1 0,27 I 12,0 0,37 Св-06Х14 I 0,11 | 0,35 | 0,37 | 12,9 | 0,29
Таблица 19
Механические свойства сварных швов, выполненных дуговой сваркой в углекислом газе (средние значения испытания трех образцов)
ваемой Manna
сварочной
проволоки Режим термической соединенно кПмі‘ кГ/мл? 9. % 4. * КГ-МІСМ1
1X13 Св-ЮХІЗ Без термической обработки 109 126 8 18 3,6
Отпуск при 700° С 3 а 57 69 17 54 9,1
Св-ЮХІЗ Отпуск при 700* С, 3 58,4 72,9 18,9 52,7 6,8
СВ-06ХІ4 То же 56,4 70,8 19,3 50,8 6,9
образования холодных трещин при сварке без предварительного подогрева резко уменьшается. В связи с этим автор разработал проволоку Св-08ХІ4ГТ для сварки в углекислом газе стали 2X13 [73]. Исследованием было установлено следующее. Механические свойства высокохромистых сварных швов изменяются в зависимости от соотношения в металле низкоуглеродистого (структурно-свободного) б-феррита и игольчатого феррита (продукта 7 - a-превращения). С повышением количества низко-
117475389890
%, х 150:
00
%, х 150:
углеродистого феррита (б-феррита) снижается ударная вязкость шва и уменьшается стойкость его против образования холодных трещин. Заметное увеличение количества низкоуглеродистого феррита и связанное с этим снижение вязкости и стойкости против образования трещин шва наблюдается при увеличении в нем
держании в металле шва 16% хрома количество низкоуглеродистого (структурно-свободного) феррита достигает более 50% (рис. 72,6), а ударная вязкость после отпуска при температуре 700° С составляет всего 0,6—2,0 кГ-м/см2, швы при этом имеют трещины. Повышение в таком шве содержания кремния до 0,5% и более приводит к образованию холодных трещин по всей длине
шва, особенно в первом слое при сварке в углекислом газе металла толщиной более 8 мм.
Трещины не образуются при легировании наплавленного металла титаном в количестве 0,10—0,40%. Шов при этом приобретает мелкозернистую дезориентированную структуру (рис. 72,0, г), что повышает стойкость его против образования трещин. Сварные швы, содержащие 12—13% хрома н 0,10— 0,25% титана и ие более 0,30% кремния, обладают оптимальными механическими свойствами. При увеличении в таких швах содержания титана выше 0,3% количество низкоуглеродистого (структурно-свободного) феррита в них резко возрастает (рис. 72,г), а ударная вязкость при этом, несмотря на измельченную, дезориентированную структуру, снижается до 1 кГ ■ м/см2 и ниже. С повышением содержания марганца в 12—13%-ном хромистом шве от 0,35 до 0,8% ударная вязкость его возрастает на 1,5—2,5 кГ • м/см2. Аналогично марганцу влияет никель [16]. Влияние увеличения содержания марганца и никеля на ударную вязкость шва в данном случае связано с уменьшением количества низкоуглеродистого (структурно-свободного) феррита в нем. Аналогично марганцу и никелю действует азот, содержание которого в швах с таким количеством хрома из условий предотвращения пористости не должно превышать 0,08%.
Чтобы обеспечить достаточную стойкость против образования холодных трещин при сварке стали 2X13 толщиной до 10 мм без предварительного подогрева и получить удовлетворительные механические свойства сварных соединений после высокого отпуска, необходимо иметь следующий химический состав металла швов: до 0,12% С; 0,5—0,8% Мп; 0,20—0,35% Si; 12—13% Сг; до 0,6% N1; 0,15—0,25% Ті. Такой состав шва при сварке в углекислом газе получается при содержании в электродной проволоке марки 08Х14ГТ до 0,1% С; 0,9—1,3% Мп; 0,25—0,55% Si; 13— 15% Сг; до 0,6% N1; 0,6—0,9% Ті; S не более чем 0,03% и Р не более 0,035%.
При сварке в углекислом газе стали 2X13 этой проволокой механические свойства шва после отпуска при температуре 700° С 3—5 ч составляют: от =50—60 кГ/мм2\ оа = 73—77 кГ/мм2; б = 17—23%; ^ = 48—54%; а„ = 7—9 кГ • м/см2.
При автоматической сварке стали 2X13 эту проволоку целесообразно применять в сочетании с низкокремнистым окислительным флюсом АН-18 или АН-17.
Сталь 2X13 не проявляет склонности к 475-градусной хрупкости и поэтому может применяться в качестве жаропрочногоматериала для сварных изделий, работающих при температуре до 500° С. Длительная прочность сварных соединений, выполненных по рекомендуемой технологии, при 500° С за ІО5 ч составляет 14 кГ/мм2.
.10. СВАРКА
СТАЛИ 1Х17Н2
41275326390
а6
Рис. 73. Микроструктура сварных швов следующих составов, %, ХІ50: а— 0,11 С, 0,75 Мп, 0,45 Si, 10,2 Сг, 1.7 Ni; 6 — 0.11 С, 0,62 Мп, 0,22 Si, 16.8 Сг,
1,9 N1, 0,22 Ті.
00
а6
Рис. 73. Микроструктура сварных швов следующих составов, %, ХІ50: а— 0,11 С, 0,75 Мп, 0,45 Si, 10,2 Сг, 1.7 Ni; 6 — 0.11 С, 0,62 Мп, 0,22 Si, 16.8 Сг,
1,9 N1, 0,22 Ті.
Сталь 1Х17Н2 толщиной до 8 мм даже при наличии жестких закреплений можно сваривать без предварительного подогрева [74, 78]. В случае использования этой стали для изделий, работающих в слабоагрессианых средах, для дуговой сварки
могут применяться проволока Св-06Х14 или электроды типа ЭФ-Х13. При требовании равенства коррозионной стойкости шва с основным металлом сварку следует выполнять специальными электродами, обеспечивающими химический состав металла шва типа 1Х18НЗТ или 1Х17Н2Т. Для этого нужно использовать проволоку Св-06Х14 и подлегировать электроды хромом, марганцем, никелем и титаном через покрытие. Введение титана в шов целесообразно для измельчения структуры (рис. 73) и, следовательно, повышения стойкости против трещин. Для сварки в углекислом газе стали 1Х17Н2 автор [78] разработал проволоку Св-08Х18Н2ГТ (ЭП157) по цниичм 277-60 следующего состава:до 0,10% С, 0,9—1,3% Мп, 0,25—0,65% Si, 17—19% Сг, 2,0— 2,5% Ni, 0,8—1,3%і Ті и не более чем по 0,03% S и Р. Для уменьшения в шве количества структурно-свободного феррита целесообразно, чтобы содержание никеля в проволоке было по верхнему пределу и даже до 3%. Эта проволока может быть использована и для электродов с введением 1—27о гематита в покрытие, а также для сварки под окислительным низкокремнистым либо под фторидным флюсом. Усредненные данные состава и механических свойств швов на стали 1Х17Н2, выполненных дуговой сваркой в углекислом газе проволоками сплошного сечения после отпуска при 700° С 3 ч, приведены в табл. 20 и 21.
Таблица 20
Химический состав швов, выполненных дуговой сваркой в углекислом газе ва стали 1Х17Н2 толщиной 4 мм в один проход и толщиной 8 мм в 3 прохода
Мвркв сварочной Хм мческий % Мп S1 Сг Nl Tl
4 Св-ЮХІЗ 0,16 0,30 0,35 15.6 1,2 4 СВ-06Х14 0,15 0,68 0,30 1б,8 1,4
8 Са-06Х14 0,14 0,78 0,49 14,0 0.8 8 СВ-0&Х18Н2ГТ 0,10 0,90 0,20 16,4 2,00 0,24
Таблица 21
Механические свойства швов, выполненных на стали ІХІ7Н2 дуговой сваркой в углекислом газе (отпуск при 700° С Э ч )
Толщина сваривав- ной стали. Мвркв сварочной кпАм? 8. « +■ * *г-місм->
4 Сн-ЮХІЗ 54,1 74,0 23,6 46,9 7,2
4 СВ-06ХІ4 60,8 74,2 20,0 42,0 4,8
8 Св-06Х14 61,3 75,0 17,0 41,1 9,5
8 Св-08Х18Н2ГТ 60,8 78,8 21,0 48,8 8,6
Примечание. Приведены средние данные испытаний 3—4 образков.
Необходимость отпуска сварных соединений стали 1Х17Н2 в изделиях, работающих в условиях воздействия агрессивных сред, обусловлена не только требованием максимальной пластичности металла, примыкающего к шву, но и равномерной кор-
розин сварного соединения, в том числе одинаковой с основным металлом коррозионной стойкости металла околошовной зоны.
113030252730
Рис. 74. Внешний вид поверхности образца сварного соединения стали 1Х17Н2, выполненного аргоно-дуговой сваркой без присадки, после коррозионных испытаний в кипящей 56%-ной азотной кислоте в состоянии после сварки.
00
Рис. 74. Внешний вид поверхности образца сварного соединения стали 1Х17Н2, выполненного аргоно-дуговой сваркой без присадки, после коррозионных испытаний в кипящей 56%-ной азотной кислоте в состоянии после сварки.
Из литературы известно, что закаленная иа мартенсит сталь мало уступает по коррозионной стойкости той же стали в стабильном (отпущенном) состоянии. Вместе с тем, как показывают
1377950560705
Рнс. 75. Вероятные гальванические токи в сварном соединении, в котором металлы околошовной зоны и шва в условиях контактирования с агрессивной средой являются анодами (схема).
00
Рнс. 75. Вероятные гальванические токи в сварном соединении, в котором металлы околошовной зоны и шва в условиях контактирования с агрессивной средой являются анодами (схема).
опыты, при контактировании закаленного металла с незакаленным в условиях воздействия агрессивной среды первый из них корродирует значительно с большей скоростью, чем второй. Иллюстрацией этого является избирательная коррозия околошовной зоны стали 1Х17Н2 и шва идентичного состава в состоянии после сварки (рис. 74). Более интенсивную коррозию металла, примыкающего к шву, можно объяснить более отрицательным электродным потенциалом и меньшей поверхностью закаленного металла этой зоны, контактирующего с агрессивной средой, по сравнению с неэакалеяным основным металлом сварного соединения. В условиях контактирования с агрессивной средой такое сварное соединение представляет собой гальваническую макросистему основной металл — зона термического влияния —шов, в которой благодаря разности электродных потенциалов образуются макротоки (рис. 75); закаленный металл околошовной зоны и шва является анодом и более интенсивно растворяется.
С целью проверки такого представления избирательной коррозии сварного соединения закаливающейся стали и приближенной оценки влияния соотношения поверхностей контактирующих с агрессивной средой закаленного и незакаленного металлов автор совместно с 3. В. Юшкевич исследовал коррозию гальванических пар электродов из закаленной и незакаленной

1304290-61277500Рис. 76. Графики влияния соотношения ,
закаленным (О. М.) и закаленным (3. Т. В.) электродами стали 1Х17Н2 на плотность коррозионного тока (л) и скоро коррозии (б) в кипящей 56%-ной азотной кислоте:
стали 1Х17Н2 в кипящей 56%-ной азотной кислоте. Чтобы оценить влияние малой площади металла зоны, электроды, имитирующие сварное соединение (основной металл — зона термического влияния), подбирали с таким расчетом, чтобы соотношение контактирующих поверхностей было переменным и отношение площадей незакаленного металла (основного) к закаленному (зоне термического влияния) составляло 1:1, 2:1, 4:1, 9:1. При этом суммарную площадь двух электродов каждой пары сохраняли неизменной. Результаты измерений коррозионных токов и скорости коррозии исследуемых электродов приведены на рис. 76. Из этих данных следует, что в закаленном электроде с меньшей площадью, имитирующем металл околошовной зоны стали 1Х17Н2, плотность коррозионного тока и скорость коррозии (кривая /) значительно больше, чем в незакаленном электроде, имитирующем основной металл вдали от шва.
СВАРКА ВЫСОКОХРОМИСТЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ
Влияние некоторых упрочняющих и стабилизирующих элементов на микроструктуру и свойства высокохромистых сварных швов
В современном паротурбостроенни все возрастающее применение находят высокохромистые (10,5—12,5% Сг) жаропрочные стали мартенситно-ферритного класса. Эти стали более жаропрочные, чем низко- и среднелегированные перлитные, благодаря чему применение их позволяет повысить рабочие температуры и давление пара котлотурбинных установок без значительного увеличения толщины сечений рабочих элементов.
Для ручной сварки высокохромистых жаропрочных сталей в СССР применяют электроды марок КТИ-10 и ЦЛ-32, изготовляемые из стандартных проволок, содержащих 10—12% Сг (см. приложение, табл. 3), с дополнительным введением в покрытие упрочняющих элементов W, Мо. Попытки использовать эти проволоки для сварки под флюсом и в углекислом газе высокохромистых жаропрочных сталей не увенчались успехом из-за низких кратковременных механических свойств и длительной прочности металла шва.
В связи с этим автор совместно с А. М. Понизовцевым [91, 102] разработал проволоки для сварки и заварки раковин литья высокохромистых жаропрочных сталей дуговым методом в углекислом газе и под флюсом.
Электроды марок КТИ-10 и ЦЛ-32 значительно отличаются по содержанию вольфрама и несколько молибдена. В связи с этим при разработке проволоки для механизированной сварки жаропрочных сталей необходимо было уточнить химический состав металла шва с целью обеспечения оптимальных свойств сварных соединений.
Опытные многослойные швы выполняли на стали 15X11МФБ дуговой сваркой в углекислом газе порошковыми проволоками различного состава. Соединяемые стыки предварительно подогревали до 350—400° С, а после сварки и остывания до комнатной температуры подвергали отпуску при 720° С в течение 10 ч с последующим охлаждением на воздухе. Образцы для испытаний и исследований вырезали из швов в продольном направлении.
Предварительно исследовали швы следующего состава %: 0,09—0,12 С; 0,7—0,9 Мп; 0,15—0,25 Si; 11,0—12,0 Ст; 0,65— 0,90 N1; 0,6—0,8 Мо; 0,23—0,30 V; 3,0—3,8 W. Кроме того, в швы указанного состава вводили 0,15—0,20% Ті для измельчения зерна, до 5% Мп, 4% Ni, 0,30% С для уменьшения количества структурно-свободного феррита (б-феррита).

Рис. 77. Микроструктура металла швов следующих составов, %, ХІ501 о —0.09 С. 0.07 Мп. 0,24 S1. 11.8 Сг. 0,6 Ni, 0.7 Мо, 3,1 W. 0.27 V, 0,12 Nb; б — 0,30 С,
0.88 Ми. 0,42 S1, 11.7 Сг, 1.05 N1, 0.75 Мо, 3,0 W, 0,40 V, 0,18 Nb; в -0,12 С, 0.86 Мп,
0,28 Si, 10.7 Cf, 0.78 N1, 0.83 Мо, 0,65 W, 0,30 V.
Результаты опытов показали, что швы указанного состава с низким содержанием углерода в не более чем по 1% Ni и Мп обладают высоким сопротивлением ползучести. Передел длительной прочности металла шва при температуре 600° С за ІО5 ч составляет около 16 /сГ/мж2. Однако при комнатной температуре швы имеют весьма низкую пластичность (б = 2-г6%) и вязкость (<з„ менее 1 кГ'М/см2), что обусловлено высоким содержанием в них крупнозернистого 6-феррнта (рис. 77,а). В процессе испытания на разрыв и ударный изгиб при комнатной температуре образцы таких швов разрушались хрупко; излом образцов был крупнокристаллический, преимущественно межкристаллитный и, как показали металлографические исследования, без заметных следов пластической деформации вблизи излома. Низкую пластичность имели швы такого состава с ниобием (0,11—0,20%) и без него.
Дополнительное введение 0,15—0,25% Ті в шов типа 10Х12НМВ4Ф, а также в шов с ниобием обеспечило значительное повышение пластичности его (б до 12% и ЧГ до 40%); излом та
кого металла при растяжении был мелкокристаллический, однако ударная вязкость шва низка (1,0 кГ ■ м/см2).
1176655320040
{Современные механические свойства (б) при +20° С металла шва следующего состава. %: 0,09—0,12 С. 0,8-0,9 Мп, 0,3-0,8 SI. 11.0-12,0 Сг. 0,9-1,0 N1. 0,7-0,8 Мо.
0,30—0,36 V.
00
{Современные механические свойства (б) при +20° С металла шва следующего состава. %: 0,09—0,12 С. 0,8-0,9 Мп, 0,3-0,8 SI. 11.0-12,0 Сг. 0,9-1,0 N1. 0,7-0,8 Мо.
0,30—0,36 V.
Повышение количества углерода от 0,08—0,09% до 0.12— 0,13% не внесло существенных изменений в кратковременные механические свойства металла таких швов, увеличивая несколько сопротивление ползучести. При увеличении содержания углерода до 0,30% ударная вязкость шва при комнатной температуре повысилась всего до 2,2 кГ-м/см2, несмотря на мелкозернистую сор- битную структуру без следов структурно-свободного феррита (рис. 77,6). Не улучшились кратковременные механические свойства швов с 3—4% W также при дополнительном легировании до 4% Ni или 5% Мп. Лишь уменьшение содержания вольфрама до до 0,6—1,0% обеспечивало сор- битную микроструктуру металла шва с минимальным количеством fl-феррита (рис. 77,в) и высокие кратковременные механические свойства:ат = 77 кГ/мм2, ав =
« 86 кГ/мм2, fl =13%, Ч'=48%,
Оу — 5 кГ • м/см3. Следовательно, содержание вольфрама в высокохромистых жаропрочных швах повышать более 1% не рационально.
Исследовали также влияние титана, ниобия и углерода на кратковременные механические свойства, стабильность твердого раствора и длительную прочность высокохромнстых швов без вольфрама или с содержанием его не более 1.0%. На рис. 78 показано влияние титана в хромомолибденованадиевых швах на кратковременные механические свойства при комнатной температуре и длительную прочность при 600° С за 100 ч. Из приведенных данных следует, что легирование металла шва титаном до 0,34% способствует повышению его пластичности; при этом несколько снижаются пределы прочности и текучести, а также ударная вязкость. Повышение содержания титана выше 0,34% приводит к более значительному
снижению пределов прочности, текучести и падению ударной вязкости. Относительное удлинение и сужение металла при этом также несколько снижаются. Сопротивление ползучести высокохромистых швов типа 10Х11НМФ при легировании титаном неуклонно уменьшается. Аналогичное влияние титана на сопротивление ползучести, в том числе при более низких напряжениях, было также обнаружено на швах типа 10Х11НМВФ и 10Х11НМВФБ.
Влияние ниобия и углерода исследовали на швах, химический состав, механические свойства и длительная прочность которых приведены в табл. 22. Из таблицы следует, что высокохромистые швы с молибденом, ниобием и малым содержанием углерода обладают низким сопротивлением ползучести при температуре 600° С. Дополнительное введение титана в такие швы способствует еще большему ухудшению сопротивления ползучести. Увеличение количества углерода с 0,07% до 0,11—0,12% приводит к некоторому повышению сопротивления ползучести металла таких швов. Вместе с тем увеличение углерода до 0,15%
Влияние химического состава высокохромистых швов на их кратковременные при 740° С 3 ч
Хими еап,° с МП 51 Сг N1 Мо W Ті 1 0,07 0,70 0,15 11,5 1.0 0,70 - 0.30 0,21 - 0,11 0,58 0,27 11,2 0,88 0,70 - 0,31 0,18 - 0,12 1.0 0.29 10,9 0,82 0.70 - 0,32 0,16 - 4 0,12 0.73 0,38 П.1 0.81 0,70 - 0,34 0,20 0,19 5 0.15 0.87 0,32 11.0 1,0 0.71 - 0,33 - - 6 0.12 0.90 0,29 10,7 0,8 0,83 0.54 0,30 - - 0,14 0,87 0,23 10,2 1.0 0,68 0,60 0,28 - - 0,15 0.68 0,20 10,7 0.74 0.56 0.65 0,25 0,16 — а шве без ниобия и вольфрама не обеспечивает необходимого сопротивления ползучести.
Нет оснований предполагать, что уменьшение длительной прочности швов с низким содержанием углерода при введении ниобия обусловлено растворением последнего в феррите, так как В. А. Ильина и В. К. Крицкая [65] экспериментально показали положительное влияние ниобия в феррите на увеличение в нем межатомных связей. По эффективности упрочнения феррита первое место занимает растворяющийся в нем ниобий, затем марганец, молибден, кобальт [65]. Уменьшают силы связи в решетке феррита углерод и ванадий. Данных о влиянии титана нет.
Отрицательное действие ниобия и титана в данном случае обусловлено, по-видимому, тем обстоятельством, что при низком содержании углерода введение в шов ниобия или, тем более, ниобия и титана, связывающих углерод в карбиды, способствует растворению большего количества ванадия в феррите. Вследствие этого межатомные связи в решетке феррита уменьшаются, возможность диффузионных явлений в металле, находящемся
Таблица 22
механические свойства и длительную прочность в состояиин после отпуска
м ие свопе аэ Время до разрушения, ч, при температуре 600“С и напряженная, кГ/мл°
рвтГ, кГ/мм* кГцпм? ”, Ф, к кГ-мІсм2 20 68,0 80,0 15.0 48.8 6,1 6 65 126
600 37,5 43,7 20,0 71,4 11,0 20 58.7 74.2 11,3 24.9 7.1 — 149 140 38.4 21,5 62,3 20 60,4 78,4 17.0 54.4 5,4 118 142 600 45,0 17.0 65,0 12,2 20 61.5 78,1 14.0 45,4 6,4 12 600 34.6 38.6 23.8 78,2 13.1 20 84.9 98.6 11.2 38.6 7,7 114 600 50,5 58,5 14.2 35.3 13.3 20 77,6 86,1 12,9 48 6 4.4 735 600 20.6 79,8 20 18.0 48,6 5,7 57 600 59,9 11,2 20 83.5 97.4 12,1 39,4 5.5 648 2120 600 47.5 52,1 14.8 53.3 8.0 под напряжением при высоких температурах, возрастает, в результате чего сопротивление ползучести понижается.
237490-225425і 8 2І|
! > І5І
2 §!§
ООО
£ |S2
'оо
і : 0.063 ,0,073 0,054
£ 0,47
?:й
£ іЬ2 1 0*0*
III
> :8:S
0,30
' 1 1-55
5 0,70 1 0,70 0,70
6 = = -
й 535
і 5v5
0*0*0*
*1 00і 8 2І|
! > І5І
2 §!§
ООО
£ |S2
'оо
і : 0.063 ,0,073 0,054
£ 0,47
?:й
£ іЬ2 1 0*0*
III
> :8:S
0,30
' 1 1-55
5 0,70 1 0,70 0,70
6 = = -
й 535
і 5v5
0*0*0*
*1 Повышение количества углерода в металле такого состава должно уменьшить растворенный ванадий в феррите эа счет перевода его в карбиды и, следовательно, повысить сопротивление ползучести. Действительно, как показывает химический анализ карбидов, электролитически выделенных из высокохромистых швов (табл. 23), с повышением содержания углерода в металле от 0,07 до 0,13% при неизменном количестве ванадия (0,3%) содержание последнего в карбидах увеличивается от 0,08 до 0,24% (в твердом растворе соответственно уменьшается от 0,22 до 0.06%), несмотря на введение ниобия. Благодаря этому сопротивление ползучести металла шва возрастает (табл. 22, швы № 6. 7 и 8). Вместе с тем чрезмерное повышение углерода в шве, не содержащем ниобия, приводит к уменьшению сопротивления ползучести (шов № 5), что обусловлено разупрочнением феррита в результате перехода хрома, молибдена в карбидную фазу при длительном нагружении металла при высокой температуре.
Из табл. 23 также видно, что содержание ниобия в карбидах зависит от общего количества его в металле. Так, несмотря на увеличение углерода в шве от 0,08 до 0,13%, содержание ниобия, связанного в карбиды, уменьшилось с 0,16 до 0,13% благодаря уменьшению общего его количества в металле. При этом практически весь ниобий, содержащийся в металле, расходуется на образование карбидов.
Таким образом, для обеспечения максимальной жаропрочности и необходимых кратковременных механических свойстввысокохромистых швов соотношение содержания в них карбидообразующих элементов и углерода должно быть таким, чтобы лишь небольшое количество ванадия (не более 0,1%) было бы растворено в феррите.
Мелкозернистую сорбитную микроструктуру без структурносвободного феррита или с минимальным количеством его, а также вполне удовлетворительные кратковременные механические

Рис. 79. Логарифмический график зависимости напряжения от времени до разрушения при 600° С металла сварных швов (после отпуска при 720е С 10 ч) состава, %:
7—0.14 С, 0,87 МП. 0,23 Si, І0.2 Сг, 1,0 Ni. 0,68 Мо. 0,60 W, 0,28 V; 2 — 0,15 С.
0,68 Мл, 0,20 SI, 10,7 Сг. 0.74 N1, 0,56 Мо, 0.65 W. 0,25 V. 0,16 Mb; Я — 0,12 С, 0,90 Мл,
0.29 Si. 10,7 Сг. 0.8 Ni. 0.83 Мо, 0,54 W. 0.3 V.
свойства и длительную прочность (рис. 79) имеют высокохромистые сварные швы, содержащие 0,12—0,15% С, легированные молибденом в количестве от 0,6 до 0,8% и вольфрамом 0,5—1% и, кроме того, стабилизированные ванадием (0,25—0,35%) или ванадием и ниобием (до 0,25%). Причем швы, дополнительно стабилизированные ниобием, обладают несколько более высоким пределом длительной прочности. Как показывает химический анализ карбидной фазы и испытание ударной вязкости металла сварных швов после длительной выдержки при температуре 600° С (рис. 80), ниобий способствует большой стабилизации структуры и свойств металла исследуемого состава. Принятая в опытах температура отпуска 720° С является недостаточной, вследствие чего в первые 200—500 ч старения металла обнаруживается значительная диффузия некоторых упрочняющих элементов (молибдена) в карбидную фазу. Позднее была принята температура отпуска сварных соединений высокохромистых сталей 730—760° С.
На основании проведенных исследований разработаны две опытные проволоки с ниобием и без него для сварки в углекислом газе мартенситно-ферритных высокохромистых жаропрочных
сталей. Проволока 15Х12НМВФБ (ЭП249) по цниичм ^42—61 имеет следующий химический состав, %: 0,13—0,18С; 0,9 — 1,3 Мп; 0,3—0.6 Si; 11,0—12,5 Сг; 0,9—1,3 Ni; 0,7—1,1 Мо; 0,8— 1.2W; 0,2—0,4 V; 0,15—0,20 Nb и не более чем по 0,03% серы и фосфора, а проволока 15Х12ГНМВФ (ЭП390) по671—62
68580304800
Рис. 80. Графики изменения содержания элементов, связанных в карбиды (в % к суммарному содержанию карбидов) (а), и ударной вязкости (б) металла шва 14ХПНМВФ (сплошные линии) и 1БХ11НМВФБ (пунктирные линии) после нагрева до температуры 600° С,
00
Рис. 80. Графики изменения содержания элементов, связанных в карбиды (в % к суммарному содержанию карбидов) (а), и ударной вязкости (б) металла шва 14ХПНМВФ (сплошные линии) и 1БХ11НМВФБ (пунктирные линии) после нагрева до температуры 600° С,
содержит, %: 0,12—0,17 С; 0,9—1,3 Мп; не более 0,6 Si; 11,0—
Сг; 0,6—0,9 Ni; 0,8—1,2 Мо; 0,8—1,2 W; 0,25—0,45 V и не более чем по 0,03% серы и фосфора. Опыты показали, что равно- прочность, в том числе и равная длительная прочность, сварных соединений высокохромистых сталей ЭИ756, ЭИ993, ЭИ802 и др. обеспечивается при сварке в углекислом газе проволокой ЭП390. При использовании проволок ЭП249 шов получается более жаропрочный, чем сварные соединения этих сталей; разрушение всегда происходит по зоне термического влияния. Эта проволока может найти применение для сварки высокохромистых сталей, отличающихся более высокой жаропрочностью.
В производственной практике приходится исправлять литье из высокохромистых жаропрочных сталей путем вырубки дефектов и заварки их. После исправления дефектов литье обычно подвергают двойной нормализации при температурах 1080—1100°С, 10 ч и 1030 — 1060° С. 8 ч и последующему отпуску при 730— 740° С, 5 ч с охлаждением на воздухе. В связи с этим были исследованы свойства наплавленного металла после указанной термической обработки, для чего многослойными валиками заварили раковину. Заварку производили полуавтоматами в углекислом газе проволокой типа ЭП390. Химический состав наплавленного металла, 0,12 С, 0,91 Мп, 0,35 Si, 11,5 Сг, 0,56 Ni, 0,72 Мо, 0,88 W, 0,29 V. Кратковременные механические свойства металла наплавки при комнатной температуре после полкой термической обработки (средние данные): ат = 62 кГ/мм2, а„ = = 77 кГ/мм2, 6 = 19%, Ф = 57%, о„ = 7,7 кГ-м/см2. Длительная прочность наплавленного металла при температуре 600°С за 100 000 ч составляет 10—12 кГ/мм2 (рис. 81).

Время до разрушения, ч
Рис. 81. Логарифмический график зависимости напряжения от времени до разрушения при 600° С наплавленного металла типа 15X11НМВФБ после двойной нормализации п отпуска при 740°С •в течение 5 ч.
9 Таким образом, проволоку 15ХІ2ГНМВФ (ЭП390) можно Применять для заварки дефектов литья высокохромистых жаро- ррочных сталей.
с
'Сварка высокохромистых
1жаропрочных сталей
'под флюсом
Автоматическая сварка под флюсом высокохромистых жаропрочных сталей применяется при изготовлении в заводских условиях отдельных секций паропроводов паротурбинных установок. При этом приходится сваривать стыки толстостенных труб с глубокой рюмко-образной разделкой кромок.
При разработке технологии автоматической сварки [102] использовали опытные проволоки ЭП249 и ЭП390 сплошного сечения. Необходимо было выбрать флюс, который бы в сочетании с этими проволоками обеспечивал бы получение металла швов оптимального химического состава с удовлетворительными механическими свойствами и хорошей отделимостью шлаковой корки. Были опробованы флюсы восьми марок: АН-26, АН-30, АН-14,

АН-22, АНФ-6, 48-ОФ-6, опытный нейтральный флюс АН-70 и окислительный АН-17 [70]. При сварке стыков из стали ЭИ756 (1Х12В2МФ) толщиной 36 мм и наплавке валиков установили, что при использовании флюса АН-30 плохо формируется шов, отделимость шлаковой корки неудовлетворительная. При сварке под флюсом АН-26 количество кремния в шве увеличивается до
Марка Марке
флюса Содерж ние эле ментол в метал е шва, С МО S1 Сг МО W » V Nb
ЭП249 48-0Ф-6 0,15 1,10 0,53 11,23 0,83 1,12 0,67 0,40 0,11
АН-17 0,12 0,79 0,25 10,34 0,85 1,18 0,70 0,37 0,09
ЭП390 48-0Ф-6 0,16 1,00 0,30 11,00 0,89 0,80 0,93 0,37 АН-70 0,16 0,91 0,28 11,30 0,80 1,10 0,86 0,33 АН-17 0,11 0,71 0,23 10,00 0,75 1,12 0,89 0,30 —
Таблица 24
Химический состав швов, сваренных на стали Х12В2МФ под флюсом
0,7—0,8%, в результате чего повышается склонность шва к образованию трещин. Флюсы АН-14 и АН-22 также оказались непригодными из-за плохой отделимости шлаковой корки. При сварке пор флюсом АНФ-6 в сочетании с проволоками ЭП249 и ЭП390 металл шва получается высокой прочности ( оя — 90-г 95 кГ/мм2, низкой пластичности (б = 11,0-5-13,0%, Ч' = 35-г38%) и ударной вязкости (ая = 1 -гЗ кГ• м/см2). При этом даже после повторного отпуска при 750° С, 5 ч значение ударной вязкости не повышается. Удовлетворительные механические свойства сварных швов обеспечивают флюсы 48-ОФ-6, АН-70 и АН-17, которые использовали в дальнейших опытах. Химический состав опытных швов приведен в табл. 24, а механические свойства — в табл. 25. Как видно из приведенных данных, сварные швы отличаются в основном по содержанию углерода, ниобия и в значительной степени — марганца и хрома.
По кратковременным механическим свойствам эти швы удовлетворяют требованиям, предъявляемым к стали ЭИ756. При этом швы, выполненные под флюсом 48-ОФ-6, обладают более высокой прочностью и меньшей пластичностью по сравнению со швами, сваренными под флюсами АН-17 и АН-70.
На рис. 82 приведен логарифмический график зависимости напряжения от времени до разрушения. Как видно, длительная прочность шва, выполненного проволокой ЭП390 под флюсом
АН-70, за 100 000 ч составляет 8 кГ/мм2 (кривая 3) и несколько уступает свариваемой стали ЭИ756. Шов, выполненный проволокой ЭП249 под флюсом 48-ОФ-6, при длительном испытании имеет низкую пластичность. Это может привести к хрупкому разрушению соединений паропроводных труб при продолжительной работе в условиях высоких температур. Длительная
Таблица 25
Механические свойства сварных швов, выполненных дуговой сваркой под флюсом (отпуск при 740—760° С 5 ч)
Марка проволоки флюса к Г/мм’ хг-м,ем•
ЭП249 48-0Ф-6 20 71,7 86,0 14,7 42,6 5.8
600 48,6 51,3 17,6 66,0 13,7
АН-17 20 60,0 78,5 18,1 44,7 5.5
600 41,3 47,3 20,0 69,4 17,0
ЭП390 АН-70 20 54,3 70,1 19,4 52,7 8.5
600 29,0 30,5 27,2 81,8 15. і
АН-17 20 58,8 74.0 18,4 60,5 7,8
600 39,2 42,2 19,3 74,9 16,0
48-0Ф-6 20 71,8 84,3 14,6 47,5 7,1
600 40,5 42,5 19,4 75,8 17,5
прочность этого шва находится в пределах 9,5—10 кГ/мм2 (кривая /). Швы, выполненные под флюсом АН-17, оказались наиболее жаропрочными при 600° С, сохраняя, кроме того, достаточно высокую пластичность при испытаниях до 5000 ч. Длительная прочность швов, выполненных под флюсом АН-17 проволоками ЭП249 и ЭП390, за 105 ч составляет соответственно 11 и 10 кГ/мм2 (кривые 2, 4). Так как флюс АН-17 обеспечивает наилучшую отделимость шлаковой корки, его использовали в дальнейших опытах.
Исследовалась стабильность структуры и механических свойств швов, выполненных дуговой сваркой проволоками ЭП249 и ЭП390 под флюсом АН-17, а также кратковременные механические свойства и длительную прочность сварных соединений. С этой целью сваривали кольцевые заготовки труб из стали ЭИ756 диаметром 273 мм с толщиной стенки 36 мм многослойными швами указанными проволоками диаметром 2 мм с подогревом до 400°С на режиме: /са = 260-^-300 а, Ul= 28-=-32 в, ■иса — 16-И8 л/ч. Затем сварные соединения подвергали отпуску
при 740—760° С в течение 5 ч. Химический состав металла швов достаточно равномерный по всему сечению и почти не отличается от ранее полученных данных. В отличие от шва без ниобия (рис. 83,а) шов с ниобием имеет сорбитную структуру и содержит до в 10% структурно-свободного феррита
60960-52451000(рис. 83,6). Твердость металла этого g шва составляет 250—260 НѴ (рис. 84. §■ кривая /), микоотвердость сорбита —
248—258 кГ/мм\ а феррита 202 кГ/мм2. © Шов без ниобия имеет сорбитную струк- ° туру с твердостью 245—256 НѴ (рис. 84, 7 кривая 2).
При кратковременных механическихиспытаниях сварных соединений, вы-* полненных под флюсом АН-17, разрыв,
как правило, происходил по основному металлу вдали от шва или на расстоянии 4—5 мм от линии сплавления, где основной металл несколько разупроч-
I і « няется в результате воздействия тер- 5 7.| мического цикла сварки. Твердость в lag этом месте ниже, чем у стали ЭИ756. на 8—10 НѴ (рис. 84).
=Для оценки стабильности структу-
я ры и свойств металла сварных швов е § £ с ниобием и без него исследовалось = =g изменение состава карбидной фазы и I с-® ударной вязкости после длительной вы- о <1 держки при 600° С. На рис. 85,а приве- “ дены средние данные химического ана- і лиза карбидного осадка, электролнти- : чески выделенного из металла швов,
: подвергшихся старению различной продолжительности при 600° С.
' Основной составляющей карбиднойфазы металла является сложный кар-бид цементитного типа СггзСб. Кроме того, рентгеноструктурныманализом обнаружены карбиды ванадия, железа и молибдена,а в шве с ниобием —также карбид ниобия. В обоих типах швов
б
Рис 83. Микроструктура металла швов, выполненных дуговой сваркой под флюсом АН-17 проволоками ЭП390 (а) и ЭП249 (б) после отпуска при 750“ С в течение 5 ч, ХІ50.
имеется интерметаллидное соединение Fe2W, содержание которого с увеличением длительности выдержки до 4000 ч при 600° С несколько возрастает. При этом у шва с ниобием при выдержке до 1500 ч ударная вязкость постепенно снижается до 3 кГ-м/см2, а затем сохраняется неизменной (рис. 85,в),
1475105657225Рис. 84. Твердость сварных соединений из стали ЭИ756, выполненных под флюсом АН-17 проволоками ЭП249 (7) и ЭП390 (2) после отпуска при 750® С в течение 5 ч.
00Рис. 84. Твердость сварных соединений из стали ЭИ756, выполненных под флюсом АН-17 проволоками ЭП249 (7) и ЭП390 (2) после отпуска при 750® С в течение 5 ч.
15481304254500Как видно из рис. 85,о, при термическом старении до 2000 ч общее содержание карбидов несколько увеличивается. При выдержке ?5с 2000—4000 ч карбиды перераспределяются, ударная вязкость остается почти неизменной.
После 4000 ч высокотемпературной выдержки количество связанных в карбиды элементов, за исключением вольфрама, остается постоянным. Происходит частичный распад интерметаллидного соединения Fe2W, вольфрам при этом постепенно переходит в твердый раствор (рис. 85,6). Твердость шва несколько снижается: с ниобием до 243—245 НѴ, без него— до 230 НѴ, Такие небольшие изменения карбидной фазы н механических свойств исследованных сварных швов свидетельствуют о достаточной стабильности структуры металла, обеспечивающей высокую жаропрочность. Длительная прочность сварных соединений при 600° С за 100 000 ч составляет Ю кГ/мм2 (рис. 86). При этом разрыв происходит постали ЭИ756 вдали от линии сплавления или на расстоянии 4— 5 мм от нее, где наблюдается некоторое снижение твердости и прочности стали. С точки зрения равнопрочное™ в данном

Рис. 85. Изменения содержания элементов после нагрева до 600° С, связанных в карбиды (а), содержания вольфрама в ннтерметаллиде (б) и ударной вязкости металла швов (в), выполненных иод флюсом АН-17 сварочными проволоками:
ЭП249;ЭПЭ90.
случае более предпочтителен шов без ниобия, у которого предел длительности прочности за 100 000 ч равен 10 кГ}мма; кроме того,

Рис. 86. Логарифмический график зависимости напряжения от времени до разрушения при 600'С сварных соединений, выполненных под флюсом АН-17 проволокой ЭП249 (І) и ЭП390 (2) (цифры над кривыми обозначают относительное сужение в %).
он обладает лучшей пластичностью при длительных испытаниях (рис. 82, кривые 2, 4) и ударной вязкостью (рис. 85,в).
Таким образом для автоматической сварки высокохромистых жаропрочных сталей с 12% Сг можно рекомендовать проволоку
ЭП390 15Х12ГНМВФ по[ЩиРПЩ’®^*—62 в сочетании с флюсом АН-17. При необходимости получения швов более высокой жаропрочности можно рекомендовать проволоку ЭП249 (с ниобием) с содержанием углерода не менее 0,15%.
Ручная дуговая сварка высокохрозшстых жаропрочных сталей
Для ручной сварки стали ЭИ756 ЦНИИТМАШ рекомендует электроды марки ЦЛ-32, а для стали ЭИ802 ЦКТИ разработаны электроды КТИ-10. Обе эти марки электродов после отпуска при 730—750° С обеспечивают удовлетворительные кратковременные механические свойства и длительную прочность сварных швов [163]. Для изготовления электродов применяют стандартные проволоки. В этих проволоках содержится недостаточное количество углерода и малоупрочняющих твердый раствор элементов. Поэтому для обеспечения требуемой жаропрочности металла шва в покрытие вводят графит и соответствующие ферросплавы.
Таблица 26
Химический состав металла швов, выполненных на стали 15Х12В2МФ (ЭИ756) электродами нэ проволоки І5Х12ВМНФБ (ЭП24Ѳ) с фтористо-кальциевым покрытием без окалины и с железной окалиной
Количество Химк еский с ОСТВЕ. м талла ш к, % шва электродов. % С SI Сг N1 W Мо V Nb
Нет 0,12 0,60 0,25 10,6 0,76 0,76 0,87 0,50 0,12
2 3 0,12 0,51 0,20 10,5 0,76 0,77 0,86 0,49 0,11
Поскольку разработанные для механизированных методов сварки проволоки ЭП249 и ЭП390 содержат все необходимые для легирования шва на жаропрочных сталях элементы, представляло интерес исследовать свойства швов, выполненных вручную электродами из этих проволок. Были проверены электроды из проволоки ЭП249 диаметром 4 мм. Небольшое науглероживание металла шва за счет мрамора, вводимого в покрытие электродов,
№ Тем пература кГ/мм1 к! (мм? Ф. 20 57,5 73,2 19.8 53,0 4,4
600 37.3 39,4 25,9 79,2 12,0
20 63,0 78,0 16,0 49,1 5,2
600 44,3 47,7 20,6 71,6 14,5
Таблица 71
Механические свойства металла швов, выполненных на стали ЭИ75Ѳ ручной дуговой сваркой опытными электродами (отпуск при 750е С 5 ч)
349251206500при сварке жаропрочных сталей не является вредным, поэтому в опытах использовали фтористо-кальциевое покрытие простейшего типа (52—53% мрамора, 41—43% плавикового шпата, 4% двуокиси титана). В связи с тем, что проволока ЭП249 также,

Рис. 87. Логарифмический график зависимости напряжения от времени до разрушения при 600® С металла швов, выполненных ручной дуговой сваркой электродами из проволоки ЭП249 с фтористо-кальциевым покрытием без железной окалины (1) и с 3% железной окалины (2); цифры на графике обозначают относительное удлинение образцов при разрушении в %.
00при сварке жаропрочных сталей не является вредным, поэтому в опытах использовали фтористо-кальциевое покрытие простейшего типа (52—53% мрамора, 41—43% плавикового шпата, 4% двуокиси титана). В связи с тем, что проволока ЭП249 также,

Рис. 87. Логарифмический график зависимости напряжения от времени до разрушения при 600® С металла швов, выполненных ручной дуговой сваркой электродами из проволоки ЭП249 с фтористо-кальциевым покрытием без железной окалины (1) и с 3% железной окалины (2); цифры на графике обозначают относительное удлинение образцов при разрушении в %.

как и ЭП390, обеспечивает требуемые свойства швов при сварке в окислительных средах (углекислый газ, окислительный низкокремнистый флюс АН-17), в одном варианте окислительную способность принятого покрытия несколько усилили за счет введения 3% железной окалины.
Для получения опытных швов сваривали сталь 15Х12В2МФ (ЭП756) толщиной 36 мм с рюмкообразной разделкой кромок несколькими валиками. Опытные стыки подвергали отпуску при температуре 750° С в течение 5 ч с последующим охлаждением
на воздухе. Химический состав опытных швов приведен в табл. 26, кратковременные механические свойства — в табл. 27, а графики, характеризующие длительную прочность,— на рис. 87.
Из приведенных данных следует, что по химическому составу и механическим свойствам швы, выполненные опытными электродами, практически не отличаются от швов, сваренных автоматом. Длительная прочность швов, сваренных этими электродами, при 600° С за ІО5 ч составляет свыше 10 кГ/мм2.
Полученные экспериментальные данные свидетельствуют о возможности использования новых проволок для изготовления электродов для сварки высокохромистых жаропрочных сталей.
іо із
СВАРКАВЫСОКОХРОМИСТЫХ ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙГЛАВА IV
ВЛИЯНИЕ
ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ
Стали, содержащие хрома более 16%, относятся к ферритному классу и при высокотемпературном нагреве и охлаждении не претерпевают структурных превращений. Однако в стали Х17 при содержании минимального количества хрома и кремния н максимального никеля, углерода и азота при нагревании выше 900—950° С происходит растворение карбидов и нитридов в твердом растворе пограничных слоев зерен и частичное а-» fnPeBPauleHHe> 3 при последующем быстром охлаждении — -[ -*■ ct-превращение с образованием твердых прослоек по границам зерен феррита. Как показывают опыты, металл при этом несколько охрупчивается, даже если предшествующий нагрев не привел к перегреву (росту зерна). Последующий отпуск стали при температуре 760—780° С приводит к выделению карбонитридов из твердого раствора, разупрочнению стали и повышению пластичности к исходному уровню.
Хромистые 17%-ные стали с минимальным содержанием углерода, стабилизированные титаном или ниобием и легированные молибденом, а также стали с более высоким содержанием хрома (Х25Т н Х28) при нагреве и охлаждении не претерпевают структурных превращений. Растворение углерода и азота (карбонитридов) в пограничных слоях зерен феррита при нагреве и последующее быстрое охлаждение могут изменить лишь некоторые физико-химические свойства таких сталей.
Характерной особенностью высокохромистых ферритных сталей Х17, 0Х17М2Т, 0Х17Т н Х25Т является сильная склонность к перегреву—росту зерна при высокотемпературном нагреве. С повышением температуры нагрева выше 1100° С или при увеличении продолжительности высокотемпературного нагрева степень перегрева (размер зерна) ферритной стали возрастает (рис. 88). Достаточно пятиминутного нагрева при 1250—1300°С,чтобы зерно стали 0Х17Т увеличилось до балла I—0. Склонность стали Х17 к росту зерна еще значительнее. В прямой зависимости от степени перегрева (размера зерна) снижается пластичность и ударная вязкость металла (табл. 28). Особенно сильная

Рис. 8Ѳ. Изменение микроструктуры стали 0Х17Т толщиной 3 мм в зависимости от продолжительности нагрева при температуре 1250—1300° С, К100: а — исходное состояние; 6 — нагрев 1^ мин;
158750-42672000зависимость вязкости и пластичности от величины зерна наблюдается у толстолистовой высокохромистой ферритной стали. Так, у стали Х17 и 0Х17Т гтолщиной 10 мм и более при балле зер
на 1—2 ударная вязкость составляет немного больше 1 кГ • м/см2. Значительный рост зерна в высокохромистых ферритных сталях наблюдается при воздействии термического цикла сварки (рис. 89). При этом, чем крупнее зерно в исходном состоянии и чем больше погонная энергия сварки (выше мощность дуги и меньше скорость сварки), тем крупнее зерно и ниже пластичность и вязкость металла в околошовной зоне на участке, примыкающем непосредственно к шву. Рост зерна и степень охрупчивания ферритных сталей, не содержащих карбидообразующие элементы, при одинаковом тепловложении несколько выше, чем сталей того же класса, но содержащих титан или ниобий. Отпуск при температуре 760—780°С сварных соединений стали X17 несколько повышает пластичность металла в околошовной зоне, не оказывая заметного влияния на ударную вязкость. Общая пластичность (угол загиба) сварного соединения ферритной стали
зависит также от пластичности металла шва [75]. Аналогично 17% -ным хромистым сталям изменяется при воздействии термического сварочного цикла микроструктура и механические свойства
336556350Таблица 28
Влияние продолжительности нагрева при температуре 1250—1300° С на пластичность и вязкость стали 0Х17Т толщиной 3 мм
Продолжительность ндгрена. * эсрна Угол загиба стали. град КГ-МІСМ1
Исходное
состояние 8 180 12,2
0,5 8 180 11,7
4 180 9,5
1—2 180 6.7
1 180 4,2
10 1—0 180 3,3
20 1-0 115 3,0
30 0-1 100 Ы
00Таблица 28
Влияние продолжительности нагрева при температуре 1250—1300° С на пластичность и вязкость стали 0Х17Т толщиной 3 мм
Продолжительность ндгрена. * эсрна Угол загиба стали. град КГ-МІСМ1
Исходное
состояние 8 180 12,2
0,5 8 180 11,7
4 180 9,5
1—2 180 6.7
1 180 4,2
10 1—0 180 3,3
20 1-0 115 3,0
30 0-1 100 Ы
1035051200785
Рис. 89. Микроструктура металла я околошовной зоне у линии сплавления со швом соединений сталей Х17 (а) п 0Х17Т (б), сваренных автоматической дуговой сваркой, Х150.
00
Рис. 89. Микроструктура металла я околошовной зоне у линии сплавления со швом соединений сталей Х17 (а) п 0Х17Т (б), сваренных автоматической дуговой сваркой, Х150.
стали Х25Т [96]. С повышением температуры испытания вязкость крупнозернистого (перегретого) высокохромистого ферритного металла (в околошовной зоне) возрастает (рис. 90) [99] подобно основному металлу в состоянии поставки (см. рис. 8). Однако абсолютное значение ударной вязкости при высоких температурах крупнозернистого металла (в околошовной зоне) меньше, чем мелкозернистого основного металла в состоянии поставки.
Вакуумным и электрошлаковым переплавами, которые уменьшают в металле содержание газов и неметаллических включений, удается повысить ударную вязкость ферритной стали после прокатки и указанной выше термической обработки, т. е. в состояниипоставки. Однако склонность к перегреву и связанное с этим охрупчивание при воздействии сварочного термического цикла такой стали не предотвращается. Так, ударная вязкость улучшенной шлаковым переплавом стали 0Х17Т толщиной 10 мм в результате роста зерна при воздействии сварочного термического цикла снизилась с 11,2—12,1 до 1,2—1,6 кГ •м!см2 [99].
134556542545- /
-?
7
Рис. 90. График зависимости ударной вязкости от температуры испытания металла в околошовной зоне у линии сплавления со швом сварного соединения стали 0Х17Т толщиной 10 мм. выполненного автоматической сваркой под флюсом АНФ-6 проволокой Св-08Х20Н9Г7Т.
00- /
-?
7
Рис. 90. График зависимости ударной вязкости от температуры испытания металла в околошовной зоне у линии сплавления со швом сварного соединения стали 0Х17Т толщиной 10 мм. выполненного автоматической сваркой под флюсом АНФ-6 проволокой Св-08Х20Н9Г7Т.
Иная картина наблюдается в тонколистовой стали 0Х17Т толщиной до 2—3 мм. Как показали опыты, сварные соединения этой стали как с аустенитно-ферритным, так и чисто ферритным швом, например, выполнение аргоно-дуговой сваркой вольфрамовым электродом без присадки, в отличие от соединений толстолистовой стали, имеют высокую общую пластичность (угол загиба) и ударную вязкость в околошовной зоне.
1016635-4445rn
00rn
При отсутствии титана или при He
достаточном его содержании <
< 8, точнее при ^ ТШГ < 7)["І вы' сокотемпературный нагрев (выше 900—950° С) и последующее быстрое охлаждение ферритных сталей приводит к резкому ухудшению общей коррозионной стойкости металла и появлению склонности к межкристаллитной коррозии. В околошовной зоне у линии сплавления со швом сварных соединений таких сталей при воздействии сред повышенной агрессивности происходит избирательная коррозия (рис. 91). Коррозия этого металла в данных условиях имеет преимущественно межкристаллитный характер (рис. 92). Отпуск сварных соединений при температуре 760—780° С не только улучшает пластичность металла околошовной зоны, но и повышает его коррозионную стойкость [75].
Отрицательное влияние высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения и благоприятное влияние последующего отпуска при 760—780° С на коррозионную стойкость ферритных сталей известно давно и. в настоящее время трудно определить первоисточник этих данных. Общеизвестным является благоприятное влияние титана на уменьшение склонности сталей к межкристаллитной коррозии после закалки от высоких температур. Вместе с тем мнения о природе межкристаллитной коррозии ферритных сталей весьма разноречивы. Основые теории, объясняющие склонность к межкристаллитной коррозии ферритных сталей после высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения, следующие: а) теория выделения неравновесных богатых железом избыточных фаз (карбидов) [251, 240, 239, 126]; б) теория образования при высо-

Рис. 91. Внешний вид поверхности образца сварного соединения стали Т1
1XT7T { q =3,5), выполненного ду. говой сваркой, после кипячения в 50%-иой азотной кислоте 200 ч.
1184275-1319530
Рис. 92. Коррозия металла околошовной зоны у лишш сплавления со швом сварного соеди- ТІ
нения стали 1Х17Т ( g- = 3,5), выполненного дуговой сваркой, после кипячения в 50°^-ной азотной кислоте 200 ч, Х200.
00
Рис. 92. Коррозия металла околошовной зоны у лишш сплавления со швом сварного соеди- ТІ
нения стали 1Х17Т ( g- = 3,5), выполненного дуговой сваркой, после кипячения в 50°^-ной азотной кислоте 200 ч, Х200.
ких температурах по границам ферритных зерен аустенитных прослоек, обедненных хромом, которые при охлаждении частично превращаются в мартенсит [ПО); в) теория механических напряжений на границах зерен [250, ПО]; г) теория обеднения границ зерен хромом вследствие выпадения карбидов [127, 126).
Согласно первой теории, при высокотемпературном нагреве 17%-ной хромистой стали по границам зерен образуется богатый углеродом аустенит. При последующем охлаждении аустенитные прослойки оказываются пересыщенными углеродом. В местах контакта аустенитных прослоек с телом ферритных зерен выпадают неравновесные (метастабнльные) карбиды типа (Cr, FebCa, обогащенные железом и поэтому легкорастворимые в агрессивной среде. При последующем отпуске происходит обогащение карбидов хромом — превращение нх в (Сг, FebsCe, вследствие чего коррозионная стойкость карбидов резко возрастает и сталь становится невосприимчивой к межкристаллитной коррозии.
Вторая теория предполагает образование ври высокотемпературном нагреве аустенитных прослоек по границам ферритных зерен (межкрнсталлитного аустенита) вследствие растворения углерода и азота (сильных аустениэирующих элементов). Этот аустенит по сравнению с ферритом обеднен хромом, является нестабильным и при последующем быстром охлаждении частично или полностью распадается, превращаясь в мартенсит, вследствие чего пассивность границ зерен снижается и сталь оказывается склонной к межкристаллитной коррозии.
В работе [250] отвергается теория образования аустенитных (мартенситных) прослоек в 17%-ной хромистой стали и приводятся следующие экспериментальные данные. Сталь Х17Т с отно- Ті _.
шением содержания = 7 после высокотемпературной закалки
не имела аустенитных (мартенситных) прослоек, однако оказалась восприимчивой к межкристаллитной коррозии как в сернокислом растворе медного купороса, так и в кипящей 65%-ной азотной кислоте. Такая же сталь с ^- = 9 после такой же термообработки не имела аустенитной фазы, однако проявила склонность к межкристаллитной коррозии в кипящей концентрированной азотной кислоте. Добавка кремния и ванадия в 17%-ную хромистую сталь предотвращает образование аустенита при высокотемпературном нагреве, не оказывая, однако, влияния на восприимчивость к межкристаллитной коррозии. Кроме того, минимальная температура нагрева, вызывающая восприимчивость к межкристаллитной коррозии в сталях с 17—27% хрома, находится в пределах 925—1050° С, в то время как температура образования аустенитной фазы в сталях с 18% хрома и более значительно выше [252]. Основываясь на этом, некоторые исследователи [250] считают несостоятельной аустенитную гипотезу. Обнаружив избыточную фазу в закаленной от высоких температур и проявляющей склонность к межкристаллитной коррозии ферритной стали, они выдвинули следующую гипотезу, объясняющую механизм межкристаллитной коррозии высокохромыстых ферритных сталей. При быстром охлаждении ферритной стали от высоких температур, при которых карбиды и нитриды растворяются в феррите, из пересыщенного углеродом и азотом феррита выпадает по границам зерен избыточная фаза (карбиды или нитриды), создающие в этих местах высокие напряжения, вследствие чего границы ферритных зерен становятся неустойчивыми против воздействия агрессивной среды. Отжиг при температуре760—790® С снимает эти напряжения, сообщая стали первона] чальную устойчивость против межкристаллитной коррозии.
2065020-417830і
00і
Исследуя коррозию ферритных сталей с различным содержанием титана после высокотемпературного охлаждения, эти же исследователи [250] пришли к выводу, что титан полностью не предотвращает межкристаллитную коррозию в этих сталях, а лишь повышает температуру нагрева, вызывающую восприимчивость к межкристаллитной коррозии, так как карбиды н нитриды титана растворяются в феррите при более высоких температурах, чем карбонитриды хрома. К таким же выводам несколько раньше пришли И. А. Левин, А. А. Бабаков, Э. В. Лютова [124].
Сторонники теории обеднения ферритных зерен хромом при выпадании избыточных фаз в процессе быстрого охлаждения и связанного с этим снижения пассивности пограничных зон зерен [125, 127, 128, 126] считают, что причиной появления восприимчивости ферритной стали к межкристаллитной коррозии, кроме обеднения границ зерен хромом, являются также неравновесность выделившихся малостойких карбидов при быстром охлаждении от высоких температур, повышенное количество железа в этих карбидах, а также возникшие при этом напряжения. В зависимости от условий, вызывающих потерю коррозионной стойкости стали, каждый из этих факторов, по мнению исследователей, может играть большую или меньшую роль в проявлении восприимчивости к коррозии.
Автор совместно с Д. В. Дидебулидэе [99] попытался исследовать природу межкристаллитной коррозии 17%-ных хромистых ферритных сталей (табл. 29) при помощи анализа электролитически выделенных карбидов, электронно-микроскопического анализа границ зерен и измерения мнкротвердости.
Предварительно исследовали стойкость сварных соединений против общей и межкристаллитной коррозии по стандартной методике AM в состоянии после сварки и после отпуска при температурах 650 и 770° С в течение 2,5 ч. Кроме сварных соединений, испытывали образцы сталей Х17, 1Х17Т и 0Х17Т после закалки в воду от 1250—1300° С с выдержкой 3—5 сек и 1 ч, а также после такой закалки и отпуска при 770° С. Опыты показали, что сварные соединения сталей 0Х17Т и 0ХІ7М2Т стойки против межкристаллитной коррозии, а в соединениях сталей Х17и 1Х17Т у линии сплавления со швом наблюдается этот вид коррозии. То же самое обнаруживается после кратковременного общего нагрева стали до 1250—1300°С (табл. 30). Увеличение времени высокотемпературного нагрева, значительно превышающего дли-
Химический состав высокохромистых ферритных сталей
т“““- Хи ичесхий состав ч Механи ческне с аойств <= Мп « Сг N1 Мо ТІ ТІ
с кГ/лн* я Г/мм1 Ф. ЯГ-М/СМ1
Х17 20 0,12 0.56 0,35 17,4 0,40 0 30.1 46,0 24,0 42,0 4,0
ХІ7 15 0,08 0,22 0,10 16,9 0,39 0 Не определялись 5,6
1Х17Т 10 0,12 0,58 0,41 16,5 0,98 0,41 3,5 36,5 47.9 25.1 59,4 0Х17Т 10 0.05 0,60 0,50 17,1 0.36 0,49 9.8 30,1 41,5 33,9 66,0 1,9
Х17М2Т 6 0,09 0,41 0,17 16,2 0.19 1.94 0.30 3,3 48,6 57,7 16,0 45,6 4.8
Таблица 30
Влияние режима термической обработки на состав карбидной фазы, микротвердость границ зерен и склонность к МКК стали Х17
Термическая обработка стали ХІ7 лнтная корро- Содержание карбида, % Мняротвер-
Fc Сг Нет 0,249 0.508 178
Закалка от 130L)°C, нагрев 3—5 сек Есть 0,137 0,289 Закалка и отпуск при 650°С Слабая Нет Закалка от ІЗОО^С, нагрев 1 ѵ Есть 0,033 Закалка и отпуск при 770°С Нет 0.327 * Повышение мнкротзердости удалось выявить не иа всех границах зерен и с большим разбросом данных Несколько возрастает микротвердость в теле ферритного зерна закаленной стали ХІ7.
тельность термического цикла дуговой сварки в области опасных температур, вызывает склонность к межкристаллитной коррозии также стали 0Х17Т, несмотря на десятикратное отношение содержания ^. Последнее подтверждает мнение о том, что титан лишь затрудняет растворение углерода (карбидов) в твердом растворе, предотвращая тем самым межкристаллитную коррозию ферритной стали лишь после сравнительно кратковременного, например сварочного, нагрева и быстрого охлаждения.
Из данных табл. 30 видно, что по сравнению с исходным состоянием, когда сталь стойка против межкристаллитной коррозии. после закалки от высокой температуры, сообщившей стали Х17 восприимчивость к такой коррозии, в карбидах меньшее количество не только хрома, но и железа. После отпуска закаленной стали, ликвидировавшем восприимчивость к межкристаллитной коррозии, количество и хрома и железа в карбидах закономерно возрастает. Следовательно, не карбиды железа являются причиной межкристаллитной коррозии стали Х17 после высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения. Уменьшение количества выделившихся карбидов, повышение микротвердости и некоторое расширение границ ферритных зерен стали Х17 после закалки, при отсутствии заметных изменений строения границ зерен стали 0Х17Т после такого же термического воздействия (рис. 93), при котором эта сталь сохранила стойкость против межкристаллитной коррозии, подтверждает мнение о том, что восприимчивость к межкристаллитной коррозии металла околошовной зоны ферритной стали обусловливается возникновением напряжений в решетке пограничных слоев ферритных зерен. При этом надо полагать необязательно образование аустенитных прослоек (а 7 -превращение) в пограничных слоях ферритных зерен всех сталей этого класса в процессе нагрева и мартенситных превращений (т -*• .М-превращение) при последующем быстром охлаждении. Структурные изменения в пограничных слоях зерен и обусловленная этим склонность к межкристаллитной коррозии после высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения, по-видимому, возможны в так называемых полуферритных 17%-ных хромистых сталях при отсутствии или незначительном содержании в них других ферритизаторов, а также при наличии небольших добавок никеля либо при повышенном содержании углерода и азота. Подобное изменение структуры после воздействия сварочного нагрева и коррозионной стойкости обнаруживаются также в хромоникелевом ферритно-
аустенитном металле типа 0Х21НЗТ н Х28АН [85, 89] и отсутствуют в 17%-ных хромистых сталях с титаном, ванадием или повышенным содержанием кремния, проявляющих вместе с тем

Рис. 93. Электронные микрофотографии границ зерен сталей, Х500-. а — XI7 после иагреиа до 1250—1300° С 3—5 сек и охлаждения в воде: <5 — то же и отпуск лрл 770'С 2,5 ч, в — 0Х17Т после нагрева До 1250—1300° С 3—6 сек и о.хлажденпя в воде: г — то же и отпуск при 770° С 2,5 ч,
восприимчивость к межкристаллитной коррозии. Что касается образования напряжений в решетке пограничных слоев ферритных зерен, то для этого необходимо, чтобы углерод и азот, находящиеся в структурно-свободных карбидах (карбонитридах), при нагреве стали растворились в твердом растворе в количестве, значительно превышающем предел растворимости при комнат-
ной температуре, а при последующем быстром охлаждении частично зафиксировались в нем в виде пересыщенного твердого раствора. Это уже само по себе создает перенапряженность, искажение решетки. Кроме того, вследствие резкого уменьшения растворимости углерода и азота в феррите с понижением температуры они стремятся выделиться из твердого раствора в виде карбонитридов при охлаждении металла. Неполное выделение карбонитридов при быстром охлаждении, когда в какой-то мере сохраняется когерентная связь между атомами выделяющейся и материнской фаз, вызывает дополнительные напряжения вследствие разности в междуатомных расстояниях решеток этих фаз. В условиях контактирования с жидкой агрессивной средой (электролитом) напряженные прослойки в микропорах с ненапряженным металлом тела зерен являются анодами и быстро корродируют.
В отдельных случаях может также сказываться некоторое обеднение пограничных слоев ферритных зерен хромом при значительном выделении карбидов (карбонитридов), в результате чего разность электрохимических потенциалов между телом и пограничным слоем зерна повышается, и межкристаллитная коррозия усиливается. При этом степень обеднения и его эффективность в электрохимическом растворении ферритного металла, по-видимому, значительно меньше, чем аустенитного, так как скорость диффузии хрома, а следовательно, и выравнивание его концентрации по телу зерна, в первом случае во много раз выше, чем во втором. Несмотря на это, ускорение диффузии хрома в результате легирования молибденом и, следовательно, предотвращения обеднения пограничных слоев зерен хромом при выделении карбидов играет определенную роль в повышении стойкости против межкристаллитной коррозии не только аустенитного, но и ферритного металла. Только этим, по-виднмому, объясняется невосприимчивость к межкристаллитной коррозии сварных соединений стали ХІ7М2Т в отличие от стали 1Х17Т с таким же отношением (см. табл. 29).
Последующий высокий отпуск быстроохлажденной от высоких температур ферритной стали приводит к завершению выделения карбонитридов, разрыву когерентной связи между фазой выделения и материнской фазой и, следовательно, устраняет местные напряжения в решетке поверхностных слоев ферритных зерен, а также выравнивает концентрацию хрома по телу зерна, т. е. ликвидирует причины межкристаллитной коррозии.
СВАРКА 17%-НЫХ ХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ
Принципиальная технология сварки ферритных сталей с 17% хрома описана автором в ряде статей [75, 87, 99]. Наихудшими свойствами, особенно коррозионной стойкостью, обладают сварные соединения стали X17 или 1Х17Т с недостаточным содержанием титана. При сварке этой стали ферритной проволокой (табл. 31) для обеспечения равномерной коррозии металла шва и околошовной зоны с основным металлом необходим отпуск сварных изделий (рис. 94,о, б). При этом пластичность и вязкость сварных соединений, хотя и повышается, однако остаются довольно низкими. Причем введение титана в ферритный шов (при сварке проволокой с титаном) несколько улучшает пластичность сварного соединения, не оказывая влияния на его вязкость (табл. 32). При сварке аустенитной проволокой без стабилизирующих элементов (Св-13Х25Н18) последующий отпуск, повышая механические свойства сварного соединения (табл. 32) и улучшая коррозионную стойкость околошовной зоны (рис. 94,6), сильно понижает общую коррозионную стойкость металла шва (рис. 94.г). Лучшей коррозионной стойкостью после отпуска обладают швы, содержащие титан и ниобий.
После отпуска или при многослойной сварке сварных соединений стали Х17 с аустенитным или аустенитно-ферритным швом, особенно с более высоким содержанием хрома и других карби-
Таблица 31
Химический состав электродных проволок и металла многослойных швов, выполненных на стали Х17 толщиной 20 мм дуговой сваркой в углекислом газе
X мическ П соста металл а шва, °,ьект исслелоииия Мо Si Сі Ni ТІ
Проволока 0X17 (порошковая) . . 0,04 1,3 0.80 18,2 Шов, сваренным проволокой 0X17 0,09 0,70 0,36 17,5 не оп- —
Проволока 0Х17Т 0,05 1,31 0,75 19,0 0,97
Шон, сваренный проволокой 0X177 0,11 0,81 0,40 18,0 ред.
17,8 0,24
Проволока Св-13Х25Н18
Шов. сваренный проволокой CB-13X25H18 0,13 1,55 0.59 25,0 _
0,10 0,89 0,25 21,3 13,4 -
дообразующлх элементов, чем в стали, по линии сплавления (со стороны шва) происходит некоторое повышение концентраций

Рис. 94. Внешний вид поверхности образцов соединений стали Х17 после испытаний в кипящей 50%-ной азотной кислоте:
а —сварка проволокой 0X17T. испытание в состоянии после сварки, б — то же, испытание после отпуска при 760° С 2,5 ч; в —сварка проволокой Св-!ЗХ25Н!в. испытание в состоянии после сварив: г — то же, испытание после отпуска при 760° С 2,5 ч.
углерода за счет диффузии из прилегающей к шву зоны основного металла (рис. 95). Несмотря на это, пластичность сварного соединения после отпуска выше, чем в состоянии после сварки.
В связи с неудовлетворительными коррозионными свойствами соединений стали Х17 в состоянии после сварки эта сталь в настоящее время почти не применяется для химического обо-
ботки Саар" м кіанімеекк а свойства металла ш Угол эа-
кГІмм1 к Г/м м ‘ 8, 4. сварного
0X17 Отпуск прп 760СС 31.0 49,7 22,3 51,3 0,80 7
0Х17Т То же 33,0 54,6 24,0 54,8 0,56 88
13Х25Н18 Без отпуска 31,3 57,2 40,0 42,5 7,0 62
13Х25Н18 Отпуск при 760°С 28,7 58,6 40,3 42,3 8,2 107
Механические свойства швов и соединений стали Х17, выполненные дуговой сваркой в углекислом газе в 5 слоев
6351109345
Рис. 95. Микроструктура металла по линии сплавления аустенитного хромоннкелевого шва типа 0Х20Н7 с основным металлом — сталью XI7 толщиной 10 мм. X150: о-в состояния после сварки; б — после отпуска при 770° С 2 ч.
00
Рис. 95. Микроструктура металла по линии сплавления аустенитного хромоннкелевого шва типа 0Х20Н7 с основным металлом — сталью XI7 толщиной 10 мм. X150: о-в состояния после сварки; б — после отпуска при 770° С 2 ч.

рудования. Вместе с тем она находит применение в качестве жаростойкого материала при умеренных рабочих температурах. Более перспективной является сталь 0Х17Т, 0Х18Т1 и пока еще опытная 0Х17М2Т млн 0Х17М2Б. Особенно перспективными являются ферритные стали толщиной до 2—3 мм.
Автор совместно с Д. В. Дидебулидзе [99] исследовал сварные соединения сталей 0Х17Т толщиной 10 мм и 0Х17М2Т толщиной 6 мм (табл. 29). Химический состав опытных швов приведен в табл. 33, механические свойства сварных швов и соединений — в табл. 34, а коррозионная стойкость в некоторых средах — в табл. 35. Все исследованные швы в состоянии после сварки не склонны к межкристаллитной коррозии прн испытании по методу AM: кипячение 24 ч в растворе, содержащем 160 г CiiSO* • 5НгО + 100 мл серной кислоты (илотностн 1,835 г/сл»3) + + 1 л воды + медная стружка (ГОСТ 6032—58).
Из приведенных данных видно, что при сварке стали 0Х17Т хромоникелевыми проволоками типа 18-8, точнее 19-9 и 19-10,
Таблица 33
Химический состав сварных швов, выполненных автоматической сваркой под флюсом н ручной дуговой сваркой
„ ... — О. сталии се Сварочный материал ** Проволока
05Х19Н9ФЗС2,'флюс
АН-26
Проволока 0,07 0,89 1,2 17,8 6,0 0,17 1,2 V
08Х20Н9Г7Т, флюс АНФ-14 0,06 3,10 0,87 17,6 4,6 0,22 _ _
Проволока 08Х19Н10Б, флюс
АНФ-14
Проволока 0,07 0,58 0,83 17,7 5,0 0,11 0,60 -
0Х17Т, 08Х19Н9ФБС, флюс 10 АНФ-14
Проволока
05Х25Н12ТЮ 0,08 0,48 1,20 17,3 4,0 0.18 0,48 0,7 V
(ЭПѲ7). флюс АН-26 0,07 0,58 0,60 20,5 7,0 0,45 — 0,1 А1
Электроды ЦЛ-11 0,06 0,74 0,46 19,0 Ь,4 0,17 0,62 —
Электроды ЦЛ-9 0,07 1,42 0,40 20,8 7,2 0,36 0,64 —
Пронолока 0ХІ7М2Т, флюс А НФ-6
Проволока 0,08 0,38 0,20 16,2 0,20 0,25 0,10 1,97 Мо
0Х17М2Т 0Х19Н11МЗ флюс АН-26 0.08 0,70 0,18 16,8 5,8 — 0,20 2,2 Мо
Проволока
05Х20Н11МЗТБ, флюс АН-26 .... 0,07 0,72 0,70 17,8 5.7 0,38 0,40 2,3 Мо
швы обладают чрезмерно высоким пределом текучести, низкой пластичностью и вязкостью. Исходя из диаграммы Шеффлера (рис. 52), это можно объяснить наличием мартенситной фазы в этих швах вследствие недостаточного содержания в них 7 -образующих элементов (никеля, марганца) и а-образующих (хрома). Несколько пластичнее шов, выполненный проволокой 05Х19Н9ФЗС2 п содержащий больше a-образующих элементов (ванадия, кремния). Однако вследствие низкого содержания никеля этот шов по пластичности и вязкости не удовлетворяет предъявляемым требованиям.
Таблица 34
Механические свойства сварных швов и соединений,
выполненных на стали 0Х17Т толщиной 10 мм и 0Х17М2Т толщиной 6 мм дуговой сваркой под флюсом и ручной сваркой
г Марки Прово- Металл ш Саа і .
§ п
н'С 1 * = С . 05ХІ9Н9ФЗС2 47,5 82,4 16,8 28,7 5,1 55 1,6
08Х20Н9Г7Т 37,9 77,3 24,5 65,4 15,1 41,1 114 1,3
О8ХІ9НІ0Б 95,7 109,1 5,7 19,0 3,1* 41,4 55 0Х17Т 08ХІ9Н9ФБС 57,5 61,0 4,0 9,2 3,4* 42,0 47 05Х25Н12ТЮ 36,6 73,0 31,0 62,6 10,8 49,2 150 1,6
ил-п .... 43,1 73,3 17,0 20,0 8,8 41,8 90 0,9
иЛ-9 .... 41,3 68,8 41,9 42,0 9,4 43,8 100 1,6
0Х17М2Т . . Не опред еляло сь 1,6 50,8 80 1,2
0ХІ7М2Т 04Х19Н11МЗ 34,9 98,9 14,9 21,4 5,4 49,3 180 05Х20Н11МЗТБ 36,8 54,5 15,9 28,8 8,1 50,2 180 * Образцы разрушались по зоне крупного зерна. При нспытаннн на разрыв поперечных образцов соединений стали 0Х17Т разрушение происходило по основному металлу, а стали 0Х17М2Т — но шву.
Удовлетворительные механические свойства сварных соединений стали 0Х17Т получаются при автоматической сварке под флюсом АН-26 или АНФ-14 хромоникелевой проволокой с повышенным содержанием хрома н никеля и хромоникельмарганцевой проволокой. Практически то же самое получается и при ручной сварке. Причем вследствие меньшего провара и разбавления основным металлом шов содержит больше никеля и поэтому пластичнее. Для сварки стали 0Х17М2Т можно применять проволоку 05Х20Н11МЗТБ. При этом предел текучести металла шва несколько ниже, чем у основного металла. Механические свойства швов на этой стали, выполненных ферритной проволокой идентичного состава с основным металлом, низкие.
Таблица 35
Коррозионная стойкость соединений стали 0XI7T толщиной 10 мм и 0Х17М2Т толщиной 6 мм, сваренных автоматической н ручной сваркой
1 S.1 ектродов Скорост ь корроз ИИ, гім» ч, свар ы* сосд нений в кислоте
азотной уксу спой
II II Ь Sg І! І! И
05Х19Н9ФЗС2 . . 1,3* 08Х20Н9Г7Т . . . 0,69* 0,15 0,05 0.03 0,015 0.02 0,012
08Х19Н10Б .... 0,85* 0,10 0,04 0,04 0,020 0,04 0,014
0Х17Т 08Х19Н9ФБС . , . 1,80* 0,16 0,04 0,03 0,010 0,14 0,025
05Х25Н12ТЮ . . . 0.50 0,10 0,015 0,06 0,025
ил-11 0,43 0,10 0,045 0,03 0,026, 0.06 0,011
ЦЛ-9 0,20 0,09 — 0,012 0,09 0,020
0Х17М2Т 2.26*
0Х17М2Т 04Х19Н11МЗ . . . 0,98*
05Х20Ш1 МЗТБ . . — — — — 0,06
0Х17Т 0,30 0,10 0,04 0.03 0,015 0,07 0,015
* Преимущественное разрушение металла шва. В остальных образцах коррозия равномерная.
По коррозионной стойкости, особенно в средах повышенной агрессивности, сварные соеднвения с хрупкими швами вследствие наличия мартенситной фазы уступают соединениям, сваренным проволоками с повышенным содержанием ? -образующих элементов. Причиной этого является более интенсивная коррозия металла шва, а также околошовной зоны (рис. 96). Пониженная коррозионная стойкость шва, выполненного проволокой Св-05Х19Н9ФЗС2, обусловлена также отрицательным влиянием высокого содержания ванадия и кремния. Сварные соединения стали 0Х17Т со швами оптимального состава обладают вполне
удовлетворительной коррозионной стойкостью в азотной кислоте концентрации до 25% при температуре кипения и в 56%-ной азотной кислоте при температуре до 80° С, а также в кипящей уксусной кислоте любой концентрации.
Таким образом, из опробованных аустенитных проволок в качестве присадочного металла для автоматической сварки под флюсом стали 0Х17Т и 0Х18Т1 можно рекомендовать две проволоки — Св-08Х20Н9Г7Т (по ГОСТ 2246—60) и 05Х25Н12ТЮ (ЭП87 по ЧМТУ 168—59).
975360113030
Рис. 96. Внешний вид поверхности образцов соединения стали 0Х17Т толщиной 10 мм, сваренного проволокой Св-05Хі9Н9ФЭС2 под флюсом АН-26, после кипячения в 45%-ион азотной кис-
00
Рис. 96. Внешний вид поверхности образцов соединения стали 0Х17Т толщиной 10 мм, сваренного проволокой Св-05Хі9Н9ФЭС2 под флюсом АН-26, после кипячения в 45%-ион азотной кис-
Вместе с тем экспериментальные данные показали, что при использовании рекомендованных выше проволок не ис- I черпываются все возможности улучшения механических I и коррозионных свойств сварных соединений стали 0Х17Т.
Поэтому были проведены опыты по разработке новой проволоки для сварки этой стали под флюсом и в углекислом газе, особенно для сварки тонкого металла, и электродов для ручной сварки. При разработке проволоки руководствовались следующими соображениями. Из условий компенсации несколько меньшей коррозионной стойкости литого металла шва по сравнению с катаной сталью 0Х17Т содержание хрома в проволоке приняли 19—21%. Для связывания углерода в карбиды с целью предотвращения межкристаллитной коррозии шва при повторных нагревах (многослойная сварка, ремонт дефектов шва) в проволоку ввели ниобий и небольшое количество ванадия, а для уменьшения выгорания элементов при сварке под флюсом АН-26 и особенно в углекислом газе — алюминий. Для определения оптимального содержания никеля изготовили и испытали несколько порошковых проволок с различным его содержанием. Определяли ударную вязкость однослойных швов, сваренных под флюсом АНФ-6 этими проволоками. Опыты показали (рис. 97), что для получения удовлетворительной вязкости шва с 17—20% хрома необходимо обеспечить в нем содержание 7—8% никеля. Для этого в проволоке с 19—21% хрома должно содержаться 14— 16% никеля. На основании этих опытов была предложена проволока марки Св-08Х20Н 15ФБЮ (ЭП444 по ЧМТУ/ЦНИИЧМ849—63) следующего состава, %.: не более 0,10 С, 1,0—2,0 Мп, не более 0,8 Si, 19—21 Сг, 14—16 Ni, 0,5—0,9 V, 0,9—1,5 Nb, 0,4— 0,8 А1, не более 0,025 S и не более 0,03 Р.
60960262255
Содержание Ni. %
Рис. 97. График влияния содержания никеля на ударную вязкость металла шва состава, %: 0.06—0,07 С. 0,68—0,78 Мп. 0,46—0,51 Si. 173—19,1 Сг, 0,24—0,28 TI. 0.46-0,67 Nb, 0,40-0.46 V, 0.16-0,21 AI (сварка стали 0Х17Т под флюсом АНФ-б порошковой проволоаой).
00
Содержание Ni. %
Рис. 97. График влияния содержания никеля на ударную вязкость металла шва состава, %: 0.06—0,07 С. 0,68—0,78 Мп. 0,46—0,51 Si. 173—19,1 Сг, 0,24—0,28 TI. 0.46-0,67 Nb, 0,40-0.46 V, 0.16-0,21 AI (сварка стали 0Х17Т под флюсом АНФ-б порошковой проволоаой).
Опытной проволокой сварили стыковые соединения стали 0Х17Т толщиной 10 и 4 мм автоматической сваркой под флюсом АН-26 и в углекислом газе, а также электродами АНВ-9 из этой проволоки с фтористо-кальцевым покрытием простейшего типа: мрамора 48%, плавикового шпата 45%, двуокиси титана 6%,
Химический состав проволоки и опытных швов приведен в табл. 36, механические свойства швов и соединений — в табл. 37 и коррозионная стойкость сварных соединений — в табл. 38.
Приведенные данные свидетельствуют о том, что разработанная проволока СВ-08Х20Н15ФБЮ (ЭП444) как при сварке под флюсом, так и в углекислом газе стали 0Х17Т обеспечивает вполне удовлетворительные механические свойства сварных швов и соединений. Аналогичные свойства имеют швы, сваренные вручную толстопокрытыми электродами из этой проволоки.
Коррозионные свойства металла шва, выполненного этой проволокой, в наиболее агрессивной окислительной среде не уступают свариваемой стали (рис. 98). Металл околошовной зоны стали 0Х17Т в кипящей азотной кислоте имееет пониженную коррозионную стойкость, несмотря на более чем 9-кратное превышение содержания титана по сравнению с углеродом. Коррозионная стойкость исследованных сварных соединений в азотной кислоте любой концентрации при температуре до 70—80° С вполне удовлетворительная. Опыты, проведенные автором и Д. В. Дидебулидзе совместно с Укрнннпродмаш, показали, что соединения стали ОХ17Т или ОХ18Т1, сваренные по оптимальной технологии, обладают хорошей коррозионной стойкостью в большинстве агрессивных продовольственных сред, в которых отсутствуют ионы хлора. Эти стали толщиной до 3 мм и разработанная технология сварки внедряются в различные отрасли продовольственного машиностроения.
Химический состав проволоки и опытных швов, сваренных на стали 0Х17Т Толщиной 10 мм автоматвческой сваркой под флюсом н в углекислом газе и ручными электродами
Объект исследований Химический состав металла швов, %
С „„ SI Сг N1 Nb ѵ 41 .
Проволока
08Х20Н15ФБЮ (ЭП444) 0,08 1,63 0,42 20,1 14,5 1,15 0,87 0,42
Шов, сваренный под флюсом Ап-26 .... 0,08 1,10 0,86 18,6 8.3 0,70 0,45 0,06
Шов, сваренный в СО, 0,09 0,95 0,32 18,5 8,9 0,68 0,49 Сле
ды
Шов, сваренный электродами АНВ-9 (нэ проволоки ЭП444) .... 0,09 0,98 0,34 18,1 7,9 1.0 0,67 0,03
Таблица 37
Механические свойства металла швов и соединеивй стали 0XI7T толщиной 10 мм, сваренных проволокой 08Х20Ш5ФБЮ под флюсом и в углекислом газе и ручными электродами
Меха сиойст а свари ых шаов Сварочные материалы *Пмм> к! Імм‘ Ф. Проволока 08Х20Н15ФБЮ. флюс АН-26 ........ 34.0 67,5 31,6 45,5 9,8 160
Проволока 08Х20Н15ФБЮ, СОа 32.6 67,0 40,1 48,1 10.1 170
Электроды АНВ-9 ..... 35,3 59,7 30,0 38,6 11,8 130
635-1225550Коррозионная стойкость в азотной кислоте соединений стали 0Х17Т, сваренных под флюсом, в углекислом газе и ручными электродами (скорость коррозии в г/.и2- ч)
Азотная кислота
50«-ная 56%-кая 85к-ная
Сварочные материалы . . 70°С кипящая 70вС кипящая 70°С кипящая
Проволока 08Х20Н15ФБЮ, флюс АН-26 0,036 3,6 - - 0,046 7.00
Электроды АНВ-9 .... 0,037 0,045 Сталь 0Х17Т 0,023 0,57 0,038 0,71 0,047 1,29
00Коррозионная стойкость в азотной кислоте соединений стали 0Х17Т, сваренных под флюсом, в углекислом газе и ручными электродами (скорость коррозии в г/.и2- ч)
Азотная кислота
50«-ная 56%-кая 85к-ная
Сварочные материалы . . 70°С кипящая 70вС кипящая 70°С кипящая
Проволока 08Х20Н15ФБЮ, флюс АН-26 0,036 3,6 - - 0,046 7.00
Электроды АНВ-9 .... 0,037 0,045 Сталь 0Х17Т 0,023 0,57 0,038 0,71 0,047 1,29
-336551033145Рис. 98. Внешний вид поверхности образцов соединений стали 0Х17Т, сваренных в углекислом газе проволокой 08Х20Н15ФБЮ, после испытаний в 56%-ной азотной кислоте при температуре кипения (а) н 70° С (б).
00Рис. 98. Внешний вид поверхности образцов соединений стали 0Х17Т, сваренных в углекислом газе проволокой 08Х20Н15ФБЮ, после испытаний в 56%-ной азотной кислоте при температуре кипения (а) н 70° С (б).
152402730500Следует также отметить, что при крайней необходимости тонколистовая сталь 0Х17Т может быть сварена аргоно-дуговой сваркой без присадки или с присадкой ферритной проволоки Св-Х17Т. Необходимость сварки этой стали высокохромистой безникелевой проволокой или такими же электродами может быть обусловлена самим химическим процессом, протекающим в аппарате. Например, для каталитического дегидрирования бутана и диэтилбензола оборудование должно быть из безникелевой стали, сваренное ферритными беэнике- левыми электродами, так как никель изменяет процесс в сторону получения побочных ненужных продуктов.
В большинстве же случаев высокохромистые стали можно сваривать хромоникелевыми и хромоникельмарганцевыми проволоками и электродами.
Для сварки толстолистовой стали 0Х17Т, наряду с проволокой 08Х20Н15ФБЮ, можно успешно применять хромоннкельмарган- цевую проволоку и электроды из нее с таким же запасом аусте- нитностн, например, проволоку 06Х20Н12Г8Б, содержащую 0,8—1,4% ниобия.
СВАРКА
СТАЛИ Х25Т
Ферритная сталь Х25Т в виде трубок и листов различной толщины (до 30—40 мм) применяется в металлургической промышленности в качестве жаростойкого (окалиностойкого) материала для изготовления оборудования, работающего без значительных нагрузок при температурах до 1100° С в средах как не содержащих, так и содержащих сернистые газы.
В опытах по разработке технологии сварки [96] использовали листовую сталь Х25Т толщиной 10 мм следующего состава: 0,08% С, 0,60% Мп, 0,50% Si, 24,8% Сг, 0,48% Ті. Механические свойства стали в состоянии поставки: ат = 44,6 кГ/мм2, ов = — 55,2 кГ/мм2, б = 24,3%). Ч* = 64,9%, я„ — 8,2 кГ-м/см2 (надрез поперек проката). Мелкозернистая структура и высокие механические свойства стали получены благодаря новой технологии ее изготовления (низкотемпературная прокатка с последующим длительным отжигом и закалка при 7б0—780° С), разработанной ЦНИИЧМ совместно с волгоградским заводом «Красный Октябрь».
Подобно 17%-ным хромистым сталям сталь Х25Т при воздействии сварного термического цикла проявляет склонность к сильному росту зерна и связанному с этим охрупчиванию. Поэтому для ее сварки также следует использовать хромоникелевый присадочный металл (проволоку, электроды), обеспечивающий получение в шве аустенитно-ферритной структуры. Кроме того, для окалиностойкости шва, равной основному металлу, содержание хрома в наплавленном металле должно быть не менее, чем в стали. Опыты показали, что при меньшем содержании хрома в шве в условиях высоких температур даже при кратковременной выдержке происходит сильное его окисление (рис. 99). Для автоматической сварки этой стали целесообразно использовать флюс АН-26, так как повышение содержания кремния в шве за счет перехода из этого флюса полезно из условий жаростойкости. Химический состав исследованных швов, выполненных на стали Х25Т различными вариантами технологии сварки, приведен в табл. 39, а механические свойства — в табл. 40.
Приведенные данные еще раз подтверждают, что, несмотря на низкую ударную вязкость металла околошовной зоны, правильным выбором присадочного металла и режима сварки можно обеспечить достаточно высокую общую пластичность сварных
Рнс. 99. Внешний вид образца сваренного соединения стали Х25Т со швом, содержащим 21,6% Сг, 4,4% Ni, 0,65% Si, выполненного дуговой сваркой электродами ЦЛ-11, после 50-часовой выдержки при 1100° С в атмосфере воздуха.
соединений ферритной высокохромистой стали, в том числе и стали Х25Т. Пластичность сварных соединений стали Х25Т (рис. 100) находится в прямой зависимости от пластичности металла шва, которая, в свою очередь, зависит от его микроструктуры, точнее от соотношения в нем количества аустенитной и ферритной фаз. Последнее определяется содержанием никеля в присадочном металле при данном принятом содержании хрома и режимом сварки. С увеличением содержания никеля в проволоке и уменьшением сварочного тока возрастает количество аустенитной фазы в шве (табл. 39), измельчается его микроструктура, уменьшается размер ферритного зерна (рис. 101) и повышается пластичность и вязкость (табл. 40). Наилучшие механические свойства металла сварных швов и соединений стали Х25Т обеспечиваются при автоматической однопроходной (двухсторонней) сварке под флюсом АН-26 проволокой типа 25-18 и при ручной сварке на умеренных режимах электродами типа ЭА-2 или ЭА-2Б (из проволоки Св-07Х25Н13). При автоматической сварке проволоками типа 25-12 и 25-13 и при ручной сварке электродами из проволоки Св-13Х25Н18 (марки ОЗЛ-9) швы и сварные соединения получаются менее пластичными. Шов, выполненный электродами ЦЛ-11, имеет низкую ударную вязкость вследствие низкого содержания никеля
Химический состав швов, выполненных на стали Х25Т различными вариантами дуговой сварки
Хими ческкй еоетаа ш па. % ...р" sgt. “ МП SI Сг N1 Nb ТІ Al Микроструктура металла шва
Автоматическая, проволока Св-07Х25Н13, флюс АН-26 0,08 0,70 1,10 24,0 6,6 - 0,12 - Ферритно-аустенитная (50% феррита)***
То же, проволока 0Х25НІ2ТЮ (ЭП87) . . . 0,08 1,08 1,05 24,5 6,5 - 0,30 Сле
ды То же (55% феррита) -
То же, проволока Св-13Х25НІ8 0,11 0,88 0,52 24,0 6,6 - 0,13 - Аустенитно-ферритная (30% феррита)
Ручная, электроды ЦЛ-9 0,09 1,30 0,65 24,1 7,0 0,54 0,17 - То же (35% феррита)
То же, электроды ЦЛ-9 0,08 1,09 0,80 24,6 9,0 1,1 0,06 - То же (25% феррита)
То же. электроды ОЗЛ-9 0,14 1,70 0,44 24,2 10,8 - 0,19 - То же (15% феррита)
То же, электроды ЦЛ-И 0,09 1,18 0,65 21,6 4,4 0,63 0,31 - ферритно-аустенитная (65% феррита)
г-
С повышением пластичности и ударной вязкости металла шва несколько возрастает ударная вязкость образцов сварных соединений с надрезом по линии сплавления.

Рнс. 100. Испытанные на нэгнб образцы сварных соединении стали Х25Т, выполненные автоматической сваркой под флюсом АН-26 проволокой Св-13Х25Н18 (а) и Св-07Х25Н13 (б).
Проверка исследуемых сварных соединений на стойкость против межкристаллитной коррозии по методу AM показала (после кипячения образцы загибали по шву и по зоне термического влияния), что все швы, за исключением сваренных проволокой Св-13Х25Н18 и электродами из этой проволоки (ОЗЛ-9), стойки против этого вида коррозии.
Механические свойства сварных швов и соединений стали Х25Т, выполненных различными вариантами технологии дуговой сварки
Механические свойства мета ла шва : соединений
Способ сверки, сварочные материалы ,| « • I 1 И 2 „• }!,}
Автоматическая проволока Св-07Х25Н13, флюс ДН-26 57.9 73,1 15.3 27,6 8,6 52,1*" 92 0.8
То же, проволока ОХ25Н12ТЮ (ЭП87) . . 57,1 72,4 14,0 23,5 9,0 - 88 1.1
То же, проволока Св-ІЗХ25Н18 41.4 66,4 37,5 43,5 11,7 53,7 180 1,2
Ручная, электроды ЦЛ-9* 40.3 51,1 20,4 37,5 9,3 70,6 90 1,2
То же, электроды ЦЛ-9** 43,2 69,9 41,3 41,2 10,0 68,4 180 2,2
То же, электроды ОЗЛ-9 42,4 52.3 12,9 34,2 9.'2 60.8 65 -
То же, электроды ЦЛ-11 43,6 62,5 14,8 26,0 3,7 - 68 -
ж /са= 160—170 а.
** /„= 120—130 а.
*** Испытывали на разрыв по 2—3 образца Гагарина, вырезанные попе-
Характерно, что сварные швы, выполненные проволокой 25-18 и электродами из нее, проявляют восприимчивость к межкристаллитной коррозии, несмотря на наличие в них ферритной фазы. Как будет показано ниже, наличие в аустенитных низкоуглеродистых швах 3—8% ферритной фазы предотвращает межкристаллитную коррозию. В даном же случае склонность к межкристаллитной коррозии швов обусловлена повышенным содержанием углерода (0,11—0,14%) в них.
Следует также отметить, что при сварке изделий из стали Х25Т толщиной 14 мм и более с жестко закрепленными соединениями в отдельных случаях наблюдали образование трещин

Рис. 101. Микроструктура металла сварных швов, выполненных на стали Х25Т автоматической сваркой под флюсом АН-26 на обычных режимах проволокой Св-07Х25ШЗ (а) и Св-ІЗХ25Н18 (б) ручной сваркой электродами ЦЛ-9 на повышенном (в) п пониженном (г) токе. Х150.
в околошовной зоне и вдали от шва. Предварительный и сопутствующий местный подогрев основного металла в зоне соединения до температуры 150—200° С предотвращал образование трещин.
:СВАРКА
АУСТЕНИТНЫХ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
ГЛАВА "\Г
ВЛИЯНИЕ
ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ
НА свойства аустенитных сталей
В отличие от ферритных аустенитные хромоникелевые и хромоникельмарганцевые стали при воздействии сварочного термического цикла почти не претерпевают роста зерна. Поэтому охрупчивание металла у линии сплавления со швом у этих сталей весьма незначительно (рис. 102). Несколько снижается ударная вязкость металла околошовной зоны сварных соединений из сталей, нестабилизированных титаном или ниобием, например сталей 0Х23Н18, 1Х25НІ6Г6АР (рис. 102) или ХІ7АГІ4 [196]. С понижением температуры испытания степень охрупчивания металла в этом участке околошовной зоны становится заметнее. При сварке вследствие кратковременного пребывания в критическом интервале температур охрупчивание металла намного меньше, чем при отпуске.
Следует, однако, учитывать, что при многократном термическом воздействии, например при многослойной сварке нетолстого металла, повторных исправлениях дефектов шва и др., снижение ударной вязкости металла в околошовной зоне может оказаться значительным. Охрупчивание возрастает с повышением содержания углерода в стали, а также количества ферритной фазы в ней свыше 10%.
Прн воздействии термического цикла сварки ударная вязкость изменяется менее существенно, чем коррозионная стойкость большинства аустенитных сталей, особенно d средах повышенной агрессивности. Причем наиболее интенсивное понижение коррозионной стойкости сварных соединений наблюдается в участках, непосредственно примыкающих к шву, а также в участках, расположенных по обе стороны шва на некотором расстоянии от него (рис. 103). Коррозия сварного соединения у линии сплавления со швом (участок 2) получила название ножевой, так как развивается вглубь металла на сравнительно узком участке, претерпевающем, как правило, двойной нагрев при двухсторонней
сварке: выше 1250—1300° С при выполнении первого шва и затем повторно до температур в интервале 500—800° С при выполнении второго шва с обратной стороны соединения [146]. Значительно слабее корродирует металл у линии сплавления со вторым швом. Последующий отпуск сварных соединений в интервале температур 600—700° С усиливает коррозию в этом участке с обоих сторон сварного соединения как со стороны первого, так и со стороны второго шва. Ножевой коррозии подвергаются преимущественно сварные соединения хромоникелевых аустенитных сталей, стабилизированных титаном. Во втором участке сварного соединения металл претерпевает коррозию на более широкой зоне, нагреваемой в процессе сварки до

Рис. 103. Сварное соединение аустенитной стали с повышенной восприимчивостью к коррозии:
79375-1569720
Рис. 102. Графики ударной вязкости металла в различных участках сварных соединений сталей:
00
Рис. 102. Графики ударной вязкости металла в различных участках сварных соединений сталей:
141414593980литкой коррозии; 2 — участок ножевой коррозии.
00литкой коррозии; 2 — участок ножевой коррозии.
/ — 0Х23Н|8; 2 — 1Х25Н16Г6АР; S- Х17НІЗМ2Т; 4 — Х14П4ПЗТ; 5 — 0Х17Н5Г9АБ (автоматическая сварка под флюсом).
температур в интервале 500—800° С.
Некоторое снижение общей коррозионной стойкости металла может произойти во всей зоне термического влияния, нагреваемой при сварке выше 500° С, при условии последующего весьма медленного охлаждения, благодаря которому из твердого раствора (аустенита) будут выделяться карбиды хрома. Более отчетливо снижение коррозионной стойкости металла все же проявляется в отмеченных двух участках околошовной зоны. По своему характеру коррозия металла в этих участках является межкри-сталлитной (корродируют в агрессивной среде пограничные слои зерен), однако причины, ее вызывающие, различны.
Рассмотрим кратко существующие представления о причивах коррозии металла в различных участках околошовной зоны сварных соединений аустенитных сталей, обратив особое внимание на межкристаллитную коррозию металла во втором участке околошовной зоны.
Межкристаллитная коррозия сварных соединений аустенит* ных сталей. Аустенитные хромоникелевые и хромоникельмарганцевые стали, содержащие более 0,01—0,02% углерода и не содержащие карбидообразующих элементов — титана, ниобия—либо Бри недостаточном их содержании, приобретают склонность к межкристаллитной коррозии после относительно длительного нагрева в интервале температур 500—800° С или при медленном охлаждении от температур 900—1100° С. В таких условиях нагрева и охлаждения может оказаться при сварке как металл шва, так и участки основного металла, расположенные от шва по обе стороны на некотором расстоянии от него. В опасном интервале температур металл может находиться длительное время при многослойной (многопроходной) сварке, сварке с повышенной погонной энергией (сварка мощной дугой на малых скоростях и с поперечными колебаниями электрода, электрошлаковая сварка), сварке изделий с перекрещивающимися соединениями, при многократном исправлении дефектов шва и др.
К мерам предотвращения межкристаллитной коррозии аустенитных сварных швов относятся: введение в шов ниобия или титана либо одновременно того и другого для связывания углерода; обеспечение наличия в шве ферритной фазы; легирование металла шва элементами, ускоряющими диффузию хрома в аустените. В практике часто комплексно используют все эти способы либо два из них.
При стабилизации аустенитных сварных швов титаном содержание его должно в 7—8 раз превышать избыточное содержание углерода, а при стабилизации ниобием количество последнего в металле должно в 9—11 раз превышать избыточное содержание углерода.
Роль ферритной фазы в повышении стойкости сварных аустенитных швов против межкристаллитной коррозии состоит в следующем:
1) измельчается зерно и возрастает количество зерен в металле, вследствни чего увеличивается общая протяженность поверхности их границ, количество выделяющегося в виде карбидов углерода из единицы площади поверхности зерен при этом уменьшается, благодаря чему уменьшается также и степень обеднения пограничных слоев зерен хромом;
2) ферритные зерна, располагающиеся между аустенитными зернами и в определенной мере окружающие последние, препятствуют воздействию агрессивной среды на границы зерен аустенита, предотвращая таким образом развитие коррозии вглубь металла. Этот метод широко применяется для предотвращения межкристаллитной коррозии аустенитных сварных швов, тем более, что присутствие ферритной фазы предотвращает также образование горячих трещин в них.
Необходимое количество ферритной фазы в аустенитном шве (обычно 3—8%) обеспечивается дополнительным легированием хромоникелевых сварных швов такими ферритизаторами, как молибден, ванадий, кремний.
Влияние молибдена, ванадия и кремния на стойкость аустенитных швов против межкристаллитной коррозии состоит не только в обеспечении ферритной фазы. Молибден и особенно ванадий частично связывают углерод в карбиды, предотвращая тем самым выделение карбидов хрома из твердого раствора. Кроме того, молибден, ванадий и кремний, растворенные в аустените, усиливают диффузию хрома в твердом растворе, способствуя выравниванию содержания его по телу зерна, несмотря на выделение карбидов хрома при нагреве в критическом интервале температур.
Однако влияние ферритной фазы в шве на предотвращение межкристаллитной коррозии более действенно, чем усиление диффузии хрома в твердом растворе чистоаустенитных швов за счет легирования молибденом, ванадием или кремнием. Достаточно отметить, например, что аустенитная сталь 0Х23Н28МЗДЗТ, несмотря на присутствие молибдена, может стать восприимчивой к межкристаллитной коррозии после провоцирующего нагрева при 700—750° С продолжительностью более 20—30 мин [53]. К тому же не во всех случаях нержавеющую сталь и сварной шов целесообразно легировать повышенным количеством молибдена, кремния и ванадия. Прежде всего необходимо иметь в виду, что легирование молибденом сварных швов на хромоникелевых сталях при сварке аппаратуры, предназначенной для эксплуатации в азотной кислоте, недопустимо из условий обеспечения требуемой общей коррозионной стойкости металла. То же самое в некоторой мере относится и к двум другим элементам. Как будет показано ниже, ванадий и кремний при содержании их более
чем по 0,8% также ухудшают общую коррозионную стойкость металла шва в окислительных жидких средах повышенной агрессивности, например в концентрированных растворах азотной кислоты при повышенных температурах. В связи с этим целесообразнее обеспечивать требуемое количество ферритной фазы в шве за счет связывания углерода титаном и ниобием, а также за счет некоторого повышения содержания хрома при данном содержании никеля или повышения количества хрома (до 20— 22%) и понижения никеля. Причем повышение содержания хрома и понижение никеля целесообразно в швах, работающих в окислительных средах при температурах, не превышающих 300° С. При этом количество ферритной фазы можно не ограничивать 7—8%, как это обычно принято из условий предупреждения образования «-фазы и связанного с этим охрупчивания металла, а допускать до 50—60%. Снятие ограничения количества ферритной фазы в шве облегчает выбор сварочной проволоки и электродов, а также, как указывалось выше, повышает стойкость сварных швов против образования горячих трещин.
Что касается предотвращения межкристаллитной коррозии о околошовной зоне сварных соединений аустенитных сталей, то, как отмечалось в гл. I, в практике для этого ограничивают содержание углерода или связывают его в карбиды титана нлн ниобия за счет легирования стали этими элементами. При этом полностью предотвратить межкристаллитную коррозию после провоцирующего нагрева в опасном интервале температур не удается, однако увеличивается продолжительность нагрева для восприимчивости к коррозии. Реже, исходя из экономических соображений н в ряде случаев из-за трудности осуществления, применяется закалка изделий от температур, при которых происходит растворение карбидов хрома (аустенизация), или стабилизирующий отжиг при 850—875° С.
Ножевая коррозия сварных соединений аустенитных сталей. В отличие от коррозии в удаленном от шва участке ножевая коррозия у линии сплавления со швом происходит у сталей, стабилизированных титаном, а иногда и ниобием [146]. Автор в своих опытах [88] ножевую коррозию в сварных соединениях стали 0Х17Г9Н5АБ (ЭП55) не обнаружил. Как отмечалось, коррозии подвержен преимущественно металл у линии сплавления с первым швом (рис. 104). Последующий отпуск сварного соединения при 650° С способствует развитию ножевой коррозии и со стороны второго шва (рис. 104,6). Коррозия по своему характеру является межкристаллитной (рис. 105).
546101285240Рис, 104. Ножевая коррозия сварного соединения стали Х18Н10Т в кипящей 50%-ной азотной кислоте после 200 ч испытания:
00Рис, 104. Ножевая коррозия сварного соединения стали Х18Н10Т в кипящей 50%-ной азотной кислоте после 200 ч испытания:
13563601286510Рис. 105. Межкристаллитная ножевая коррозия у линии сплавления со швом сварного соединения стали Х18НІ0Т в кипящей 65%- ной азотной кислоте.
00Рис. 105. Межкристаллитная ножевая коррозия у линии сплавления со швом сварного соединения стали Х18НІ0Т в кипящей 65%- ной азотной кислоте.
6985052451000Ножевую коррозию многие исследователи объясняют следующим образом. При высокотемпературном нагреве стали (свыше 1250—1300° С) карбиды титана диссоциируют, и углерод и титан растворяются в твердом растворе аустенита: первый по типу внедрения, второй — по типу замещения, распределяясь при этом более-менее равномерно по всему зерну. При последующем нагреве в интервале 600—700° С происходит выделение углерода из
грева при 650" С 2 ч, твердого раствора, причем преимущественно в виде карбидов хрома, так как вследствие замедленной диффузии титана в аустените (по сравнению с углеродом) количество его в пограничных слоях зерен оказывается недостаточным для связывания всего количества выделяющегося углерода. Вследствие выделения карбидов хрома пограничные слои зерен обедняются последним, и сталь оказывается восприимчивой к межкристаллитной коррозии.
По-видимому, на усиление коррозии пограничных слоев зерен оказывают также влияние напряжения, возникающие в решетке твердого раствора прн выделении избыточной фазы. Отмеченное выше отсутствие ножевой коррозии сварных соединений стали 0Х17Г9Н5АБ, несмотря на ее несколько большую восприимчивость к межкристаллитной коррозии, чем стали Х18Н10Т (ввиду расходования части ниобия на образование нитридов), можно объяснить тем. что ниобий, в отличие от титана при высокотемпературном нагреве труднее растворяется в аустените, а растворяясь в твердом растворе, сосредоточивается преимущественно в пограничных слоях зерен, ниобия здесь оказывается достаточно для связывания всего углерода, диффундирующего к границам зерен при отпуске, и карбиды хрома не выделяются. Выделение карбидов ниобия из твердого раствора происходит значительно быстрее, чем карбидов титана. Вследствие этого напряжения, возникающие в решетке, в первом случае во много раз меньше, чем во втором. Коррозия металла у линии сплавления со вторым (последним) швом, хотя и значительно слабее, чем со стороны первого шва, обусловлена тем же выделением карбидов хрома и титана и связанным с этим обеднением хромом пограничных слоев зерен и образованием напряжений в них. Однако благодаря меньшему выделению карбидов при быстром охлаждении металла от высоких температур, эффект обеднения хромом, а следовательно, и коррозия металла меньше, чем прн последующем отпуске.
Чем больше титана прн данном содержании углерода в стали сверх установленного предела для предотвращения обычной межкристаллитной коррозии, тем меньше вероятность ножевой коррозии сварного соединения. Как будет показано ниже, ножевая коррозия в сварных соединениях предотвращается, если содержание углерода в свариваемой стали не превышает 0,02— 0,03%.
Таким образом, наиболее действенным способом предотвращения охрупчивания и восприимчивости к избирательной коррозии аустенитных сталей при воздействии сварочного термического цикла является снижение содержания углерода до уровня, близкого к пределу стабильной растворимости его в твердом растворе аустенита при комнатной температуре. В связи с этим в последние годы стараются освоить производство и расширить применение для аппаратов различных химических производств аустенитных сталей с весьма низким содержанием углерода (до 0,03%).
В зарубежном химическом машиностроении такие стали уже сейчас находят все возрастающее применение.
Однако, как будет показано ниже, хромоникелевые аустенитные стали с весьма низким содержанием углерода также не лишены недостатков, касающихся чувствительности к сварочному термическому циклу.
Коррозионная стойкость металла околошовной зоны сварных соединений аустенитных сталей е низким углеродом, Опыты показали [105], что в околошовной зоне сварного соединения стали 000Х18Н11 (с 0,02% С) при испытании в кипящей 50— 65%-ной азотной кислоте имеет место более интенсивная коррозия (рис. 106,а), чем коррозия той же стали (основного металла), не претерпевшей термического воздействия при сварке. Загиб образцов после коррозионных испытаний (угол загиба по околошовной зоне составил 180°) показал, что по своему характеру коррозия этого металла не является межкристаллитной. При

Рис. 106. Внешний вид поверхности образцов сварных соединений сталей 000Х18Н11 (а) п 00Х18АН10 (6) после коррозионных испытаний в кипящей 65%-ной азотной кислоте.
металлографическом анализе заметных изменений структуры этого металла при обычных увеличениях обнаружено не было. Оставалось предположить, что более интенсивная коррозия металла в околошовной зоне обусловлена упругими напряжениями в решетке металла и деформированием его в процессе сварки — наклепом вследствие низкой сопротивляемости исследуемой стали возникающим сварочным напряжением. Пластическая деформация металла в околошовной зоне сварных соединений в данном случае вполне возможна, так как напряжения как продольные, так и поперечные в этой зоне сварных соединений хромоникелевой аустенитной стали превышают 26—28 кГ/мм2 [186]. Причем с повышением сварочного тока напряжения увеличиваются и при токе 120 а достигают вблизи шва 30 кГ/мм2.
Кривые напряжений при этом вблизи шва имеют срезанный вид, что свидетельствует о их релаксации вследствие пластической деформации металла в этом месте. Действительно, как показали измерения, под воздействием сварочных напряжений микротвердость металла в околошовной зоне в данном случае возрастает в среднем с 175 до 225 кГ/мм2. В условиях воздействия сред повышенной агрессивности напряженный и наклепан-
ный металл околошовной зоны в макропаре с металлом, расположенным вдали от шва, является анодом и растворяется более интенсивно. Можно было предположить, что упрочнение твердого раствора (аустенита) должно повысить сопротивляемость металла деформации при воздействии сварочных напряжений и тем
Таблица 41
Химический состав опытных сталей с весьма низким содержанием углерода
Содеі жаиііс Э іементо , % Мп SI Сг N1 N
ОООХ18Н11
00Х18АНЮ 8
11 0,020
0,035 0,80
0,75 0,16
0,44 17,5
18,0 11,0
9,0 0,028
0,265
самым предотвратить наклеп н сосредоточенную коррозию металла в околошовной зоне сварных соединений. Элементами- упрочнителями твердого раствора аустенита в данном случае могут быть хром, марганец и азот. Последний является наиболее энергичным упрочнителем аустенита, не оказывая прямого действия на коррозионную стойкость. В связи с этим была выплавлена и исследована низкоуглеродистая хромоникелевая сталь,
Таблица 42
Механические свойства опытных сталей с весьма низким содержанием углерода
Марка стали кГ1мм‘ 5, % кГ-м/см1
ОООХ18Н11 . . . 8 25,2 54,5 68,4 78,6 32,1
00Х18АНЮ . . . И 40,8 71,3 54,3 75,0 35,2
дополнительно легированная азотом. Прокатку и термообработку опытной стали производили аналогично сталям типа 18-10. Химический состав хромоникелевых сталей с весьма низким содержанием углерода без азота и с азотом приведен в табл. 41, а механические свойства — в табл. 42. Для испытания коррозионной стойкости сварных соединений сваривали стыки толщиной 11 мм автоматической сваркой под флюсом АН-18 проволокой Св-02Хі9Н9. Внешний вид образцов сварных соединений этойстали после коррозионных испытаний показан на рнс. 106, а графики твердости различных участков сварных соединений хромоникелевых ниэкоуглеродистых сталей без азота и с азотом — на рис. 107.
501652438407Ь ~Г V
л 210 190 л 2
170 Рис. 107. Микротвердость различных участков сварного соединения сталей:
1 — 00ХІ8АНІ0; 2 — 000X1BHI1.
007Ь ~Г V
л 210 190 л 2
170 Рис. 107. Микротвердость различных участков сварного соединения сталей:
1 — 00ХІ8АНІ0; 2 — 000X1BHI1.
Из приведенных данных видно, что введение азота в низкоуглеродистую аустенитную сталь повышает характеристики прочности н мало отразилось на ее пластичности. Вследствие повышения предела текучести предотвращается наклеп металла околошовной зоны (твердость основного металла вдали от шва и у шва одинакова), благодаря чему коррозия сварного соединения, не считая шва. даже в наиболее агрессивной среде равномерная.
Таким образом, исходя из условий равномерности коррозии сварного соединения, а также для повышения характеристик прочности с целью экономии металла за счет уменьшения сечений нагруженных элементов аппаратуры, целесообразно использовать сталь с весьма низким содержанием углерода, легированную азотом в количестве 0,15— 0,25%. Вместо стали ОООХ18Н11 для изготовления ряда аппаратов химической промышленности целесообразно применять сталь ОООХ18АНЮ. Исходя из тех же соображений, следует легировать азотом хромоникелевые низкоуглеродистые стали с более высоким содержанием хрома и никеля, а также ниэкоуглеродистые (до 0,03% С) хромоникельмолибденовые коррозионностойкие стали.
Введение азота в хромоникелевые стали не повышает их общую коррозионную стойкость, а лишь предотвращает сосредоточенную коррозию сварных соединений в околошовной зоне.
Для повышения коррозионной стойкости таких сталей в окислительных средах необходимо увеличить содержание хрома в них.
Сварка сталей Х18Н9Т и 0Х18Н10Т. Несмотря на то, что хромоникелевые стали типа 18-10 (18-8) применяются для изготовления химической аппаратуры уже давно, в технологии их сварки имеют место частые нарушения, вследствие чего сварные швы в ряде случаев корродируют с большей скоростью против установленной, и изделия преждевременно выходят из строя и требуют частых ремонтов.
Анализируя нормативные материалы и различные технические условия на изготовление химической аппаратуры, а также состояние технологии сварки на некоторых заводах химического машиностроения, можно заключить, что интенсивная коррозия сварных швов и сокращение службы химической аппаратуры между ремонтами обусловлены в ряде случаев неправильным выбором присадочных материалов (проволок, электродов) как при сварке новых аппаратов, так и при их ремонте. При выборе сварочных проволок и электродов проектные организации и заводы-изготовители аппаратуры руководствуются стремлением обеспечить прежде всего стойкость швов против межкристаллитной коррозии, определяемой по стандартной методике в лабораторных условиях, путем высокого легирования швов на упомянутых сталях ванадием (2—3%) и кремнием (1,5—2,0%) без учета влияния этих элементов на общую коррозионную стойкость. Б. И. Медовар и Н. А. Лангер отмечают отрицательное влияние высокого содержания ванадия в хромоникелевом шве на общую коррозионную стойкость его в азотной кислоте. С другой стороны для автоматической сварки стали Х18Н9Т рекомендована проволока Св-05Х19Н9ФЗС2 [148]. Стандартами предусмотрены проволоки Св-08Х19Н9Ф2С2 и Св-05Х19Н9ФЗС2 и электроды из этих проволок, например, типа ЭА-1Ф2 марок ГЛ-2, ЦЛ-2Б2, ЭА-606/11 для сварки сталей 18-10. Иногда для сварки сталей Х18Н10Т и 0Х18Н10Т заводы применяют электроды, легированные молибденом,— ЭА-400/10У и НЖ-13. Между тем известно, что молибден оказывает отрицательное влияние на общую коррозионную стойкость металла шва в окислительных средах типа азотной кислоты, особенно после повторного нагрева в критическом интервале температур (рис. 108). Автором [92, 88] установлено отрицательное действие ванадия и кремния при содержании их более чем по 0,8% на общую коррозионную стойкость хромоникелевых и хромонпкельмарганцевых швов в концентрированной азотной кислоте.
21590316865
Рис. 108. Коррозия металла шва типа 0Х18Н10МТ (с 0,84% Мо) на стали Х18Н10Т в кипящеЛ 65%-ной азотной кислоте.
00
Рис. 108. Коррозия металла шва типа 0Х18Н10МТ (с 0,84% Мо) на стали Х18Н10Т в кипящеЛ 65%-ной азотной кислоте.
Приведем некоторые результаты опытов, проведенных автором* по выбору проволоки для автоматической сварки под флюсом и в углекислом газе стали Х18Н10Т, Отрицательное влияние молибдена в данном случае отчетливо видно из рис. 108.
Химический состав швов, выполненных различными проволоками, приведены в табл. 43, механические свойства сварных швов и соединений — в табл. 44 и их коррозионная стойкость — в табл. 45.
Таблица 43
Химический состав швов, выполненных на стали XI8HI0T автоматической сваркой под флюсом АН-26 и в углекислом газе
Хи состав швв, % Мп SI Сг N1 V Nb Ті А1
Св-08Х19Н9Ф2С2, Св-07Х18Н9ТЮ, 0,07 1,25 1,2 18,8 8,5 0,95 — 0,19 —
$в-08Х19Н10Б, 0,07 1,30 1,30 18.1 8,2 — “ 0,21 0,27
(ІХ19Н9ФБС 0,07 1,51 0,59 18,8 8,6 — 0.66 0,19 —
(ЭИ649), флюс . . 0Х21Н7БТ (ЭП500), 0,06 0,93 1,05 18,6 9,1 0,47 0,43 0,26 —
0Х20Н9С2БТЮ (ЭП156), углекис- 0,07 1,2 0,79 20,0 7,4 0,41 0,20 Св-08Х20Н9Г7Т, 0,08 ~ углекислый газ 0.09 4,10 0,72 19,0 9,1 0,29 В опытах принимала участие инж. О. П. Бондарчук.
Механические свойства сварных швов и соединений стали Х18Н10Т, выполненных автоматической сваркой под флюсом АН-26 и в углекислом газе
Механ ..... свойства сварных
' Марке проволоки фашитная среда Количество 1 1 * « 5 н
Св-08Х19Н9Ф2С2, 5—6 29,5 58,2 48,7 63,2 15.4 60,5 180
Св-07Х1ѲН9ТЮ, 2-3 26,9 56,3 53,6 55,4 13,2 56,4 180
Св-08Х19Н10Б, 1,6—2,0 25,7 53,9 48.5 64,6 12,8 Не определяли 180
0ХТ9Н9ФБС, флюс 7—7,5 60,4 44.1 45,0 10,2 60,5 0Х21Н7ТЮ. Флюс 12—14 27,9 61,6 46,9 47,1 59,3 0Х20Н9С2БТКД уг- 4—5 41,2 68,7 38,9 47,4 8,6 66,7 160
Св-ОШОН9Г7Т, углекислый газ - 39,2 62,1 47,1 57,8 11,3 - 180
Таблица 45
Коррозионная стойкость сварных соединений стали XI8H10T,
выполвеиных автоматической сваркой под флюсом АН-26 и в углекислом газе
Потерн раалич ной концентрации, ж. при т нпервтурат
Марка проволок* и защитная среда 50 65 50^: 70°С 50ГС 70"С Св-08Х19Н9Ф2С2. флюс . . 0,004 0,011 0,45 0,017 0,035 6,7
Св-07Х18Н9ТЮ, флюс . . . 0,004 0,010 0,79 0,007 0,020 7,7
Св-08Х19Н10Б, флюс .... 0,004 0,014 0,24 0,006 0,016 0Х19Н9ФБС, флюс 0,003 0,013 0,24 0,005 0,020 5,9
0Х21Н7БТ, флюс
0Х20Н9С2БТЮ.углекислый газ 0,004 0,010 0,21 0,004 0,017 4,8
0,003 0,010 0,41 0,007 0,026 —
Св-08Х20Н9Г7Т, углекислый газ . . - 0,015 - - 0,025 •Примечание. Межкристаллитная коррозия швов в состоянии после сварки и провоцирующего нагрева при 650° С в течение 2,5 ч отсутствовала за исключением шва, выполненного проволокой Св-08Х20Н9Г7Т в углекислом газе, после указанного нагрева.
На рис. 109 представлены фотографии образцов сварных соединений после коррозионных испытаний в 65%-ной кипящей азотной кислоте, в которой наиболее отчетливо проявляется различие в коррозионной стойкости шва и основного металла (вдали от шва, не претерпевшего воздействия термического цикла сварки). Коррозия металла у линии сплавления со швом была рассмотрена выше.
27305-948055
Рис. 109 Внешний вид поверхности образцов сварных соединений стали Х18Н10Т после коррозионных испытаний в кнпяшей 65%-ной азотной кислоте. Соединения сварены дуговой сваркой под флюсом АН-26 проволоками:
а — СВ-06ХІ9Н9Ф2С2; б — Св-07Х18Н9ТЮ; в - Св-08Х!9НЮБі г-СХ19Н9ФБС; Ѳ — 0Х2ІН7БТ.
00
Рис. 109 Внешний вид поверхности образцов сварных соединений стали Х18Н10Т после коррозионных испытаний в кнпяшей 65%-ной азотной кислоте. Соединения сварены дуговой сваркой под флюсом АН-26 проволоками:
а — СВ-06ХІ9Н9Ф2С2; б — Св-07Х18Н9ТЮ; в - Св-08Х!9НЮБі г-СХ19Н9ФБС; Ѳ — 0Х2ІН7БТ.
Из приведенных данных видно, что механические свойства всех исследованных швов вполне удовлетворительные за исключением шва, сваренного в углекислом газе проволокой ОХ20Н9С2БТЮ (ЭП156), пластичность и вязкость которого значительно ниже, а предел текучести выше, чем у прочих швов и основного металла. Последнее обусловлено прежде всего чрезмерно высоким содержанием кремния, а также карбидообраэующцх и алюминия. Для получения требуемого количества карбидообраэую- щих элементов в шве (с учетом действия кремния и алюминия на уменьшение их выгорания) для стойкости металла шва против межкристаллитной коррозии содержание кремния и алюминия в проволоке ЭП 156 можно уменьшить на 50—60% (см. приложение). Коррозионная стойкость сварных соединений, выполненных всеми опро-
бованными проволоками, удовлетворительна в азотной кислоте концентрации до 65% при температуре до 70—80° С. При этом коррозия сварных соединений равномерная. При температуре кипения уже при концентрации азотной кислоты 50% некоторые швы имеют несколько более низкую коррозионную стойкость по сравнению с основным металлом. К таким относятся швы типа 0Х19Н9ФС2, выполненные проволокой Св-08Х19Н9Ф2С2, и 0Х18Н8СТЮ, выполненные проволокой Св-07Х18Н9ТЮ. Коррозия этих швов усиливается при повышении концентрации кипящей азотной кислоты (рис. 109,а, б). Как показывают опыты, особенно интенсивно в данных условиях корродируют швы после повторного нагрева при 650° С. Аналогичное явление наблюдается у швов с повышенным содержанием марганца, нестабилизированных карбидообразующими, например швов, выполненных дуговой сваркой проволокой Св-08Х20Н9Г7Т. Все другие швы, сваренные проволоками Св-08Х19Н10Б, 0Х19Н9ФБС и 06Х21Н7БТ, по коррозионной стойкости даже в кипящей 65%-ной азотной кпслоте не уступают основному металлу (рис. 109, в, г, д), причем не только в состоянии после однопроходной сварки, но и после провоцирующего нагрева при температуре 650° С. Общие потери образцов этих сварных соединений в данных условиях могли бы быть меньшими, если бы не столь интенсивно корродировал металл по линии сплавления. Интенсивно корродирует шов. легированный алюминием при содержании хрома менее 19% и сваренный под флюсом проволокой Св-07Х18Н9ТЮ. Повышение в таком шве содержания хрома до 19—20% при сварке в углекислом газе проволокой Св-08Х20Н9С2БТЮ улучшает его коррозионную стойкость.
Таким образом, для автоматической сварки под флюсом АН-26, а также АНФ-14, АНФ-6, 48-ОФ-6 сталей Х18Н9Т, Х18Н10Т и 0Х18НЮТ целесообразно применять проволоки Св-08Х19Н10Б, 04Х22Н10ТБ (ЭП541), 0Х19Н9ФБС и 0Х21Н7БТ (см. приложение, табл. 2), В последней проволоке следует повысить содержание никеля до 8—9%. Эти же проволоки можно применять при аргонодуговой сварке этих сталей. Для сварки в углекислом газе можно применять проволоки 0Х2ОН9С2БТЮ, 0Х19НФБС (ЭИ649) или 04Х22НЮТБ (ЭП541), Для повышения ударной вязкости металла шва в проволоке Св-08Х20Н9С2БТЮ следует уменьшить содержание кремния до 1,1 —1,5%. При сварке изделий, предназначенных для эксплуатации в слабых агрессивных средах, можно использовать также проволоку Св-08Х19Н9Г7Т.
Химический состав швов, выполненных на хромоникелевых сталях автоматической и ручной дуговой сваркой
Марка стали Сварочные мате- Химический состав шаов.н
МП S1 Сг НІ Nb N
ООХ18НЮ Проволока Св-02Х19Н9, флюс АН-18 0,04 0,50 0,45 17,5 9,2 _ 0,07
OOOX18HI1 Ю же 0,03 0,56 0,40 18,0 10,4 - Проволока 06Х25Н19Б, флюс АН-18 0,03 0,20 0,25 20,3 14,4 0,35 ОООХ18АНЮ Проволока ОООХ18АШО, флюс АН-18 0,04 0,72 0,30 17,3
17,0 10,3 _ 0,23
Электроды из проволоки 0СЮХ18АН1О* 0,03 0,60 0,20 10,0 _ 0,25
0Х23Н18 Проволока Са-07Х25Н13, флюс АН-18 0,09 1,53 0,47 23,5 13,3 - -
Проволока GB-13X25H18, флюс АН-18 0,08 1,67 0,50 25,0 17,6 - -
* Марганец и хром в покрытие не вводили.
Для ручной сварки этих сталей предназначены электроды ЦЛ-11 и ЦТ-15 из проволоки Св-08Х19Н10Б с дополнительным легированием хромом через покрытие.
Сварка сталей 00Х16Н10, 000X18Н11 и 000Х18АН10 может выполняться автоматом под флюсом АН-18 на умеренных режимах (при минимально возможных погонных энергиях сварки) проволокой Св-02Х19Н9 или лучше 000Х19АН10. При исполь-
Механические свойства хромоннкелевых сталей и сварных швов
Объект t!s „4 _і » j-
Сталь 00Х18НЮ 20
-196 27,7
61,6 57,3
154,3 61,5
49,3 75.8
57.8 29,4
21,3
Шов, сваренный проволокой Св-02Х19Н9 под флюсом ДН-18 . . 20
—196 26,1
45,2 59,4
136,8 69,4
20,0 48,3
12,9 22,1
8,6
Сталь 000Х18Н11 20
—196 25,2
43,8 54,5
142,5 68,4
42,0 78,6
66,0 32,1
16,5
Шов, сваренный проволокой Св-02Х19Н9 под флюсом ДН-18 . . 23
-196 21,5
55,9 49,4
154,3 62,1
29,7 66,0
49,8 21,4
Сталь ОООХ18АНЮ 20
—196 41,4
103,0 76,9
163,2 53,0
55,9 67,0
56,7 35.9
12.9
Шоа, сваренный проволокой 000Х18АН10 под флюсом АН-18 . . 20 34,0 57,3 51,1 61,1 17,7
Шов типа 000Х19АНЮ, сваренный электродами из проволоки 000Х18АНЮ 20 39,9 58,2 32,4 47,8 14,5
Сталь 0Х23Н18 20 29,6 60,8 56,1 76,6 35,0
Шов, сваренный проволокой Св-07Х25НіЗ под флюсом АН-18 20 27,2 52,7 38,2 46,6 14,1
Шов, сваренный проволокой Св-13Х25Н18 под флюсом ДН-18 20 26,2 51,1 35,4 47,4 13,3
эовании проволоки с азотом обеспечиваются более высокие характеристики прочности, стойкость против образования горячих трещин металла шва, а также коррозионная стойкость (табл.46,47,48).
Коррозионная стойкость соединений хромоникелевых сталей, сваренных автоматической сваркой под флюсом и ручными электродами
Потери отной н мперату е Р
w’c 70°С ООХ18НЮ Проволока Св-02Х19Н9, флюс АН-18 0,0085 0,037 з.о
ОООХ18Н11 Проволока Св-02Х19Н9, флюс АН-18 - 0,041 4,4
Проволока 06Х25Н19Б, флюс АН-18 - 0,035 1,9
ОООХ18АНЮ Проволока 000Х18АНЮ, флюс АН-18 - 0,028 2,8
Электроды из проволоки 000X18AHW - 0,030 2.9
Аналогичную технологию (флюс АН-18, идентичные с основным металлом проволоки) можно рекомендовать и для сварки сталей 0Х23Н18, 000Х19АН16 и им подобных.
Вместе с тем с целью обеспечения равнолрочности сварного соединения и максимальной стойкости сварных швов против образования горячих трещин для сварки хромоникелевых, в том числе и азотосодержащих чистоаустенитных, сталей наиболее целесообразно применять хромоникельмарганцеазотистую проволоку, например 000Х21Н16АГ8, в сочетании с флюсами АН-26 или лучше АНФ-14 или АНФ-6.
Для ручной сварки нержавеющих хромоникелевых, в том числе азотосодержащих, сталей с весьма низким содержанием углерода при изготовлении химического оборудования можно применять электроды ЦЛ-11 или лучше электроды из проволоки идентичного с основным металлом состава с рутилофлюоритокальциевым покрытием, состоящим из минимального количества
мрамора (8—15%), повышенного количества двуокиси титана (20—30%), плавикового шпата (35—65%) и гематита или без него, а в отдельных случаях и с небольшим количеством окиси хрома. При сварке такими электродами науглероживание металла шва и повышение содержания кремния в нем не происходит даже при использовании в качестве связывающего силиката натрия (см. гл. II). При отсутствии азотосодержащей проволоки можно использовать стандартную проволоку Св-02ХІ9Н9 с содержанием углерода по нижнему пределу (не более 0,03%) с дополнительным легированием металла шва азотом через покрытие путем введения в него азотированных ннзкоуглеродистых хрома и марганца. При этом шов несколько дополнительно легируется не только азотом, но также н хромом, что повышает его коррозионную стойкость, не ухудшая механических свойств, в том числе ударной вязкости. При этом, благодаря легированию азотом, сохраняется аустенитная структура металла. Дополнительное легирование хромом тем более целесообразно при введении в покрытие гематита, магнетита или железной окалины для компенсации его выгорания из проволоки (см. гл. II). Легирование же марганцем повышает стойкость металла шва против образования горячих трещин. При этом количество окислов железа в покрытии должно быть меньше, чем в покрытии без марганца.
17. СВАРКА
ХРОМОНИКЕЛЬМОЛИБДБНОВЫХ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Для ручной сварки сталей Х17Н13М2Т и X17H13M3T в СССР применяют электроды марок ЭА-400/10У и НЖ-13. Электроды НЖ-13 обеспечивают более высокую стойкость металла шва против межкристаллитной коррозии благодаря стабилизации его ниобием [193]. Для автоматической сварки этих сталей предназначены стандартные проволоки Св-04Х19Н11МЗ и Св-06Х19Н10МЗТ. которые обычно применяют в сочетании с флюсами АН-26, АНФ-14, 48-ОФ-6 или АНФ-6. При этом в швах содержится мало карбидообразующих элементов, вследствие чего после провоцирующего нагрева при 550—750° С уже в течение 0,5—1,0 ч они становятся восприимчивыми к межкристаллитной коррозии. Стабилизирующему отжигу эти швы подвергать нельзя из-за охрупчивания вследствие образования о-фазы.
С целью повышения стойкости швов против межкристаллитной коррозии для автоматической сварки хромоникельмолибденовых аустенитных сталей предложена проволока 0Х20НІІМЗТБ (ЭП89) [і48]. ВНИИПХИМнефтеаппаратуры из этой проволоки разработал электроды марки СЛ-28 (см. приложение).
В табл. 49—51 приведены данные М. А. Сердюка и И. Б. Ни- колаюка по сварке под флюсом стали XI7H13M3T. Кроме отмеченной выше пониженной ударной вязкости шва с ниобием, все исследованные сварные соединения имеют удовлетворительные механические свойства и коррозионную стойкость. Швы и сварные соединения сталей Х17Н13М2Т н X17H13M3T достаточно коррозионностойки в серной кислоте концентрации до 5% при температуре до 50° С и концентрации до 20% при температуре до 30° С. После провоцирующего нагрева в интервале 550—750° С коррозионная стойкость швов ухудшается. Следует отметить, что при автоматической сварке жестких соединений стали Х17НІЗМЗТ толщиной более 16—20 мм на повышенном токе в швах могут образовываться горячие трещины (особенно при использовании проволоки 0Х20Н11МЗТБ) даже при наличии ферритной фазы в них. Опыты автора, проведенные совместно с М. А. Сердюком, показали, что в этом случае успешно можно применять хромоникельмолибденомарганцовистую проволоку 00ХІ8Н11П0МЗ или лучше 00Х18Н11ГЮМЗБ. При этом швы по коррозионной стойкости несколько уступают основному металлу.
При использовании для сварки стали 0Х17Н16МЗТ (ЭП580) стандартных проволок Св-06Х19Н10МЗТ и Св-04Х19Н11МЗ швы по коррозионной стойкости уступают основному металлу из-за недостаточного содержания никеля и отсутствия стабилизирующих элементов. При использовании же проволоки 0Х23Н28МЗДЗТ швы значительно более коррозионностойки, чем основной металл. Швы. выполненные на стали 0Х17Н16МЗТ проволокой такого же состава, по общей коррозионной стойкости близки к основному металлу, однако проявляют склонность к межкристаллитной коррозии после провоцирующего нагрева. Для предотвращения межкристаллитной коррозии и обеспечения равной с основным металлом общей коррозионной стойкости можно применять проволоку 00ХІ7Н16МЗБ в сочетании с флюсом АН-18 или электроды из этой проволоки. При этом необходим тщательный контроль швов на сплошность (отсутствие горячих трещин).
В таблицах 49—51 приведены также данные автора и его сотрудников [103] по сварке стали 0Х23Н28МЗДЗТ (ЭИ943) и 00Х17Н16МЗБ. Как отмечалось в гл. II, для сварки этой стали
Химический состав швов, выполненных на хромоникельмолибденовых и хромонвкельмолибденомедистой сталих автоматической и ручной дуговой сваркой
Химии скнП со став шо Сварочные материалы с Мп SI Сг N1 Мо Си Ті Nb
Х17Н13М2Т Проволока СВ-04Х19Н11МЗ, флюс АН-26 0,06 0,7 1,2 18,0 12,6 1,9 - 0,21 -
Проволока Св-04Х19Н11МЗ, флюс АН-26 0,06 0,9 0,9 17.5 12,4 2,5 0,08 X17H13M3T Проволока СВ-06Х19Н10МЗТ, флюс АН-26 0,07 1,1 0,78 20,4 11,0 2,9 _ 0,18 _
Проволока 0Х20Н1ІМЗТБ (ЭП89), флюс АН-26 0,07 0,79 1,4 20,5 12,0 3,0 - 0,21 0,62
ООХІ7НІ6МЗБ Проволока ООХ17НІ6МЗБ, флюс АН-18 0,05 0,30 0.29 16,5 15,9 3,2 - - 0,70
Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ, 0,06 0.37 0,35 22,6 26.4 2,4 2,3 0,33 26,2 2,9 0,21 0Х23Н28МЭДЗТ
(ЭИ943) флюс АН-18
Проволока 000Х23Н28МЗДЗТ (ЗП516), флюс АНФ-6 0,40 0,36 23,1 26.2 0,38 0,04 0,42 0,35 23,0 Проволока 000Х23Н28МЗДЗТ, 0,03 0,43 0,27 22,8 26,3 2,8 2,9 0,14 Электроды ОЗЛ-17 0,05 0,36 0,54 22.0 26,4 2,6 3,1 Механические свойства сварных швов и соединений хромоникельмолибденовых сталей, сваренных дуговой сваркой
Кол и- Меха свойств £°Е ills
Марка свариваемой Сварочные материалы феррН- 1 « 1 1 1 " 1
Х17Н13М2Т Проволока Св-04Хі9Н11МЗ, флюс АН-26 4,0 27.7 56,3 52,7 43,5 16,8 59,4 175
Проволока Св-04Х19Н11МЗ, флюс АН-26 6.0 45,2 63,2 32,2 52,0 10,7 59,6 180
X17H13M3T Проволока Св-06Х19Н10МЗТ, Флюс АН-26 7,8 48,7 65,6 26,8 58,9 19,2 60,1 170
Проволока ОХ20Н11МЗТБ (ЭП89), флюс АН-26 9,3 47,1 65,2 29,7 44,4 6,5 63,8 160
ООХ17Н16МЗБ Проволока ООХ17Н16МЗБ, флюс АН-18 34,0 56,0 41,4 62,0 14,2 57,5 180
Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ, флюс АНФ-6 24,6 50,0 48,9 66 9 20,7 55,3 180
Проволока 0Л23П2ВМЗДЗГ, флюс АН-18 0 26.3 52,6 29.0 50.9 16,3 56,0 180
0Х23Н28МЗДЗТ Проволока ОООХ23Н28МЗДЗТ (ЭП516), флюс АНФ-6 0 30.3 58.7 30,0 60,7 21,6 180
Проволока ОООХ23Н28МЗДЗТ {ЭП516), флюс АН-18 Электроды ОЗЛ-17 0 26.9 52.0 44,0 64,0 21,3 50,5 180
0 30,7 55.2 39.4 65,3 8,1 56,0 180
лучше использовать окислительный низкокремнистый флюс АН-18. С точки зрения улучшения коррозионной стойкости сварных швов целесообразно применять проволоку идентичного со сталью ЭИ943 состава, но с минимальным содержанием углерода (ЭП516). При этом обеспечиваются вполне удовлетворительные механические и коррозионные свойства металла шва. Сварные соединения из стали ЭИ943 вполне коррозионностойкн в серной кислоте концентрации до 80% при температуре до 50° С. При снижении концентрации кислоты рабочая температура среды может быть повышена (табл. 51). При более высоких температурах, при которых скорость коррозии более 0,1 г/м2 • ч, коррозия соединений из стали 0Х23Н28МЗДЗТ. сваренных с применением приведенных выше материалов, равномерная.
Отмеченная в гл. II технология сварки стали 0Х23Н28МЗДЗТ толщиной более 14—16 мм с наличием ферритной фазы во внутренних слоях шва состоит в следующем. Прямые строганые кромки соединяемых листов на 2/з—3/4 толщины металла наплавляются (облицовываются) аустенитно-ферритным металлом под флюсом АН-18 в три слоя: первый слой—проволокой 0Х25Т и второй и третий слои — проволокой 0Х21Н6М2Т. При этом металл облицовки имеет от 10 до 30% ферритной фазы. Затем производится рюмкообразная разделка кромок с таким расчетом, чтобы основание разделки располагалось в облицованной части и было бы обращено наружу изделия (с противоположной стороны от воздействия агрессивной среды). После сборки соединения свариваются многослойной автоматической сваркой под флюсом АН-18 в такой последовательности: внутренние слои шва — проволокой 0Х21Н6М2Т (ЭП54) н последние 3—4 слоя — проволокой 00Х23Н28МЗДЗТ (ЭП5І6) или 000Х23Н28МЗДТ (ЭП579). При этом наружный слой шва, обращенный в сторону воздействия агрессивной среды, по составу должен быть близким к свариваемой стали и не должен содержать ферритной фазы. Лучшие результаты, с точки зрения стойкости против горячих трещин и коррозионной стойкости, получаются при многодуговой сварке стали 0Х23Н28МЗДЗТ проволоками ЭП579 или ЭП516 в сочетании с флюсом АН-18.
Опыты автора, проведенные совместно с Г. П. Демьяненко, показали, что автоматическую сварку стали 00Х17Н16МЗБ толщиной до 10—12 мм можно выполнять проволокой того же состава и проволокой 000Х19Н18АМ4 в сочетании с флюсом АН-18, а толщиной свыше 12 мм—многодуговой сваркой. При этом обеспечиваются удовлетворительные механические и коррозионные
Коррозионная стойкость соединений хромоникельмолибденовых сталей,
Потер в весе сварных
Сварочные материалы 5 10
мой стали ПРИ
50 70 30 50
XI7HI3M2T Проволока Св-04Х|9Н11МЗ, флюс АН-26 - - 0,09 0.8
X17H13M3T Проволока Св-04Х19НІ1МЗ, флюс АН-26
Проволока Св-06Х19Н10МЗТ, флюс АН-26
Проволока 0Х20Н1ШЗТБ (ЭП89), флюс АН-26 0,04
0,03
0,01 0,63
0,09 0,06
0.07
0,01 0,1
0,65
0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭИ943) Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ (ЭИ 943), флюс АНФ-6 Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ (ЭП943), флюс АН-18 Проволока ОООХ23Н28МЗДЗТ (ЭП516), флюс АНФ-6 Проволока ОООХ23Н28МЗДЗТ (ЭП516), флюс АН-18 Электроды ОЗЛ-17 Стойки
Стойки
Стойки
Стойки
свойства сварных соединений. С точки зрения максимального повышения стойкости металла швов против образования горячих трещин сварку этой стали, особенно толщиной более 10—12 мм, следует выполнять проволокой 000Х19Н18ГЮАМ4 в сочетании с низкокремнистым флюсом. Могут применяться также электроды из этих проволок или электроды марки ОЗЛ-17у.
СВАРКА ХРОМОМАРГАНЦЕВЫХ Н ХРОМОНИКЕЛЬМАРГАНЦЕВЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Опыты показывают, что нержавеющие стали, легированные большим количеством марганца, могут применяться как в качестве коррозионностойкого, так и хладостойкого материала. Возможность использования в той или иной отрасли промышлен-
16446516383015
0015
48768015748020
0020
190817515748030
0030
36830401955- - Нестойки
. 0.015 _ Нестойки
0,01 0,4 0,01 0.6 Нестойки
0,01 І.о 0,01 0,7 Нестойки
00- - Нестойки
. 0.015 _ Нестойки
0,01 0,4 0,01 0.6 Нестойки
0,01 І.о 0,01 0,7 Нестойки
634365149225I 30 I 40
00I 30 I 40
6350233680температуре-, СС
00температуре-, СС
21971031369050 I 30 I 60 I НО I КНІІСННЛ | 80| Кипения 150[80|50|80
0050 I 30 I 60 I НО I КНІІСННЛ | 80| Кипения 150[80|50|80
9144033972530
0030
67691010394950,007 3,7 _ _ О.С05 0,22 0,007 0,52
0,008 4,6 - 0,005 0,18 0,007 0,54
- - 0,03 - 0,02 0,24 0,02 --
_ _ 0,037 1,9 0,02 0.27 0,096 0,78
— " 0,03 2,0 0,01 0,26 0,08 —
000,007 3,7 _ _ О.С05 0,22 0,007 0,52
0,008 4,6 - 0,005 0,18 0,007 0,54
- - 0,03 - 0,02 0,24 0,02 --
_ _ 0,037 1,9 0,02 0.27 0,096 0,78
— " 0,03 2,0 0,01 0,26 0,08 —
сваренных автоматической и ручной дуговой сваркой
ности хромомарганцевой и хромоникельмарганцевой сталей зависит от ее состава и структуры. Для изделий, работающих при температурах ниже —100° С, может применяться лишь чистоаустенитная сталь, обладающая стабильностью структуры в условиях нагружения при низких температурах. При этом наличия карбидообразующих элементов в стали не требуется; важнее с точки зрения минимальнрй реакции на сварочный нагрев иметь в них минимальное количество углерода (не более 0,02—0,03%). В стали же, предназначенной для .изделий, работающих в условиях воздействия агрессивных,сред (пока только для окислительных), должно быть не мерее, 16% хрома, минимальное количество углерода и соответствующее количество карбидообразующих элементов (титана или лучше ниобия). Причем в данном случае могут применяться как .аустенитные, так и ферритноаустенитные стали. Последние» однако, пока мало используются.
Преимущественное применение находят аустенитные хромоникельмарганцевые стали. Эти стали содержат меньше никеля, чем аустенитные хромоникелевые; многие иэ них дополнительно легируют азотом.
В соответствии с составом, структурой н механическими свойствами сталей и условиями эксплуатации изделий из них, а также в зависимости от применяемого способа сварки нужно использовать те или иные сварочные материалы [83, 88, 93, 97, 196].
Приведем некоторые экспериментальные данные [93, 97], позволяющие определить оптимальный состав металла шва при сварке коррозионностойких хромоникельмарганцевых сталей.
Влияние марганца, титана и ниобия
на структуру хромоникелевых швов
При наличии более 15% Сг аустенитную структуру металла получить только путем введения марганца невозможно. Для этого наряду с высоким содержанием марганца необходимо легировать металл небольшим количеством никеля (3—5%) или азотом [247, 241]. В опытах, проведенных автором, швы выполняли дуговой сваркой под флюсом АНФ-6 проволокой Св-06Х19Н9Т в простроганные канавки на сталь Х17Т с введением различного количества металлического марганца. Кроме марганца, перед наложением шва в канавки засыпали феррониобий. Содержание титана и ниобия стремились получить в девять-одиннадцать раз превышающим количество углерода. В отдельных швах ниобия оказалось несколько больше. Предварительно исследовали швы с содержанием марганца от 0,8 до 20,5%. Количество прочих элементов в опытных швах составляло: 0,07—0,10% углерода, 0,68—1,0% кремния, 17,0—18,6% хрома, 4,05—5,2% никеля, 0,43—0,50% титана, 0,30—0,43% ниобия (в двух швах 0,67 и 0,73%).
На рис. ПО показана микроструктура, а на рис. 111—114 — графики влияния марганца на содержание аустенита, параметр решетки, механические свойства и коррозионную стойкость швов типа 18-5, стабилизированных титаном и ниобием и содержащих различное количество марганца.
Из рис. 110 и 111 следует, что с увеличением количества марганца до 12—13% содержание аустенитной фазы в исследуемых
швах повышается до 90—95%. При большем содержании марганца количество аустенита несколько уменьшается. Аналогичное влияние марганца на фазовый состав хромоннкельмарганцевых сталей обнаружено также в других работах [234, 278]. В них отмечается, что наличие марганца более 10% способствует расши-

Рнс ПО. Микроструктура металла (300) хромоникелевых швоа типа 18- стабнлиэировашіых титаном и ниобием, с содержанием марганц а — 0.80%; б — 4.[5%. 9 — 9,16%;г — 12,8%; а — 15,3%, в —20,5е
рению й-ферритно-аустенитной области, если содержание хрома в сплаве превышает 15%. С возрастанием марганца до 10—12% уменьшается твердость металла шва (рис. 111), несмотря на увеличение параметра решетки (рис. 112), что обусловлено повышением количества аустенитной фазы.
Аналогично твердости уменьшается предел текучести металла шва данной композиции, а пластичность и вязкость соответственно возрастают (рис. 113). Причем эти изменения механи-
1555753168650073025719455
Рис. 111. Графики влияния марганца на содержание аустенитной фазы (I) и твердость (2) металла шва типа
00
Рис. 111. Графики влияния марганца на содержание аустенитной фазы (I) и твердость (2) металла шва типа
1167130384175
Рис. 112. График влияния марганца на параметр решетки металла хромоникелевого шва типа 18-5.
00
Рис. 112. График влияния марганца на параметр решетки металла хромоникелевого шва типа 18-5.
ческих свойств наблюдаются при увеличении марганца до 9— 10%; при повышении содержания его до 16% механические свойства металла шва сохраняются на одном уровне, а до 20% несколько снижаются пластичность и вязкость. Предел прочности
металла шва данного состава мало изменяется при легировании марганцем в широких пределах, лишь немногим снижаясь при увеличении его от 15 до 20%.
С целью обеспечения оптимальных механических свойств металла шва содержание марганца в нем должно быть 7—10%.
21971036830X 4
.6
/ 7^ !_
00X 4
.6
/ 7^ !_
Для получения чистоаустенитной структуры шва с таким количеством хрома необходимо несколько увеличить содержание никеля или ввести азот.
24130518160хроыоникелевого і
00хроыоникелевого і
Относительно влияния марганца на коррозионную стойкость хромоникелевого металла в литературе имеются противоречивые данные. В ряде исследований [234, 278, 207. 151] подчеркивается отрицательное влияние марганца на коррозионную стойкость высоколегированных сталей. Вместе с тем имеются также сообщения [201, 216], что в ряде агрессивных сред коррозионная стойкость хромоникельмарганцевистых сталей удовлетворительная. В работе [174] показано, что коррозионная стойкость таких сталей зависит от содержания хрома. Хромоникельмарганцевые стали, содержащие около 17% Сг, обладают
высокой коррозионной стойкостью в холодных и горячих слабых растворах азотной, фосфорной, карболовой, молочной и сернистой кислот, в соках и других средах [199]. Хромомарганцевые стали обладают повышенной стойкостью против коррозии в сернистом газе до температуры 900° С и превосходят в этих условиях аустенитные хромоникелевые стали. Они также окалиностойки при температурах до 900° С.
1429385-36258500Дополнительное легирование хромомарганцевых сталей никелем значительно повышает их коррозионную стойкость в сернистой, фосфорной,
1350010222250•— 3 1
>
Содержание Мп в шве, %
Рис. 114. Графики влияния марганца на коррозионную стойкость хромоникелевыя швов типа 18-5 а азотной кислоте при различных концентрациях іі температурах: а — 55° Ст 6-7СГС; е-кипения; 1 — 66% HNOj; ? — 40% ИМОз-. J-30% HNOj
00•— 3 1
>
Содержание Мп в шве, %
Рис. 114. Графики влияния марганца на коррозионную стойкость хромоникелевыя швов типа 18-5 а азотной кислоте при различных концентрациях іі температурах: а — 55° Ст 6-7СГС; е-кипения; 1 — 66% HNOj; ? — 40% ИМОз-. J-30% HNOj
10%-ной уксусной, 2%-ной молочной кислоте и др. По коррозионной стойкости в этих средах хромоникельмарганцевые стали не уступают хромоникелевым, а в смеси 10%-ной серной и 2%-ной азотной кислот несколько превосходят последние [151]. Сварные соединения стали 0Х17Н5Г9АБ обладают высокой коррозионной стойкостью в окислительных средах, не уступая, а в крепкой азотной кислоте превосходя стойкость соединений из стали XI8Н1 ОТ ]88]. Из рис. 114 видно, что марганец несколько ухудшает коррозионную стойкость металла сварных швов. При чем потери в весе металла швов воэра стают по мере повышения концентра ции азотной кислоты и температуры Химический анализ растворов нос ле испытания в них образцов показы вает, что с увеличением количества марганца с 12,8% до 20,5% переход его в раствор при температуре 70° С увеличивается примерно в 1,4 раза, а при температуре кипения — в 1,6 раза. Содержание хрома и железа в растворе при этом мало изменяется. Это свидетельствует о том, что понижение коррозионной стойкости исследуемых швов с повышенным количеством марганца связано с увеличением перехода в раствор ионов последнего.
Таблица 52
Химический состав опытных хромоникельмарганііевых сварных швов
Содержание ленентон. % с Мп S! сг N! Т| Nb N
1 0,09 8,40 0,92 17,5 3,10 0,30 9 0,08 8,70 0,96 17,4 3,15 0,40 3 0,10 6.80 1,20 17,5 3,10 0,55 4 0,08 7,30 1,20 17,6 3,10 0,69 5 0,10 13,00 0,80 17.5 4,50 0,41 6 0,09 13,00 0,90 17.1 4 50 0,75 7 0,10 12,20 0,90 17,0 4,00 1,00 в 0,06 7,25 0,91 17,2 3,70 0,40 0,52 9 0,06 6,60 0,93 17,6 3 33 0,41 0,92 10 0,06 6,95 0,97 17,8 3,10 0,40 1.10 11 0,06 7,35 0,97 17,0 3,10 0.41 1,46 12 0,05 7,91 0,66 15,9 3,29 0,42 0,151
13 0,045 7,75 0,64 16,0 3,10 0,44 0,27 0,192
14 0,045 8,65 0,67 16,3 3,29 0,48 0,56 0,172
15 0,05 9,10 0.73 16,0 3 57 0,42 0,72 0,184
16 0,05 8,53 0,73 16,0 3 76 0.44 0,93 0.163
17 0,05 7.90 0.77 16,0 3,62 0,40 1.21 0.171
18 0,06 8,15 0,82 15,9 3,43 0.43 1.39 0.179
19 0,06 8,35 0,84 15,9 3,40 0.41 1,48 0,170
Повышение содержания марганца в ферритно-аустенитном шве вызывает снижение лишь общей его коррозионной стойкости; преимущественного растворения одной из фаз при этом не наблюдается. Это можно объяснить примерно одинаковым распределением марганца между ферритом и аустенитом, что подтверждается литературными данными [27] о равномерном увеличении параметра решетки обеих фаз при повышении марганца.
Независимо от количества марганца металл сварных швов имеет высокую коррозионную стойкость в 30, 40 и 56%-ной азотной кислоте при температуре до 70° С. При температуре кипения удовлетворительная стойкость наблюдается в 30%-ной азотной кислоте при содержании 13—14% Мп. Дальнейшее повышение концентрации кислоты до 40% снижает коррозионную стойкость металла более чем в два раза, а в кипящей 56%-ной азотной кислоте потери настолько значительны, что исследуемые швы можно отнести к совершенно нестойким.
Таким образом, сварные швы рассматриваемых композиций коррозионностойки в азотной кислоте концентрации до 56% при температурах до 70° С. Как показали испытания, все исследованные сварные швы стойки против межкристаллитной коррозии. О целью получения удовлетворительных коррозионных свойств сварные швы можно легировать марганцем в количестве не более 13—14%.
Коррозионная стойкость в азотной кислоте исследованных сварных швов соответствует стойкости аустенитных хромоникельмарганцевых сталей-заменителей и хромоникелевых сталей типа 18-8.
Для уточнения требуемого содержания карбидообразующих исследовалось [97] влияние титана и ниобия на свойства хромоникельмарганцевых швов 0Х17НЗГ7, 0Х17Н4Г12 и 0Х16НЗАГ8, химический состав которых приведен в табл. 52.
На рис. 115 показана микроструктура металла наиболее характерных хромоникельмарганцевых сварных швов (17% Сг, 3% Nr, 7—8% Мп) с различным содержанием титана и ниобия, а на рис. 116 — влияние титана и ниобия на механические свойства исследуемых швов. Из рисунков следует, что с повышением содержания титана и ниобия количество ферритной фазы возрастает, увеличивается предел текучести металла, а предел прочности несколько снижается. Уменьшается при этом также пластичность (относительное удлинение и поперечное сужение). При содержании 0,06% С и свыше 1,2% Nb предел текучести повышается до уровня предела прочности, а пластичность металла шва практически становится равной нулю. Следует отметить, что ниобий снижает пластичность металла швов в большей степени, чем титан. Это можно объяснить различием атомных радиусов этих элементов, а следовательно, и неодинаковым характером их растворения. Атомный радиус ниобия больше, чем у железа примерно на 14%, а титана — на 10,5%. При легировании шва титаном до 0,7% параметр решетки феррита практически не изменяется, а при легировании ниобием возрастает с 2,872 А при 0,52% Nb до 2,874 А при 0,92% Nb. Кроме того, растворимость ниобия в железе значительно меньше, чем титана [198]. Вследствие различия атомных радиусов железа и ниобия последний сосредоточивается преимущественно в пограничных слоях зерен в местах с наибольшим количеством дефектов, обусловливая тем самым образование фазы Fe2Nb. Наличие интерметаллида ниобия подтверждается как рентгеноструктурным, так и металлографическим анализами.
Образованию интерметаллидной фазы в значительной степе
ни способствует низкое содержание углерода в металле сварных швов (табл. 52). Интерметаллид ниобия концентрируется по границам зерен в виде цепочек дисперсных выделений (рис. П7.а), количество его возрастает с увеличением в шве ниобия.

Рис. 115. Микроструктура хромоинкельмарганцевых сварных швов (ХЗОО) типа 0Х18НЗГ7, содержащих: а — 0,30% Ті; 6 — 0,69% ТІ. в —0,52% N1); г — 1.10% Nb.
С точки зрения теории дислокации, понижение пластичности металла может быть объяснено тем, что, располагаясь по границе зерен, интерметаллидная фаза создает своеобразный барьер, препятствующий движению дислокаций. Вследствие этого общая пластичность металла шва резко падает даже при достаточно высокой пластичности тела зерна. Кроме того, известно [71]. что при наложении нагрузок происходит значительная локализация пластических деформаций у стыка трех зерен. В рассматриваемом случае это усугубляется тем, что мы имеем малопластичные прослойки интерметаллидов, располагающихся по границам зерен. Очевидно, именно интерметаллиды и обусловливают снижение прочности металла, которое наблюдается с увеличением содержания ниобия, а следовательно, и с увеличением количества Fe2Nb в пограничных участках.
975360-372110
Рис. 116. Влияние титана (а) и ниобия (б) на механические свойства металла хромоникельмарганцевых швов типа 0Х18НЭГ8.
00
Рис. 116. Влияние титана (а) и ниобия (б) на механические свойства металла хромоникельмарганцевых швов типа 0Х18НЭГ8.
109855929640
Рис, 117. Форма и расположение соединении FeaNb (а) в сварном шве типа 0Х17НЗГ8Б и Fe2Tl (б) в шве типа 0Х17НЗГ8Т, X 1200.
00
Рис, 117. Форма и расположение соединении FeaNb (а) в сварном шве типа 0Х17НЗГ8Б и Fe2Tl (б) в шве типа 0Х17НЗГ8Т, X 1200.
При увеличении содержания титана от 0,30 до 1,0% пластичность металла шва снижается меньше, чем при легировании его ниобием, что обусловлено более равномерным распределением титана в твердом растворе. Об этом свидетельствует расположение интерметаллида титана. В отличие от интер- металлида ниобия интерметаллид титана не образует сплошных цепочек, окаймляющих зерна, а равномерно распределяется по
телу зерна (рис. 117). По данным микрорентгеноструктурного анализа в фазе FezTi содержится 30,05% Ті. Аналогичные результаты анализа количества титана в соединении FesTi (30,01% Ті)были получены Г. Витте н Г. Валебаумом [287] при изучении сплавов железо — титан.
109855198120
Рис. 118. Микроструктура металла сварных швов (хЗОО), содержащих 0.56% Nb и 0,17% N (а) и 0.93% Nb п 0,16% N (6).
00
Рис. 118. Микроструктура металла сварных швов (хЗОО), содержащих 0.56% Nb и 0,17% N (а) и 0.93% Nb п 0,16% N (6).
Общий механизм влияния титана на прочностные характеристики металла швов, очевидно, аналогичен механизму влияния
ниобия. Это подтверждается и направлением кривых, определяющих прочностные характеристики швов (рнс. 116).
317530480
Рис. 119. Графики влияния ниобия на механпческие свойства металла сварных швов типа 0Х16НЗАГ8; содержащих 0.045—0,06% С, 7,75—9.1% Мп. 0,64—0.84% Si, 15,9—16,3% Сг. 3,13,76% Ni, 0,40-0,4% Ті и 0.150,19% N.
00
Рис. 119. Графики влияния ниобия на механпческие свойства металла сварных швов типа 0Х16НЗАГ8; содержащих 0.045—0,06% С, 7,75—9.1% Мп. 0,64—0.84% Si, 15,9—16,3% Сг. 3,13,76% Ni, 0,40-0,4% Ті и 0.150,19% N.
При повышенном содержании аустенитизирующих элементов (никеля и марганца) введение титана или ниобия в исследуемых количествах в меньшей степени снижает содержание аустенитной фазы в металле швов и мало влияет на их механические свойства. Так, при содержании в шве 17% Сг, 13% Мп и 4,5% N1 с увеличением количества титана от 0,4 до 0,75% прочность и пластичность практически не изменяются:«т = 40 -г 42 кГ/мм?,
а„ = 71 -г 73 кГ/мм2, й = 47-4- -т-51%, W = 43н-45%. Аналогичное влияние соотношения аустенизирирующих элементов на микроструктуру и механические свойства отмечалось выше.
ния в металле шва обна руживается интерметал лидная фаза Fe2Nb. Кар бонитридная и интерме таллидная фазы были вы делены путем электроли тического растворения об разцов в электролите следующего состава: 300 г NaCl, 50 мл лимонной кислоты, 1 л НаО; плотность тока 1 а/см2. Результаты анализов приведены в табл. 53.
635-1982470С целью проверки влияния стабилизирующих элементов, в частности ниобия, на свойства сварных швов, содержащих азот, были исследованы швы с примерно одинаковым количеством титана и азота при переменном содержании ниобия (табл. 52). Установлено, что при наличии азота дисперсность структуры сохраняется в самом широком диапазоне легирования металла швов ниобием (рис. 115 и 118). Механические свойства этих швов при легировании 1 —1,2% Nb практически сохраняются неизменными (рис. 119).
Исследование швов, легированных азотом и ниобием, показали. что с увеличением количества ниобия до 1 —1,2% последний почти полностью связывается в карбонитридную фазу. При дальнейшем увеличении его содержа-
00С целью проверки влияния стабилизирующих элементов, в частности ниобия, на свойства сварных швов, содержащих азот, были исследованы швы с примерно одинаковым количеством титана и азота при переменном содержании ниобия (табл. 52). Установлено, что при наличии азота дисперсность структуры сохраняется в самом широком диапазоне легирования металла швов ниобием (рис. 115 и 118). Механические свойства этих швов при легировании 1 —1,2% Nb практически сохраняются неизменными (рис. 119).
Исследование швов, легированных азотом и ниобием, показали. что с увеличением количества ниобия до 1 —1,2% последний почти полностью связывается в карбонитридную фазу. При дальнейшем увеличении его содержа-
914400-886460Содержание ниобия, % Фазовый состав осадка
в ™e В осаГГ 0,27 0.18 NbCN
0,56 0,49 NbCN
0,72 NbCN
0,93 0,98* NbCN
1,21 1,28* NbCN+Fe,Nb
1,39 1,20 NbCN + Fe,Nb
1.48 1,40 NbCN+Fe2Nb
00Содержание ниобия, % Фазовый состав осадка
в ™e В осаГГ 0,27 0.18 NbCN
0,56 0,49 NbCN
0,72 NbCN
0,93 0,98* NbCN
1,21 1,28* NbCN+Fe,Nb
1,39 1,20 NbCN + Fe,Nb
1.48 1,40 NbCN+Fe2Nb
908050-1197610Таблица 53
Изменение содержания ниобия в карбоннтридах и интерметаллидах в зависимости от его содержания в шве типа 0Х17НЗАГ8 с 0,15-0,19% N
00Таблица 53
Изменение содержания ниобия в карбоннтридах и интерметаллидах в зависимости от его содержания в шве типа 0Х17НЗАГ8 с 0,15-0,19% N
908050-104775* Некоторое расхождение цифровых значений между содержанием ниобия в металле шва и в анодном осадке можно объяснить погрешностью анализа.
00* Некоторое расхождение цифровых значений между содержанием ниобия в металле шва и в анодном осадке можно объяснить погрешностью анализа.
При легировании ниобием сварных швов, не содержащих азот, увеличение количества ферритной фазы сопровождается ростом зерна, и выделившиеся интерметаллиды ниобия располагаются в виде цепочек по границам зерен. Если шов содержит азот, увеличение концентрации ниобия в нем не приводит к росту зерна; шов сохраняет дисперсную дезориентированную структуру. Интерметал- лидная фаза в данном случае не может располагаться в виде сплошных цепочек. Благодаря этому интерметаллидная фаза в сварных швах, дополнительно легированных азотом, не вызывает такого резкого снижения пластичности металла швов, как при отсутствии азота. Наллчие же большого количества карбо-
нитридов способствует тому, что мелкозернистая структура швов сохраняется даже после нагрева при 1200° С в течение 10 мин. Одновременно с научением механических свойств и фазового состава сварных швов рассматриваемых композиций было исследовано влияние титана и ниобия на коррозионную стойкость хромоникельмарганцевого наплавленного металла. Как следует из рис. 120, при температуре до 50° С коррозионная стойкость в 56%-ной HNOs металла хромоникельмарганцевых сварных швов с увеличением содержания в них титана или ниобия изменяется незначительно. Более резкое влияние легирования швов титаном и ниобием проявляется при 70° С. Причем в 56%-ной HNO3 при этой температуре швы с титаном малостойки по своим потерям в весе. Снижение общей коррозионной стойкости рассматриваемых швов при легировании ниобием значительно меньше, чем титаном. Ниже будет показано, что ниобий в отличие от титана в аустенитной хромоникельмарган- цеазотистой и ферритноаустенитной хромоникелевой сталях предотвращает ножевую и структурную коррозии сварных соединений у линии сплавления основного металла со швом. С этой точки зрения стабилизация высокохромистых сталей и швов ниобием более целесообразна, чем титаном.
595630-16979901
m
'/У
V' V
-- і ч • . 6 ! І -JbQ
У
? !A
001
m
'/У
V' V
-- і ч • . 6 ! І -JbQ
У
? !A
46990-16948150053340-647700Рнс 120. Графики влияния титана (а) и ниобия (б) на коррозионную стойкость металла хромоникельмарганцевых сварных шѳов. содержащих 17% Сг, 3—4% Ni и 7—13% Мп, в азотной кислоте различной концентрации при температуре 50 и 70е С:
7 — 56% HNOj; 2 — 40% HNOj; 3 — 30% HNOi
00Рнс 120. Графики влияния титана (а) и ниобия (б) на коррозионную стойкость металла хромоникельмарганцевых сварных шѳов. содержащих 17% Сг, 3—4% Ni и 7—13% Мп, в азотной кислоте различной концентрации при температуре 50 и 70е С:
7 — 56% HNOj; 2 — 40% HNOj; 3 — 30% HNOi
Таким образом, для предотвращения межкристаллитной коррозии, обеспечения оптимальных механических свойств и общей коррозионной стойкости сварных хромоникельмарганцевых швов с обычным содержанием азота и не более 0.1% углерода в них должно содержаться 0,6—0.9% Ті или 0,8—1.0% Nb. Естественно, что при легировании таких швов одновременно титаном и ниобием количество этих элементов должно быть соответственно уменьшено. Дополнительное легирование хромоникелъмарганце-
вых швов азотом в значительной степени улучшает их пластичность. Однако часть находящихся в шве ниобия и титана расходуется при этом на образование нитридов, и при необходимости полного связывания углерода требуется соответственно увеличить содержание этих карбидообраэующих (стабилизаторов) .
Сварка стали
0Х17Н5Г9АБ (ЭП55)
Сталь 0Х17Н5Г9АБ рекомендуется как частичный заменитель стали Х18Н10Т. НИИхиммаш эту сталь рекомендует для оборудования, работающего в условиях воздействия 55%-ной азотной кислоты при температуре до 60° С. Химический состав стали (по ЧМТУ ЦНИИЧМ 136—59) :< 0,08% С; 8,0—10,0% Мп; <0.6% Si; 16,0—18,0% Сг; 4,5—5,5% N5; от (8-С) до 0,8% Nb; 0,18—0,25% N; < 0,03% S и < 0,035% Р.
Для опытов [88] использовали листовую сталь толщиной 8 мм состава: 0,07% С; 8,94% Мп; 0,41% Si; 16,75% Сг; 5,2% Ni; 0,19% N; 0,72% Nb; 0,013% S и 0,010% Р. Механические свойства исследуемой стали в состоянии поставки: вт =* 35 кГ/мм2\ <зв = = 77,6 кГ/мм2; 6 = 68,8%; 4f = 60,3%; ударная вязкость при испытании образцов с нормальным (круглым) надрезом вдоль проката — 8,2 кГ • м/см2 и с надрезом поперек проката — 11,8 кГ'м/см2. Опыты показали, что в состоянии поставки и после воздействия сварочного термического цикла эта сталь не проявляет склонности к межкристаллитной коррозии (испытания по методам AM и Д. ГОСТ 6032—58). Однако при длительном нагреве (1,5—2,5 ч) при 650° С сталь становится склонной к межкристаллитной коррозии, несмотря на десятикратное соотношение содержания в ней ниобия к углероду. Как отмечалось, такое соотношение ниобия к углероду в аустенитной хромоникелевой стали без азота является достаточным для обеспечения стойкости против межкристаллитной коррозии после провоцирующего нагрева. Наличие же азота в исследуемой хромоникельмарганцевой стали приводит к частичной затрате ниобия на образование нитридов, вследствие чего не весь избыточный углерод связан им в карбиды и сталь оказывается недостаточно стабилизированной. Действительно, провоцирующий нагрев стали приводит к выделению карбидов хрома по границам аустенитных зерен (см. рис. 42,6). Согласно описанной выше теории обеднения выделение карбидов хрома при нагреве аустенитной стали в кри-
Таблица 54
Химический состав швов, выполненных на стали 0Х17Н5Г9АБ электродуговой сваркой.
Снмический состав швов, % С МП SI Сг * кь Т1 А!
Электроды из основного металла с покрытием ЭНТУ-3 .... 0,07 9,2 0,34 17.3 5,2 0,56 0,08 То же. с покрытием ЦЛ-11 . . 0,08 9,0 0,48 17,0 5,4 0,94 0,05
Проволока Св-08Х19Н10Б, флюс АН-26 0,08 5,5 0,90 18,9 8,3 0,93 Проволока 08Х19Н9ФБС (ЭИ649), Флюс АН-26 0,09 4,2 1,1 17,8 8,0 0,92 V
0.75
Проволока 08Х20Н9С2БТЮ (ЭПІ56Т углекислый газ . • . 0.09 5,1 1.0 19,0 7.7 0,90 0,19 0,1
Проволока 08Х19Н9ФБС, угле- 0,09 4,0 0,51 19.0 7,0 0,93 - 0.8
тическом интервале температур сопровождается обеднением пограничных зон аустенитных зерен хромом до появления склонности к коррозии.
Химический анализ карбидов, выделенных из стали в состоянии поставки методом анодного растворения, показывает, что лишь около 0,03% С в исследуемой стали связано в карбиды ниобия. Если учесть, что в аустените стабильно может быть растворено не более 0,02% С, при общем содержании 0,07% С из твердого раствора может выделяться в виде карбидов хрома при провоцирующем нагреве стали около 0,02% С.
В табл. 54—56 приведены результаты испытаний сварных швов и соединений стали 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55). Как следует из приведенных данных, исследованные швы, выполненные опытными электродами, обладают вполне удовлетворительными механическими свойствами, практически не уступающими основному металлу. С повышением содержания ниобия от 0,56 до 0,94% несколько снижается относительное удлинение и ударная вязкость металла шва, сохраняясь все же на достаточно высоком уровне.
Коррозионным испытаниям по методу AM образцы подвергали в состоянии после сварки, провоцирующего нагрева (при температуре 650° С в течение 2,5 ч), а также после провоцирующего нагрева и последующей стабилизации при 850° С в течение 2.5 ч.
Ме аиичес аие св йства верп X соеіиневий Сварочные материалы 1 1 • а= Место разрушения при раз- -Р
Электроды из основного металла с покрытием ЭНТУ-3 49,2 80,9 50,2 55,8 180 По основному металлу 10,6
То же, с покрытием ШІ-11 48,4 81,0 32,4 54,0 180 То же 8,8
Проволока Св-08Х19Н10Б, флюс АН-26 37,0 69,2 45,0 47,4 180 По шву 7,7
Проволока 08Х19Н9ФБС (ЭИ649), флюс АН-26 . . 47,6 75,8 30,5 43,5 160 По основному металлу 5,4
Проволока 08Х20Н9С2БТЮ (ЭП1561. углекислый газ 44,9 74,9 30,3 45,0 180 То же 8,2
Проволока ОЬХІУНУФЬС (ЭИ649), углекислый газ 49,5 79,1 38,4 43,5 180 7,1
Таблица 55
Механические свойства сварных швов в соединений стали 0ХІ7Н5Г9АБ, выполненных дуговой сваркой
Примечание. На разрыв испытывались круглые образцы, вырезанные поперек шва.
В образцах с перекрещивающимися швами, выполненными аргонодуговым способом без присадки, а также в швах, сваренных электродами с покрытием обоих типов (ЭНТУ-3 и ЦЛ-11), в состоянии после сварки межкристаллитная коррозия не была обнаружена. Однако после провоцирующего нагрева во всех швах наблюдается значительная склонность к этому виду коррозии. Характерно, что межкристаллитной коррозии после провоцирующего нагрева подвержены швы, в которых содержание ниобия в 10 раз больше, чем углерода. При этом, как и в случае основного металла, в подвергаемых провоцирующему нагреву швах, в отличие от металла шва в исходном состоянии (после сварки), происходит выделение карбидов по границам зерен (рис. 121), что и обусловливает проявление склонности металла к межкристаллитной коррозии. Последующий стабилизирующий отжиг при температуре 850° С предотвращает межкристаллитную коррозию исследованных швов.
В состоянии после сварки исследуемые соединения, сваренные вручную, обладают удовлетворительной общей коррозионной стойкостью. Коррозионная стойкость образцов, сваренных электродами с покрытием ЦЛ-11, выше, чем образцов, сваренных электродами с покрытием ЭНТУ-3. Провоцирующий нагрев при температуре 650° С сильно ухудшает коррозионную стойкость исследованных соединений, которая улучшается, но полностью все же не восстанавливается последующим стабилизирующим отжигом. При более низких температурах испытания в азотной кислоте, а также в рекомендуемых для этой стали агрессивных средах (55%-ная HNO3 при температуре 55° С и др.) коррозионная стойкость соединений весьма высокая, без межкристаллитной коррозии не только в исходном состоянии, но и после провоцирующего нагрева.
Таблица 56
Коррозионная стойкость соединений стали 0Х17Н5ГѲАБ (ЭП55), сваренных ѳлектродуговой сваркой
и в весе сварных соеднне нип, г/м “гона?-
и 0 при
Сварочные материалы 850°С
К0И1 ентраии *, ”4 65 56 ао 56 56
при температура», °С
1 55 кипения 1 55 1 1
Электроды из проволоки 0Х17Н5Г9АБ с покрытием ЭНТУ-3 1,26 0,70 0,09 7,15 То же. с покрытием ЦЛ-11 Проволока Св-08Х19Н10Б. 1,20 - 0,61 0,08 - 4,97 0,86
флюс АН-26
Проволока 08Х19Н9ФБС 1,15 0,016 0,49 0,10 0,015 —
(ЭИ649), флюс АН-26 .... Проволока 08X20Н9С2БТЮ 1,20 0,016 0,58 0,10 0,018 - —
(ЭП156), углекислый газ . . Проволока 08Х19Н9ФБС, 1,19 0,015 0,50 0,10 0,017 — —
ѵглекнслый газ 1,15 0,016 0,11 0,017 ~
Примечание. В 15%-ной лимонной кислоте при температуре 55° С соединения, сваренные проволокой Св-08Х19Н10Б под флюсом АН-26, весьма коррозионностоОки.

С повышением концентрации азотной кислоты до 65% потери в весе исследованных образцов увеличиваются, однако они меньше потерь сварных соединений стали Х18НЮТ (см. табл, 45). Последнее обусловлено отсутствием ножевой коррозии в сварных соединениях стали 0Х17Н5Г9АБ. Причем ножевая коррозия в сварных соединениях стали 0Х17Н5Г9АБ не обнаруживается при испытании в кипящей 65%-ной азотной кислоте даже после повторного 2,5-часового нагрева при температуре 650° С.
1307465-198120
Рис. 121. Микроструктура металла шва, выполненного на стали 0Х17Н5Г9АБ электродами нэ основного металла с покрытием ЦЛ-11, после провоцирующего нагрева при температуре 650° С 2,5 ч,Х Х600.
00
Рис. 121. Микроструктура металла шва, выполненного на стали 0Х17Н5Г9АБ электродами нэ основного металла с покрытием ЦЛ-11, после провоцирующего нагрева при температуре 650° С 2,5 ч,Х Х600.
Механические свойства всех исследованных соединений почти одинаковы за исключением шва, выполненного под флюсом АН-26 проволокой Св-08Х19Н10Б, который на 10% уступает основному металлу по пределу прочности. Ударная вязкость основного металла и швов почти идентична, кроме швов, выполненных проволокой 08Х19Н9ФБС, у которых ударная вязкость наименьшая. Все исследованные швы, выполненные автоматической сваркой с глубоким проваром хромоникелевыми проволоками, в которых содержание кремния и ванадия повышенное, имеют гораздо меньшую ударную вязкость, чем швы, сваренные вручную хромоникельмарганцевистымн электродами. По-виднмому, повышенное содержание в высокохромистом шве кремния, ванадия н ниобия увеличивает напряженность кристаллической решетки f-твердого раствора, в результате чего снижается вязкость металла.
Соединения стали 0Х17Н5Г9АБ, сваренные под флюсом проволоками 08Х19Н9ФБС и Св-08Х19Н10Б и в углекислом газе проволоками 08Х19Н9ФБС и 08Х20Н9С2БТЮ, обладают вполне Удовлетворительной коррозионной стойкостью, не уступая основному металлу. Коррозия этих соединений в различных зонах равномерная.
Таким образом, для ручной сварки стали 0Х17Н5Г9АБ можно применять электроды из основного металла с покрытием ЦЛ-11. Для предотвращения межкристаллитной коррозии металла шва
после повторных нагревов следует обеспечить более высокое содержание в нем ниобия. Для этого лучше на проволоку из основного металла наносить покрытие ЦЛ-9 с более высоким содержанием феррониобия. Можно также пользоваться электродами ЦЛ-11 из проволоки Св-08Х19Н10Б. При этом будут обеспечиваться все необходимые свойства металла шва и сварных соединений в целом. Для автоматической сварки стали 0Х17Н5Г9АБ под флюсом АН-26 или АНФ-14 можно применять проволоку из основного металла (0Х17Н5Г9АБ), но с несколько более высоким содержанием ниобия (1,2—1,5%), а также проволоку 08Х19Н9ФБС. Стандартную проволоку Св-08Х19НЮБ целесообразно применять в том случае, если не требуется равнопрочность шва с основным металлом, т. е. при от до 35 кГ/мм2 и ов до 65 кГ/мм2. Для сварки в углекислом газе этой стали можно применять проволоки 08X20Н9С2БТЮ (ЭП156) н 08Х19Н9ФБС (см. приложение, табл. 2).'
Анализ полученных экспериментальных данных позволяет рекомендовать описанную технологию сварки для других хромоникельмарганцевых сталей аналогичного состава, применяемых в качестве нержавеющего материала, например Х18Н2АГ5 (ЭП26) [81], Х17Г9АН4 (ЭИ878) и др. Причем стали ЭП26 и ЭП878 можно даже сваривать с применением нестабилизнро- ванных ниобием проволок, так как сами их не содержат, поэтому восприимчивы к межкристаллитной коррозии после повторных нагревов и поэтому могут применяться для сварной аппаратуры, предназначаемой для эксплуатации в слабых агрессивных средах.
Сварка сталей
Х14Г14НЗТ
и Х14Г14ШТ
Сталь Х14Г14НЗТ (ЭИ711) или улучшенный ее вариант— Х14П4Н4Т применяется для изготовления изделий, работающих в атмосферных условиях, например пассажирских вагонов, декоративных и нагружаемых строительных изделии и др., а также для сварных конструкций, работающих при низких температурах (до —183° С). Несмотря, однако, на вполне удовлетворительные механические свойства стали Х14Г14НЗТ (табл. 57), для криогенных изделий лучше использовать сталь Х14Г14Н4Т, отличающуюся большей стабильностью аустенита и пластичностью при низких температурах, чем сталь Х14Г14НЗТ.
При исследовании было опробовано несколько проволок для сварки под флюсом и в углекислом газе стали Х14Г14НЗТ, выбраны проволоки, обеспечивающие наиболее оптимальные механические свойства металла шва и предложены электроды АНВ-3, изготовляемые из проволоки Х14Г14НЗТ с фтористо-кальциевым покрытием простейшего состава [83]. Более поздними исследованиями автора было установлено, что повышение никеля до 5— 7°/о в швах с 14% Сг и 14% Мп значительно улучшает вязкость металла при весьма низких температурах, что необходимо учитывать при выборе технологии сварки в зависимости от условий эксплуатации изделий.
897890-389890Таблица 57
Механические свойства стали Х14П4НЗТ в состоянии поставки
Температура испытаний, °С I » 1
20
-196 25,2
53,9 80,4
139,7 73,1
40,9 67.9
24.9 18,2
14,9
00Таблица 57
Механические свойства стали Х14П4НЗТ в состоянии поставки
Температура испытаний, °С I » 1
20
-196 25,2
53,9 80,4
139,7 73,1
40,9 67.9
24.9 18,2
14,9
В табл. 58 приведен химический состав исследованных швов, а в табл. 59 — механические свойства сварных швов и соединений. Из приведенных данных следует, что сварной шов, выполненный проволокой Х14Г14НЗТ под фторидным флюсом АНФ-6, имеет более высокую ударную вязкость при низких температурах, чем шов, сваренный
имиче кип с став ш вое, % Сварочные материалы С Мп SI Сг N1 ТІ феррита, %
Проволока Х14Г14НЗТ, флюс АН-26 0,10 13,0 0,72 14,0 3,4 0,15 7,6
Проволока Х14П4НЗТ, флюс АНФ-6 0,09 13,6 0,55 13,0 3,5 0,23 Не определялось
Проволока Х14Г14НЗТ с добавкой ІЧіиСг, флюс АН-26 0,09 14,4 1,20 16,5 5 3 0,40 6,2
Проволока ХІ4Г14НЗТ, с добавкой N1. Флюс АН-26 0,09 13,5 1,20 13,8 6,9 0,10 2,6
Проволока ХІ4П4НЗТ, углекислый газ 0,10 13,0 0,45 12,5 3,4 0,13 Не определялось
Электроды АНВ-3 (из проволоки Х14Г14НЗТ) 0,10 14,7 0,33 13,9 3,0 0,20 То же
Таблица 58
Химический состав швов, выполненных на стали Х14Г14НЗТ электродуговой сваркой
Механические свойства швов и соединений стали Х14Г14НЗТ, сваренных дуговой сваркой под флюсом, в С09 н ручными электродами
Таблица 59
Сварочные материалы Температура испытаний, °С Мел “ Мехаи соединений верных
*
С 1 «, % *■ 5 1 1 8, % 4. к
Проволока Хі4Гі4НЗТ, . - . 20 26,1 79,7 43,6 37,0 25,9 26,9 78,5 49,6 62,1
флюс АН-26 —196 5,4 30,8 131,0 33,9 31,7
Проволока ХІ4Г24НЗТ, . . . 20 25,6 79,3 51,2 34,5 17,2 27,0 78,5 49,0 47,2
флюс АНФ-6 —196 52,1 132,0 36,0 27,8 12,9 42,4 131,6 31,1 30,7
Проволока ХІ4ГІ4НЗТ, . . . 20 26,7 64,9 53,2 52,5 17,5 Не опр делили с добавкой N1 и Сг, .... —196 36,2 123,8 49,7 - 11,2 флюс АН-26 —253 51,6 107,8 15,0 - Проволока ХІ4П4НЗТ, . . , 20 24,4 64,0 53,4 56,3 18,0 с добавкой Nl —196 24,0 121,0 54,5 ~ 12,8 флюс АН-26 —253 34,3 119,8 25,7 ~ 11,6 Проволока Х14П4НЗТ, . . . 20 28,5 82,1 50,0 46,2 17,4 32,2 80,8 53,9 63,1
углекислый газ —296 44,3 112,0 20,0 23,6 7,9 48,5 127,5 29,8 28,2
Электроды аКВ-3 из 20 - - - - 12,1 34,9 97,3 46,6 39,7
проволоки Хі4Г14НЗТ —196 - “ 3,3 42,8 102,4 16,4 -
той же проволокой, но под флюсом АН-26. Это можно объяснить несколько меньшим содержанием силикатных включений в металле первого шва. По этой же причине прочность шва, выполненного под флюсом АНФ-6, на 3—3,5 кГ/мм2 меньше прочности швов, сваренных под флюсом АН-26. Удовлетворительные свойства имеют также швы и соединения из стали Х14П4НЗТ, сваренные в углекислом газе проволокой идентичного с основным металлом состава и ручными толстопокрытыми электродами марки АНВ-3 из той же проволоки. Вместе с тем увеличение содержания никеля в металле шва, содержащем 14% хрома и 14% марганца, а также одновременно никеля и хрома способствует повышению его вязкости, особенно при низких температурах, что обусловлено увеличением стабильности аустенита. С этой точки зрения сталь Х14Г14Н4Т и проволока такого же состава для ее сварки лучше, чем сталь и проволока Х14П4НЗТ.
Если хромоннкельмарганцевые стали типа 14-14-3 и 14-14-4 и проволоки идентичного состава для их сварки пригодны для изделий, работающих при температуре до —183° С, то для более низких температур, тем более для изделий, работающих при значительных нагружениях, необходимы сталь и соответственно проволока и электроды для ее сварки с более высоким содержанием никеля и хрома. Содержание марганца при этом может быть меньшим.
Хромоникельмарганцевый аустенитный металл (шов и сталь) по прочностным характеристикам, особенно по пределу текучести, незначительно превосходит хромоникелевый аустенитный. Для повышения характеристик прочности аустенита необходимо легировать его азотом.
Сварка сталей Х17АГ14,0Х21Н5АГ7,1Х25Н16Г6АРОпыты показали, что в отличие от хромоникелевых аустенитных сталей при сварке хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых сталей под окислительным низкокремнистым флюсом (АН-18) проволоками идентичного с основным металлом состава швы получаются несколько менее вязкими, чем при сварке под фторидным флюсом и даже под флюсом АН-26. В первом случае наблюдается интенсивное выгорание марганца, что приводит к понижению степени аустенитности металла шва и к некоторому засорению его окислами марганца. Так, например, при
сварке под флюсом АНФ-6 стали 1Х25Н16Г6АР проволокой того же состава в шве содержалось 5,7% марганца, при сварке под флюсом АН-26 — 5,31% марганца и под флюсом АН-18 — 4,1% марганца. Шов, сваренный под флюсом АН-26, при температуре + 20°С имел ударную вязкость 25,1 кГ'М/см2, при —196° С — 7,1 кГ ■ м/см2 и при —253° С — 6,5 кГ • м/см2, а ударная вязкость шва, сваренного под флюсом АН-18, составляла при + 20° С 13,3 кГ-м/см2 и при —196° С — 5,0 кГ-м/см2.
Таким образом, высокоокислительный флюс для сварки криогенных изделий из высокомарганцевистых сталей применять нецелесообразно. При сварке этих сталей под флюсом АН-26 происходит также значительное выгорание марганца и к тому же сильное насыщение шва кремнием. Поэтому в данном случае было бы целесообразно применять флюс с меньшим содержанием кремнезема, например флюс АНФ-14, АН-22, или даже без- кремнистые флюсы АНФ-6 или 48-ОФ-6. Однако, как показывают опыты, благодаря высокому содержанию марганца в швах при сварке рассматриваемых сталей проволоками идентичного состава под флюсом АН-26 трещины не образуются и, как следует из данных, приведенных ниже, при достаточном запасе аустенитности эти швы обладают хорошей вязкостью даже при низких температурах. Это, однако, не исключает целесообразности разработки более совершенного флюса для сварки хромоникельмарганцевых аустенитных сталей. О рутилофлюорнто- кальциевом покрытии электродов для сварки таких сталей особенно хромоникелевых стабнльноаустенитных, швы которых наиболее склонны к образованию горячих трещин, указывалось выше.
В табл. 60, 61 приведены данные по сварке хромоникельмарганцевых сталей с использованием существующих сварочных материалов, в том числе флюса АН-26. Отметим, что сталь Х17АГ14 может применяться лишь для изделий, работающих в обычных температурных условиях в слабоагрессивных средах. В табл. 62 представлены также данные автора и его сотрудников * по испытанию некоторых хромоникельмарганцевых аустенитных сталей.
Опыты показали, что для криогенных изделий, работающих при температуре ниже —196° С, можно рекомендовать чистоаустенитную низкоуглеродистую сталь и сварочную проволоку
’ В исследованиях принимали участие также Р. А. Ульянов, В. Я. Ильичев, Я М Зарецкий и др.
Химический состав швов, выполненных автоматической дуговой сваркой на хромоникельмаргашіевых сталях
Химический состав теов,
Марка стали Сварочные материалы SI - м п N
Проволока Св-08Х20Н9Г7Т, флюс АН-26 0,08 10,2 1,26 20,5 5,5 0,20 0,128
Х17АГ14 Проволока Х17АГ14, флюс АН-26 0,14 13,0 0,96 17.8 - 0,224
Проволока Св-08Х20Н9Г7Т, углекислый газ 0,07 10,9 0,63 18,8 4,4 0,27 0,103
Проволока Х17АГ14, углекислый 0,15 13,2 0,20 17,5 - - 0,244
0Х21Н5АГ7 Проволока Х25Н16Г6АР, флюс АН-26 0,07 6,1 0,48 22,0 8,5 - Не определялось
1Х25Н16Г6АР Проволока 1Х25Н16Г6АР, флюс АН-26 0,10 5,3 0,69 24,4 15,7 - 0,364
Проволока ОООХ21Н5АГ7, флюс АН-26 0,03 5,2 0,48 20,3 6,4 0,105
000X21Н5АГ7 Проволока 000Х21Н16АГ8, флюс АН-26 0,03 7.8 0,60 21,2 10,6 - 0,110
■ О5 Механн ,„я„ «в
Марке Г.-р....... » = сварно-
риалы - Т . дине-
кПмм• * (
* Проволока
Св-08Х20Н9Г7Т, флюс АН-26 . . О0 40,6 72,4 50,1 59,8 9,5 74,5
Проволока Х17АГ14, флюс ХІ7АГ14 АН-26 20 52,0 88,0 36,9 29,6 8,0 87,8
Проволока
Св-08Х20Н9Г7Т, углекислый газ Проволока Х17АГ14, угле- 20 39,0 73,4 47,6 55,6 8,1 71,8
кислый газ . . . 20 53,4 92,8 42,1 34,1 7,2 93,3
0Х21Н5АГ7 Проволока
Х25Н16Г6АР, 20 46,0 70,7 27,0 49,5 19,4 71,1
флюс АН-26 . . . —196 — — — — 6,4 Проволока 000X21Н5АГ7, 20 40,3 69,5 44,9 65,3 12,5 77,0
флюс АН-26. . . —196 — — — — 2,9 —
Проволока — — — — —
ОООХ21Н16АГ8, 20 39,9 68,3 40,1 59,6 15,7 72,0
флюс АН-26 . . , —196 — — — — 4,3 -
Проволока 20 41,1 70,7 36,9 52,2 25,1 72,1
1Х25Н16Г6АР 1Х25Н16Г6АР, -196 85,8 120,2 12,1 7,1 флюс АН-26 . . . -253 116,1 148,7 9,0 — 6,5 Таблица 61
Механические свойства швов и соединений, спаренных дуговой сваркой
Примечание. При определении предела прочности сварного соединения испытывались круглые образцы, вырезанные поперек Шва.
(электроды) для ее сварки с отношением содержания = = 1,1-1,5.' 9К*
Преимущество хромоникельмарганцеазотистой стали и швов по сравнению с описанной выше хромоникельазотистой сталью состоит в лучшей свариваемости (более высокой стойкости швов против образования горячих трещин), в более высоких прочностных свойствах при комнатной температуре и большей раство-
Таблица 62
Механические свойства некоторых хромоникельмарганцевых сталей
Температура ис-
»с ’ Меча ическк свойст «
кПІм» 5, н Х17АГ14 20 45,0 85,0 65,0 75,0 22,5
—196 1 е определяли 20 77,9 55,5 33,1
(0,05%С; 0,16%N) —196 90,8 165,7 52,4 — 10,1
—253 120,0 157,6 19,8 8,6
000X21Н5АГ7 20 47,9 78,7 54,0 67,9 22,9
(0,03% С; 0,11 %N) -196 107,1 164,5 50,0 11,2
—253 131,2 170,1 29,7 8,9
1Х25Н16АГ8Р 20 40,6 71,1 56,9 70,3 31,0
(0,10%С; 0,16%N) —196 90,7 151,4 39,8 _ 12,7
—253 116,7 184,0 30,5 — 10,0
римости азота, что позволяет расширить предел его содержания и облегчить тем самым попадание в состав стали н проволоки.
Из приведенных данных видно, что повышение запаса аусте- нитности хромоникельмарганцевого металла за счет увеличения содержания никеля (даже при несколько меньшем, чем у стали Х17АГ14, содержании марганца) обеспечивает более высокую вязкость металла как при комнатной, так и при низких температурах. Причем хромоникельмарганцеазотистая сталь 0Х21Н5АГ7 и швы идентичного с ней состава не являются оптимальными с точки зрения наиболее приемлемых механических свойств сварных соединений при низких температурах. Металл такого состава содержит от 2 до 7% ферритной фазы, количество которой возрастает при снижении содержания углерода до 0,02—0,03%. Несмотря на низкое содержание углерода, наблюдается некоторое охрупчивание такого металла при повторном нагреве в интервале критических температур (табл. 11). Последнее может быть обусловлено недостаточной стабильностью аустенита стали типа 21-5-7, для которой 0,03% углерода является еще высоким.
Удовлетворительными свойствами при низких температурах обладает чистоаустенитная сталь 1Х25Н16Г7АР и металл шва идентичного состава, одвако после провоцирующего нагрева ударная вязкость такого металла сильно снижается, что отчетливо обнаруживается при испытании уже при комнатной температуре и тем более при —196°С (табл. 11). Охрупчивание такого металла (основного и шва) обусловлено выделением карбидов
(карбонитридов), причем мартенсит при этом не образуется. Как отмечалось, этих недостатков не имеет ннэкоуглеродистая хро- моникельмарганцеазотистая чистоаустенитиая сталь с отношением содержания ^г,кв — 1,0-г 1,4. Сварные соединения из этой стали с аустенитным швом с несколько большей аустенитностью
21590-13716000280670-1130301,1-М,5), выполняемые автоматической сваркой под
001,1-М,5), выполняемые автоматической сваркой под
низкокремнистым флюсом или ручными электродами с покрытием, исключающем науглероживание наплавленного металла, обладают достаточно высокими механическими свойствами при низких температурах и стабильностью структуры и свойств, в условиях нагружения, в том числе и до разрыва, при этих температурах.
.СВАРКА
ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
ГЛАВА YI
ВЛИЯНИЕ
ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ НА СТРУКТУРУ Н СВОЙСТВА ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
' Автор совместно с К. А. Ющенко и В. Г. Фартушным исследовал свариваемость нескольких феррнтно-аустенитных сталей (табл. 63) [85, 86, 89, 100]. Было установлено, что исследованные ферритно-аустенитные стали, кроме стали Х28АН, отличаются большой склонностью к росту зерна при воздействии
Таблица 63
Химический состав исследованных ферритно-аустенитных сталей
».р„ Тол- Содерж ние элс ентов. с Мп S1 Or N1 Ті ДР).ИС
0Х21НЗТ 10 0,06 1,60 0,45 21,0 3,4 0,26 _
0X21Н5Т 8 0,06 0,74 0,60 20,5 Л .4 0,48 1Х21Н5Т 10 0,14 0,58 0,50 21,4 л, а 0,80 0X21Н5Б 5 0,10 0,65 0,45 21,4 Л ѵ 0,72 Nb
0Х21Н6М2Т .... 6 0,06 0,70 0,44 20,8 6,0 0,44 2,3 Mo
Х28АН 2 0,14 0,61 0,42 25,7 1,64 0Х18Н2Г8Т 6 0,08 7,40 0,20 17,9 2,30 0,28 сварочного термического цикла (рис. 122, 123 и 124). Наряду с ростом ферритных зерен прн воздействии высокотемпературного нагрева возрастает общее количество феррита, а содержание аустенитной фазы уменьшается. Такое изменение соотношения феррита и аустенита в сталях этого типа после кратковременного высокотемпературного нагрева вполне объяснимо при рассмотрении диаграммы состояния хромоникелевых сплавов на базе 75% Fe (см, рис. 18). Согласно этой диаграммы, при длительном нагреве ферритно-аустенитной стали при температурах, близких к температуре плавления, она может стать полностью ферритной. Последующим быстрым охлаждением фиксируется образовавшаяся структура.
При сварке вследствие кратковременного пребывания металла околошовной зоны при высоких температурах полное 7 -»■ a-превращение не происходит и поэтому в металле сохра-

Рпс 122. Микроструктура феррнтно-аустенитных сталеі'і н состоянии поставки, ХІ50'.
а - 0Х21НЗТ; С - 0Х2ІН5Т; в - 1X2IH5T; г - 0X21H5D.
няется некоторое количество аустенита. Вместе с тем размер зерна и количество феррита, а также ширина зоны перегрева зависят от погонной энергии сварки, соотношения количества структурных составляющих в исходном состоянии и чувствительности стали к перегреву (рис. 125). Наиболее значительный рост зерна и уменьшение аустенитной фазы наблюдаются в околошовной зоне сварного соединения стали 0Х21НЗТ (рис. 123,а). Сталь типа 21-5Т с содержанием 0,14% С (1Х21Н5Т), несмотря

Рнс. 123. Микроструктура металла околошовкой зоны у линии сплавления сварных соединений из сталей, X150: а — 0Х21НЗТ, 5600 кал/см; 6-ІХ2Ш5Т, 4000 кал/см; О-0Х21Н5Т, 3550 кал/см;
г - 0Х21Н5Б, 4800 кал/см.

Рис. 124. Микроструктура стали 0Х2Ш6М2Т а состоянии поставки (а) и в околошовной зоне (погонная энергия сварки 5600 кал/см), хЗОО.
\Ъ »
на несколько большее количество в ней аустенита в исходном состоянии, более склонна к росту зерна и увеличению ферритной
22860273051 1
'w I 1 ' ■1® Л S' S Iй
* 30 а — ш 4ооо бооо то'
Поминая энергия сварки І^).ш/си
001 1
'w I 1 ' ■1® Л S' S Iй
* 30 а — ш 4ооо бооо то'
Поминая энергия сварки І^).ш/си
41275887095Рис. 125. Графики влияния погонной энергии сварки иа рост ферритного зерна (пунктирные линии) и ширину участка крупного зерна (сплошные линии) а околошовной зоне сварных соединений из сталей: / — 0Х21НЗТ; 2 — 1Х21Н5Т, S-0X21H5T; 4 — 0Х2ІВ5Б,

Ряс. (26. Микроструктура металла у линии сплавления сварного соединения из стали 0Х21Н5Т в состоянии, ХІ50:
а — после отпуска при 700° С 2,5 н; в — то же, при 800° С 4,5 ч; в — то же, при 800° С 2.2 ч.
00Рис. 125. Графики влияния погонной энергии сварки иа рост ферритного зерна (пунктирные линии) и ширину участка крупного зерна (сплошные линии) а околошовной зоне сварных соединений из сталей: / — 0Х21НЗТ; 2 — 1Х21Н5Т, S-0X21H5T; 4 — 0Х2ІВ5Б,

Ряс. (26. Микроструктура металла у линии сплавления сварного соединения из стали 0Х21Н5Т в состоянии, ХІ50:
а — после отпуска при 700° С 2,5 н; в — то же, при 800° С 4,5 ч; в — то же, при 800° С 2.2 ч.
фазы при воздействии термического цикла сварки, чем сталь того же типа, но с меньшим количеством углерода (0Х21Н5Т, рис, 123,6, ѳ). Аналогично сталям 1Х21Н5Т и 0Х21Н5Т изменяется структура в сталях 0Х21Н6М2Т (рис. 124) и 0Х18Н2Г8Т при воздействии сварочного нагрева. Значительно меньшей склонностью к перегреву (росту зерна) при сварке обладает сталь 0Х21Н5Б (рис. 123,г) и еще меньшей — сталь Х28АН.
Кратковременный отпуск сварных соединений исследуемых сталей при температуре до 700° С не изменяет заметно микроструктуру металла околошовной зоны (рис. 126,а). После выдержки в течение 2,5 ч при температуре 750—800° С в феррите обнаруживается некоторое количество аустенита (і' -фазы), причем я •—•('-превращение происходит в направлении от границ фер-
ритных зерен к их центру (рис. 126,6). С увеличением выдержки при температуре 750—800° С количество 7'-фазы, выделившейся в феррите, возрастает, а повышение температуры отпуска до 850—900° С приводит к интенсивному (ускоренному и более полному) а — і’ -превращению (рис. 126,в).
137477573025
Рис. 127. Ударная вязкость металла в участках околошовной зоны свар’ ного соединения сталей:
00
Рис. 127. Ударная вязкость металла в участках околошовной зоны свар’ ного соединения сталей:
Вследствие роста зерна н уменьшения количества аустенита наблюдается снижение ударной вязкости металла околошовной зоны в соединениях ферритно-аустенитных сталей (рис. 127).
При этом, чем более склонность стали к росту зерна, чем значительнее уменьшение количества аустенитной фазы при воздействии сварочного нагрева, тем значительнее снижается ударная вязкость металла. Вместе с тем при дуговой сварке ударная вязкость металла околошов- нон зоны соединений сталей типа 21-5 сохраняется достаточно высокой.
Повторный длительный нагрев предварительно перегретого феррнтно-аустенит- ного металла может привести к еще большему охрупчиванию его.
17589502673355 — 0X2IH3T.
005 — 0X2IH3T.
Для анализа изменений микроструктуры и свойств ферритно-аустенитных сталей после высокотемпературного нагрева и последующего отпуска были проделаны следующие опыты. Заготовки из сталей 0Х21Н5Т нагревали в печи при температуре 550—900° С в течение 1 ч. В образцах, подвергнутых различной термической обработке, магнитометрическим методом определяли количество ферритной фазы и исследовали микроструктуру. При этом были обнаружены изменения микроструктуры металла, аналогичные изменениям в околошовной зоне сварных соединений данной стали. На рис. 128 приведены графики изменения механических свойств исследуемой стали после различной термической обработки, а на рис. 129 — графики зависимости содержания элементов в карбидной фазе в стали 0X21Н5Т от температуры повторного нагрева (после закалки от 1350° С).
Из приведенных графиков следует, что повторный нагрев в интервале 550—700° С предварительно закаленной от высоких температур (перегретой) ферритно-аустенитной стали приводит к интенсивному ее охрупчиванию, несравнимо более сильному,
31750-1188720чем собственно сам по себе перегрев. Охрупчивание такого металла после отпуска обусловлено выделением сложных железохромотитанистых карбидов (рис, 129) и связанным с этим снижением стабильности аустенитной фазы, а также частичным

Рис. 126. Графики влияния температуры повторного нагрева в течение 1 ч предварительно закаленной от 1350е С (нагрев 5 мин) стали 0Х21Н5Т на ее механические свойства,
00чем собственно сам по себе перегрев. Охрупчивание такого металла после отпуска обусловлено выделением сложных железохромотитанистых карбидов (рис, 129) и связанным с этим снижением стабильности аустенитной фазы, а также частичным

Рис. 126. Графики влияния температуры повторного нагрева в течение 1 ч предварительно закаленной от 1350е С (нагрев 5 мин) стали 0Х21Н5Т на ее механические свойства,
Рис. 129. Графики влияния температуры повторного нагрева в течение 1 ч на содержание железа, хрома и титана в карбидном осадке, электролитически выделенного из стали 0Х21Н5Т, предварительно закаленной от температуры 1350® С.
дает малой стабильностью даже в исходном состоянии (в состоянии поставки).
При быстром охлаждении от температур 1000—1200° С карбиды фиксируются в твердом растворе (в данном случае преимущественно в аустенитной фазе), а при охлаждении от более высоких температур, когда в исследуемой стали количество аустенита резко уменьшается, происходит некоторое выделение карбидов хрома и титана, несмотря на быстрое охлаждение металла. Это может быть объяснено весьма ограниченной растворимостью углерода в феррите, значительно меньшем, чем в аустените, количество которого вследствие перегрева резко уменьшилось.
Отмеченное термическое воздействие на металл и связанное с этим охрупчивание может быть при сварке на весьма мощных режимах (с большой погонной энергией) и при многократном исправлении дефектов и ремонте швов.
Испытания соединений на межкристаллитную коррозию показали (табл. 64), что при соотношении в ферритно-аустенитной стали N11 Сг < 0,2 и Ті [ С< б, а также при уменьшении количе-
29210-1444625Таблица 64
Склонность металла околошовной зоны феррнтно-аустеннтных сталей к межкристаллитной коррозии в зависимости от количества ферритной фазы н температуры отпуска
Примерное ноли- Межк исталлитнех коррозия лошоввой зоне (AM)
Г., ТІ/С
Nb/C Nl/Сг "ставки сварных
иеинй 1 отпуска при 650 “С отпуска при 850» С
0Х2ШЗТ 10 4,3 0,162 30 Сл. Есть 0Х21Н5Т 8 8,0 0,258 55 30—35 ОХ18Н2Г8Т 6 3,5 0,335* 50 1X21Н5Т 10 5,7 0,247 60 10—15 Есть Есть Есть ОХ21Н5В 5 7,2 0,266 55 40—45 Нет Нет Нет 0Х21Н6М2Т 8 7,3 60 30-35 Х28АН 2 0 Не определяли 20 15 20 Есть Есть Есть • Учтено аустенитизирующее действие марганца.
00Таблица 64
Склонность металла околошовной зоны феррнтно-аустеннтных сталей к межкристаллитной коррозии в зависимости от количества ферритной фазы н температуры отпуска
Примерное ноли- Межк исталлитнех коррозия лошоввой зоне (AM)
Г., ТІ/С
Nb/C Nl/Сг "ставки сварных
иеинй 1 отпуска при 650 “С отпуска при 850» С
0Х2ШЗТ 10 4,3 0,162 30 Сл. Есть 0Х21Н5Т 8 8,0 0,258 55 30—35 ОХ18Н2Г8Т 6 3,5 0,335* 50 1X21Н5Т 10 5,7 0,247 60 10—15 Есть Есть Есть ОХ21Н5В 5 7,2 0,266 55 40—45 Нет Нет Нет 0Х21Н6М2Т 8 7,3 60 30-35 Х28АН 2 0 Не определяли 20 15 20 Есть Есть Есть • Учтено аустенитизирующее действие марганца.
ства аустенитной фазы в околошовной зоне до 20% и менее в соединениях по линии сплавления проявляется склонность к межкристаллитной коррозии. Отпуск сварных соединений из сталей 0X21НЗТ н Х28АН при температуре 760—780° С и соединений из стали .
1324610-48895001Х21Н5Т при 850°С предотвращает I межкристаллитную коррозию металла | околошовной зоны.
Эти данные в сопоставлении с данными, изложенными в гл. IV, позволяют заключить, что проявление меж- Рнс ]30 УчастП| околошоа. кристаллитной коррозии сталей Х28АН ной зоны снарных соединен 0X21 НЗТ после высокотемпературно- ішіі из феррптно-аустенит- го нагрева обусловлено изменениями ных хромоникелевых сталей границ ферритных верен аналогично
изменениям в однофазной ферритной рованной азотной кислоте стали, а сталей 0X21Н5Т, 0Х18Н2Г8Т и хромоникельмолнбденовой И 1Х21Н5Т — изменениями коррОЭНОН- стали в серной кислоте, ной стойкости аустенитной фазы.
При длительной выдержке в концентрированной азотной кислоте при температуре выше 70° С в околошовной зоне соединений
из сталей типа 21-5 и 18-2-8, стабилизированных титаном, обнаруживается два участка с пониженной коррозионной стойкостью (рис. 130): первый, непосредственно примыкающий к шву и нагревающийся в процессе сварки при температуре выше 1000° С до плавления, и второй, расположенный на некотором расстоянии от шва и нагревающийся в интервале температур 500—800° С. Как показали испытания в кипящей 56%-ной азотной кислоте образцов из стали 0Х21Н5Т после нагрева в течение 2,5 ч при различных температурах, критической температурой для данного класса сталей является 600—650°С (рис. 131, кривая 1).
74930-271145007620632460Графики :
температуры нагрева и г роэионную стойкость і
пящей 56%-ной азотной кис-....
и°ОТ21Н5БИГ2) Н5Т 1 испытанных образцов и металлографии'ческими исследованиями установлено,
что коррозионная стойкость участка, примыкающего к шву, значительно ниже, чем удаленного. Отпуск сварных соединений при температуре 850—900° С в течение 2— 3 ч повышает коррозионную стойкость примыкающего к шву участка и полностью восстанавливает стойкость второго.
Аналогичные участки околошовной зоны с пониженной коррозионной стойкостью в серной кислоте обнаруживаются в сварных соединениях стали 0Х21Н6М2Т.
Степень понижения коррозионной стойкости в первом участке околошовной зоны находится в прямой зависимости от продолжительности пребывания металла при высоких температурах и в обратной зависимости от скорости охлаждения от этой температуры, т. е. зависит от степени перегрева металла и количества карбидов, выделившихся при последующем охлаждении. О таком влиянии продолжительности высокотемпературного
00Графики :
температуры нагрева и г роэионную стойкость і
пящей 56%-ной азотной кис-....
и°ОТ21Н5БИГ2) Н5Т 1 испытанных образцов и металлографии'ческими исследованиями установлено,
что коррозионная стойкость участка, примыкающего к шву, значительно ниже, чем удаленного. Отпуск сварных соединений при температуре 850—900° С в течение 2— 3 ч повышает коррозионную стойкость примыкающего к шву участка и полностью восстанавливает стойкость второго.
Аналогичные участки околошовной зоны с пониженной коррозионной стойкостью в серной кислоте обнаруживаются в сварных соединениях стали 0Х21Н6М2Т.
Степень понижения коррозионной стойкости в первом участке околошовной зоны находится в прямой зависимости от продолжительности пребывания металла при высоких температурах и в обратной зависимости от скорости охлаждения от этой температуры, т. е. зависит от степени перегрева металла и количества карбидов, выделившихся при последующем охлаждении. О таком влиянии продолжительности высокотемпературного
Можно полагать, что в участке околошовной зоны, удаленном от шва и нагреваемом в критическом интервале температур, понижение коррозионной стойкости металла обусловлено обеднением хромом пограничных слоев аустенитной фазы вследствие выделения карбидов, богатых хромом, а также возникновением напряжений в решетке твердого раствора и частичным ► ^-превращением пограничных слоев зерен.
Визуальным осмотром поверхности
нагрева и скорости последующего охлаждения свидетельствуют графики, приведенные на рис. 132.
1319530393065г ч г ,2 г 1 Продолжительность погреба при 1300‘С.нін Рис. 132. Графики влияния продолжительности нагрева при температуре 13б0° С и скорости последующего охлаждения стали 0Х21Н5Т на коррозионную стойкость ее в кипящей 65%-ной азотной кислоте:
00г ч г ,2 г 1 Продолжительность погреба при 1300‘С.нін Рис. 132. Графики влияния продолжительности нагрева при температуре 13б0° С и скорости последующего охлаждения стали 0Х21Н5Т на коррозионную стойкость ее в кипящей 65%-ной азотной кислоте:
Изменение коррозионной стойкости в тех же условиях испытания хромоникелевой стали 21-5, стабилизированной ниобием, после нагрева при различных температурах весьма незначительное (рис. 131, кривая 2). Коррозионная стойкость этой стали мало изменяется и при высокотемпературном нагреве, что обусловлено малой чувствительностью ее к перегреву.
На рис. 133 показана микроструктура металла околошовной зоны (участка у линия сплавления со швом) исследованных сварных соединений хромоникелевых сталей после испытания в азотной кислоте различной агрессивности и сварных соединений хромоникельмолибденовой стали после испытания в 10%-ной серной кислоте. Из рисунка видно, что при длительном воздействии кипящей азотной кислоты высокой концентрации в сварных соединениях ферритно-аустенитных хромоникелевых сталей, стабилизированных титаном, в участке, примыкающем к ' шву, происходит избирательная (структурная) коррозия. То же самое наблюдается в сварном соединении сталей 0Х18Н2Г8Т при испытании в азотной кислоте той же концентрации и 0Х2Ш6М2Т при испытании в 10%-ной кипящей серной кислоте. Коррозионному разрушению подвержена преимущественно аустенитная фаза, расположенная в виде сравнительно тонких прослоек между крупными зернами феррита. Чем крупнее зерно феррита, меньше количество и тоньше прослойки аустенитной фазы, а также чем меньше соотношение содержания титана к углероду в стали, тем интенсивнее и при меньшей концентрации азотной кислоты или при более низкой температуре развивается структурная коррозия. В соединениях стали 0Х21Н5Б этот вид коррозии отсутствует (рис. 133,е). Коррозия в этих соединениях равномерная в кипящей 65%- и 98%-ной азотной кислоте.
С точки зрения современной теории коррозии [4, 191, 17, 110] структурную коррозию в сварных соединениях и закаленных от высокой температуры образцах ферритно-аустенитных сталей.
стабилизированных титаном, можно объяснить разностью электродных потенциалов аустенита и феррита в этом металле, а также разностью поверхностей структурных составляющих в местах

контактирования с агрессивной средой. Согласно этой теории, в гетерогенном сплаве, представляющем в электролите многоэлектродную систему с несколькими катодами и анодами, преимущественно будет растворяться фаза, обладающая в данном электролите наиболее отрицательным электродным потенциалом, т. е. фаза, которая в этих условиях в работе с другими структурными составляющими будет анодом или при нескольких анодах будет наиболее эффективным анодом. Причем, чем больше отрицательный потенциал и меньше поверхность эффективных анодных участков, тем при прочих равных условиях выше плотность тока на аноде, медленнее поляризуется катод и, следовательно, быстрее протекает электрохимическая коррозия активного анода.

Не имея практической возможности в настоящее время измерить электродные потенциалы структурных составляющих металла в прилегающем к шву весьма узком участке, можно, однако, предположительно сделать некоторые выводы в этом отношении, исходя из неодинакового содержания хрома и разницы в размерах поверхностей ферритной и аустенитной фаз исследуемого металла. Как следует из диаграммы состояния сплавов железо — хром — никель (см. рис. 18), феррит в сталях этого класса обогащен хромом и обеднен никелем, а аустенит, наоборот, обед-
Распределение элементов между структурными составляющими иэ ферритно-
Содержание
Марка стали Сг N1
сварного соединения С* Се
1 Ст “ 1 Ст
Основной меіалл . , Околошовная зона на 21.4 16,2 1.32 3,5 6.0 0,58
0Х21Н5Т расстоянии 0,15 мм 21,2 16,4 1.30 3.6 5,9 0,61
Линия сплавления со швом . 21.7 17,6 1.24 5,0 6,2 0.82
Основной металл . . Околошовная зона на 23,6 18.6 1,27 3,1 6,7 0,47
0Х21Н5Б расстоянии 0,26 мм пт ттгоа 24.2 19,5 0.71
Линия сплавления со швом 22,3 20.4 1.10 4.8 5.2 0.92
Основной металл . . Околошовная зона на 22,0 16,0 1,37 4.2 7,6 0,55
0Х21Н6М2Т расстоянии 0.35 мм 20.0 16,0 Линия сплавления со 20,0 17,0 1,18 5.3 6.5 0.82
Са
* Примечание. — отношение концентрации данного элемента
йен хромом и обогащен никелем. При длительном нагреве двухфазного металла при температуре 1200° С и выше происходит выравнивание концентрации хрома и никеля между структурными составляющими [27]. Действительно, как показали опыты автора, проведенные совместно с К. А. Ющенко и И. Я. Дзыкови- чем (табл. 65), после высокотемпературного (сварочного) нагрева и быстрого охлаждения наблюдается тенденция некоторого выравнивания концентрации хрома, никеля, ниобия, титана между ферритной и аустенитной фазами. Причем, чем выше температура нагрева металла при сварке, т. е. чем ближе к шву расположен анализируемый основной металл, тем меньше концентрационная межфазная неоднородность по этим элементам.
в основном металле н в околошоввой зоне сварных соединений аустенитных сталей
Мо TI Nb
7 Са
Сі ■ 1 Са
т 1 Сі ■ т Са
ст
- - - 0,47 0,30 1,36 - - -
- - - 0,39 0,29 1,35 - - -
- - - 0,49 0,33 1,26 - - _
- - - - - - нет 0,17 0
_ - - - - - нет 0,27 0
— - _ _ _ _ 0,15 0,35 0,43
2.2 2Д 1,05 0,15 0,11 1,36 - - -
2.5 1,4 1.78 0,26 0.21 1.24 - - -
2,2 1,4 1.58 0,20 0.17 1,18 - - -
феррите (в a-твердом растворе) к концентрации в аустените.
Однако вследствие кратковременности сварочного термического цикла разность в содержании элементов между фазами сохраняется даже в металле околошовного участка, который нагревается при сварке до наиболее высоких температур. Феррит содержит больше хрома, молибдена и титана и меньше никеля, чем аустенит. Вследствие этого в условиях сильной окислительной среды способность к пассивации и, следовательно, стойкость против коррозии аустенитной фазы хромоникелевого металла оказывается значительно меньше, чем феррита. В окислительных средах пассивирующая способность и, следовательно, коррозионная стойкость как аустенитной, так и ферритной стали, а также аустенитной и ферритной составляющих высоколегированной
стали зависит полностью от содержания хрома [119, 189, 190, 146]. Интенсивному растворению аустенитной фазы, по-видимому, в данном случае способствуют также напряжения и пластическая деформация (наклеп) ее, возникшие в процессе высокотемпературного нагрева и последующего быстрого охлаждения металла вследствие разности в коэффициентах линейного расширения феррита и аустенита. Измерения показали, что микротвердость аустенитной стали Х18Н9Т составляет 210—230 кГ/мм2, а аустенитной фазы в околошовной зоне стали 0Х21Н5Т— 250— 270 кГ/мм2. Учитывая весьма незначительную разницу в химическом составе стали Х18Н9Т и аустенитной фазы стали 0Х21Н5Т, можно заключить, что увеличение микротвердости аустенита двухфазной стали обусловлено наклепом.
С целью приближенной оценки влияния химического состава, а также соотношения поверхностей контактирующих с агрессивной средой структурных составляющих иа их коррозию была применена методика моделирования [95]. Для этого исследовали работу двухэлектродного гальванического элемента феррит — аустенит в 56%-ной кипящей азотной кислоте. В качестве электродов, моделирующих структурные составляющие, использовали ферритную сталь Х25Т и аустенитную Х18Н9Т с одинаковым соотношением титана к углероду. Электроды из обеих сталей подбирали с таким расчетом, чтобы соотношение контактирую. в -12 4 6
щих поверхностей — было переменным и составляло у. у> у> у
и у- Общая (суммарная) поверхность всех пар электродов была при этом неизменной.
Результаты коррозионных испытаний и измерений представлены на рис. 134, из которого видно, что, несмотря на большее содержание хрома в феррите (стали Х25Т) по сравнению с аустенитом (сталью Х18Н9Т), имитирующих а- и Y -фазы в околошовной зоне, при соотношении между поверхностями 1 :1 скорости их растворения мало отличаются друг от друга. Этим, по-видимому, объясняется повышенная коррозионная стойкость стали в состоянии поставки, когда количество и размер а- и у-фаз в ней примерно одинаковы.
Замеры стационарных потенциалов в течение 24 ч в кипящей 56% -ной азотной кислоте показали, что у обоих электродов (Х25Т и Х18Н9Т) значения потенциалов близки: у стали Х18Н9Т равен 1,025 в, а у стали Х25Т несколько сдвинут в положительную область п составляет 1,075 в. Это и обусловливает незначи
тельную разницу в потерях в весе аустенитного и ферритного электродов при равной их поверхности. Однако и в этом случае наблюдается работа элемента, о чем свидетельствует наличие коррозионного тока в электрической цепи между электродами.
1298575106680
Рис. 134. Графики влияния соотношения площадей поверхности ферритного и аустенитного электродов, работающих в макропаре в 56%-ной кипящей HNOs, на плотность коррозионного тока в них (а) в скорость коррозии (б).
00
Рис. 134. Графики влияния соотношения площадей поверхности ферритного и аустенитного электродов, работающих в макропаре в 56%-ной кипящей HNOs, на плотность коррозионного тока в них (а) в скорость коррозии (б).
Уменьшение поверхности аустенитной фазы приводит к значительному увеличению плотности коррозионного тока на аустенитном электроде. что, в свою очередь, обусловливает его интенсивное растворение. Так, если при соотношении площадей а : Y = 1 : 1 потери в весе ферритного электрода составляют 0,10 г[м2 • ч и аустенитного 0,22 г/м3 • ч, то при а: Y =
= 10: 1 феррит растворяется со скоростью 0,5 г/м^ • ч, а аустенит —
2,8 г/м2 ■ ч. Из этого следует, что в электрохимической системе ферритаустенит благодаря меньшему содержанию хрома и меньшей поверхности, контактирующей с агрессивной средой, аустенитная фаза в условиях воздействия сильной окислительной среды крепкой азотной кислоты) является олее эффективным анодом и больше растворяется, чем ферритные зерна.
Находящаяся в более активном состоянии аустенитная фаза в околошовной зоне расположена преимущественно в виде сплошной цепочки по толщине металла, в результате чего локальная (избирательная) коррозия вглубь металла усиливается.
Выше указывалось, что с увеличением содержания углерода в стали (с уменьшением соотношения Ті/С) структурная коррозия металла околошовной зоны усиливается; коррозия такого металла наблюдается при воздействии азотной кислоты несколько меньшей концентрации и при более низкой температуре. Очевидно, избыток углерода в стали приводит к дополнительному уменьшению содержания хрома в пограничных слоях аустенитной фазы вследствие выделения из a-твердого раствора карбидов хрома во время пребывания металла околошовной зоны в критическом интервале температур (800—500° С) при охлаждении
120650381000
Рис. 135. Графики влияния концентрации кипящей азотной кислоты на величину коррозионного тока в макропаре основной металл — зона термического влияния стали 1Х21Н5Т:
1 — 654, HNOj: 2 — 56% HN03; 3-40% HNOs; 4-20% HN03.
00
Рис. 135. Графики влияния концентрации кипящей азотной кислоты на величину коррозионного тока в макропаре основной металл — зона термического влияния стали 1Х21Н5Т:
1 — 654, HNOj: 2 — 56% HN03; 3-40% HNOs; 4-20% HN03.
1214755499745
Рис. 13G. График влияния концентрации кипящей азотной кислоты на разность электродных потенциалов (ДЕ — Еі — £г) между электродами, имитирующими основной металл и зону термического влияния стали ІХ2ІН5Т.
00
Рис. 13G. График влияния концентрации кипящей азотной кислоты на разность электродных потенциалов (ДЕ — Еі — £г) между электродами, имитирующими основной металл и зону термического влияния стали ІХ2ІН5Т.
после сварки. В данном случае по сравнению со сталью типа 18-8 выделение карбидов хрома более вероятно, так как при высокотемпературном нагреве в стали типа 21-5 аустенитная фаза дополнительно обогащается углеродом в результате уменьшения ее количества (растворимость углерода в феррите во много крат
меньше, чем в аустените). Благодаря дополнительному обеднению хромом пограничные слои аустенитной фазы по сравнению со всей массой аустенита н, тем более, по сравнению с ферритными зернами становятся еще более эффективными анодами и поэтому интенсивно растворяются. Кроме того, с увеличением площади катодных участков (выделившихся карбидов) уменьшается омическое сопротивление системы и поляризация катода, возрастает коррозионный ток и растворение анода [4]. Оба эти фактора способствуют структурной коррозии металла околошов' ной зоны.
Опыты автора и его сотрудников [95] показали также, что отмеченное изменение структуры двухфазных сталей под воздействием сварочного нагрева обусловливает возникновение в сварном соединении, контактирующем с агрессивной средой, гальванической макропары — основной металл — зона термического влияния. Для количественной оценки коррозионных токов и скорости коррозии металла околошовной зоны в контакте с основным металлом исследовали электрохимическое поведение пары
Кроме того, была измеря- на разность электродных потенциалов между этими электродами. Полученные экспериментальные данные приведены на рис. 135 и 136 и табл. 66 и 67.
6350-1162685электродов, имитирующих эти металлы. В качестве электрода, моделирующего металл околошовной зоны, использовали сталь 1Х21Н5Т, подвергнутую термической обработке, идентичной сварочному нагреву с погонной энергией примерно 6000 кал/см. Поверхность электрода, имитирующего околошовную зону, составляла 9,0 см2, а основного металла — 72 см2. Эти электроды испытывали в кипящей азотной кислоте различной концентрации в контакте между собой и раздельно.
00электродов, имитирующих эти металлы. В качестве электрода, моделирующего металл околошовной зоны, использовали сталь 1Х21Н5Т, подвергнутую термической обработке, идентичной сварочному нагреву с погонной энергией примерно 6000 кал/см. Поверхность электрода, имитирующего околошовную зону, составляла 9,0 см2, а основного металла — 72 см2. Эти электроды испытывали в кипящей азотной кислоте различной концентрации в контакте между собой и раздельно.
911225-414020Исследуемые С корост ь корро ітр’ацин, к
макропары 20 40 56 1 65
Основной металл 0.040 0.374 1,05 j 2,87
Зона термического влия- 0,046 0,510 7,25 114,02
00Исследуемые С корост ь корро ітр’ацин, к
макропары 20 40 56 1 65
Основной металл 0.040 0.374 1,05 j 2,87
Зона термического влия- 0,046 0,510 7,25 114,02
895985-725170Таблица 66 Влияние концентрации кипящей азотной кислоты на коррозию электродов макропары основной металл — зона термического влияния стали 1Х21Н5Т
00Таблица 66 Влияние концентрации кипящей азотной кислоты на коррозию электродов макропары основной металл — зона термического влияния стали 1Х21Н5Т
Из этих данных видно, что в 20%-ной азотной кислоте. обладающей сравнительно слабой окислительной способностью.
коррозионный ток и скорость коррозии исследуемых электродов практически одинаковы, что и наблюдается при испытании реальных сварных соединений. С повышением концентрации и соответственно окислительной способности кипящей азотной кислоты до 40% и более электрохимические свойства и скорость коррозии исследуемых электродов, соответствующих основному металлу и околошовной зоне данной стали, изменяются: возрастает коррозионный ток и усиливается коррозия анода, которым в данном случае является металл со структурой, аналогичной околошовной зоне.
Разница в коррозионной стойкости элементов макропары обусловлена различными электрохимическими свойствами ее составляющих в данной среде. При этом существенное влияние оказывает величина стационарного электродного потенциала металла. Измерения показали (рис. 136), что между элементами исследуемой макропары в азотной кислоте имеется значительная разница в электродных потенциалах ДЕ. Причем с повышением концентрации кислоты значение ДЕ между зонами сварного соединения возрастает аналогично скорости коррозии их.
В условиях контактирования различных металлов в агрессив-
нон среде, в том числе различных зон сварного соединения т. е. когда между ними протекают электрохимические процессы' коррозионное растворение менее стойкого металла значительно усиливается по сравнению с растворением его в изолированном виде— без контакта. Так, при раздельном испытании в кипящей 56%-ной азотной кислоте образцов из стали 1Х21Н5Т в состоянии поставки и той же стали, предварительно перегретой при высокой температуре, первый металл корродировал со скоростью 0,53 г/м2 • ч и второй — со скоростью 2,8 г/м2 • ч, а таких же образцов, но в контакте между собой — соответственно 1,05 г/м2 • ч и 7,25 г/м2 ■ ч.
Отсутствие структурной коррозии в околошовной зоне стали 0Х21Н5Б можно объяснить меньшей разностью поверхностей ферритной и аустенитной фаз в этом металле, а также несколько меньшей межфазной неоднородностью по хрому в нем. По-видимому, немаловажное значение имеет также преимущественное растворение ниобия в аустените (табл. 65), вследствие чего выделение карбидов из такого аустенита не столь опасно, как в случае стабилизации стали титаном подобно описанному выше благоприятному влиянию ниобия на предотвращение ножевой коррозии в сварных соединениях стали 0Х17Н5АГ9.
Коррозия околошовной зоны сварных соединений стали 0Х21НЗТ, имеющая вид межкристаллитной, обусловлена, по-видимому, как обеднением аустенитной фазы хромом, так и изменениями в пограничных слоях ферритных зерен (образованием напряженных прослоек) при высокотемпературном нагреве и быстром охлаждении. Поскольку количество аустенитной фазы в околошовной зоне весьма мало и она расположена в виде отдельных прерывистых прослоек (рис. 123иг), низкая коррозионная стойкость металла в данном случае, по-видимому, обусловлена изменениями на границах ферритных зерен.
То же самое происходит и в сварных соединениях стали Х28АН, несмотря на малую изменяемость структуры при воздействии сварочного нагрева [85].
С уменьшением концентрации азотной кислоты или снижением температуры среды структурная коррозия околошовной зоны исследуемых сварных соединений ослабевает благодаря замедлению катодного н анодного процессов. С повышением температуры и концентрации азотной кислоты или при добавлении к последней более сильных окислителей кривая катодной поляризации хромоникелевой стали смещается в область более положительных потенциалов, а кривая анодной поляризации — в менее положительную область [118]. Следовательно, с повышением температуры или концентрации окислительной среды, в том числе азотной кислоты, ускоряются катодный и анодный процессы, в результате чего коррозия металла усиливается. Естественно, что с понижением концентрации кислоты и температуры наблюдается обратное явление. Испытания, проведенные автором, показали, что в сварных соединениях стали типа 21-5 с соотношением Ті/С>6 структурная коррозия отсутствует в азотной кислоте следующих концентраций: до 30% при кипении, до 50% при температуре до 80° С и 55% при 50° С.
При длительных испытаниях (до 4400 ч) в производственных условиях, проведенных В. М. Брусенцовой, выяснилось, что в сварных соединениях стали 0Х21Н5Т в 47%-ной азотной кислоте при температуре 80° С коррозия равномерная и общая коррозионная стойкость вполне удовлетворительная. В соединениях же стали 0Х21НЗТ с незначительным количеством аустенитной фазы в околошовной зоне (в участке, примыкающем к шву) обнаружили структурную коррозию (рис. 133,6) типа межкристаллитной. При менее длительных испытаниях (240 ч) в лабораторных условиях в 50%-ной азотной кислоте при 70° С избирательная (структурная) коррозия в этих соединениях отсутствует (рис. 133,а).
Отпуск сварных соединений при температуре 900—980° С или закалка от 980—1050° значительно повышает коррозионную стойкость металла околошовной зоны, что объясняется уменьшением разницы между поверхностями ферритной и аустенитной фаз благодаря а -»■ -превращению, а также уменьшением наклепа аустенитной фазы. При этом в сварном соединении стали 0Х21Н5Т структурно-избирательная коррозия в 65°/о-ной кипящей азотной кислоте полностью отсутствует (рис. 137,а), а в соединении стали 1Х21Н5Т — значительно уменьшается (рис. 137,6) по сравнению с нетермообработанными сварными соединениями. Причем температура отпуска (закалки) 850° С для этого недостаточна (рис. 137,в).
Различная реакция на сварочный нагрев и последующую термическую обработку исследуемых двухфазных однотипных сталей с различным содержанием углерода подтверждает целесообразность снижения содержания углерода не только в аустенитных коррозионностойкнх сталях, но и в двухфазных ферритно-аустенитных. Поскольку термическая обработка крупногабаритных изделий практически неосуществима, из феррптно-аустенитных сталей, стабилизированных титаном, можно изготовлять изделия,
работающие в средах, не вызывающих структурную коррозию соединений в состоянии после сварки.
Рассмотрим коррозию двухфазного металла в околошовной зоне сварных соединений стали 0Х21Н6М2Т. В отличие от окислительных сред таких, как азотная кислота, пассивирующая способность в которых аустенитной и ферритной сталей зависит

Рис. 137. Коррозия в кипящей 65%-ной азотной кислоте металла у линии сплавления со швом околошовной зоны сварного соединения из стали 0Х21Н5Т после закалки на воздухе от температуры 980° С (а) и соединений из стали 1Х2Ш5Т после закалки на воздухе от 980°С (6) и от 850' С (в), Х150 (сварка с погонной энергией 6000 кал/см).
от содержания хрома, в неокисляющих средах, в том числе в серной кислоте, коррозионная стойкость металла определяется главным образом содержанием никеля, молибдена, меди и других электроположительных элементов [191, 190]. В работе [230] показано, что в серной кислоте сталь, которая содержит больше хрома и меньше никеля имеет более отрицательный потенциал, чем сталь с более высоким содержанием никеля и меньшим — хрома. Из этих данных следует, что при испытании в серной кислоте двухфазного хромоникелевого металла (без молибдена) разрушаться должна преимущественно ферритная фаза, содержащая меньше никеля, чем аустенитная составляющая. Такой характер коррозии (вытравление феррита) в серной кислоте хромоникелевой ферритно-аустенитной стали наблюдали Т. Г. Кравченко, М. А. Веденеева и Ф. С. Раховская [117]. В нашем случае благодаря наличию молибдена характер коррозии в серной кислоте околошовного участка сварного соединения стали 0Х21Н6М2Т коренным образом меняется. Несмотря на несколько большее содержание никеля в аустените этого металла по сравнению с ферритом, низкая концентрация в нем молибдена (см. табл. 65), по-видимому, обусловливает более отрицательный электрохимический потенциал аустенитной фазы и меньшую пассивирующую способность в неокисляющей среде (серной кислоте) по сравнению с ферритной фазой. Благодаря этому в многоэлектродной микросистеме исследуемого металла (карбиды, феррит, аустенит) аустенитные прослойки являются в этой среде более эффективными анодами и интенсивно растворяются. При этом значительная разность в размерах поверхностей ферритной и аустенитной фаз, контактирующих с агрессивной средой, способствует ускорению структурной коррозии благодаря увеличению плотности коррозионного тока.
Таким образом, для уменьшения интенсивности электрохимических процессов в микроэлементах феррит-аустенит и, следовательно, предотвращения структурно-избирательной коррозии металла в прилегающем к шву участке околошовной зоны сварных соединений хромоникелевой двухфазной ферритно-аустенитной стали в условиях воздействия окислительных сред повышенной агрессивности и соединений хромоникельмолибденовой двухфазной стали в условиях воздействия неокислительных сред необходимо, чтобы количество структурных составляющих (феррита и аустенита) и определяемая этим поверхность их в металле были бы примерно одинаковыми или количество аустенита превышало бы количество феррита как в исходном состоянии стали, так и после воздействия термического цикла сварки. Для этого необходимо не только иметь в стали требуемое соотношение аустеннтизирующих и ферритизирующііх элементов и минимальное содержание углерода, но и модифицировать сталь с тем, чтобы уменьшить склонность ее к росту зерна и изменяемости количества структурных составляющих при воздействии сварочного термического цикла.
Согласно описанным выше экспериментальным данным автора и литературным сообщениям [182, 160], склонность ферритноаустенитной и ферритной сталей к росту зерна при высокотемпературном нагреве сильно уменьшается при введении ниобия или азота. Исходя нз этого, автор попытался уточнить составы двухфазных хромоникелевой и хромоникельмолибденовой сталей с целью уменьшения их реакции на сварочный термический цикл [104]. Для этого были выплавлены и исследованы несколько опытных сталей указанных типов, модифицированных отдельно азотом, ниобием и совместно (табл. 67). Содержание никеля
ХимнческиВ состав опытных двухфазных сталей
Химический состав, * Количе-
феррита,
С Мп S! Сг N1 МО Nb N 0Х21Н5Б . . . 0,04 0,75 0,24 21,0 5,8 1,0 0,08 32
0Х2Ш5АБ . . 0,05 1,08 0,10 21,0 5,7 0,46 0,28 20
0Х2ОАН5 . . 0,05 1,07 0,10 19,8 5 9 0,24 10
0Х30АН9 . . 0,06 1,10 0,38 30,8 8,4 0,23 21
0Х2Ш6АМ2 0,04 0,50 0,29 21,4 7,0 2,3 — 0,27 25
Таблица 68
Механические свойства опытных двухфазных аустенитно-ферритных сталей
Механич ские соойст на стали „
Марка «т, КГІММ1 оа, кГІмм* 5, % +■ к КГ-Л/СЛ!' srsr.SK;
ОХ21Н5Б
0Х21Н5АБ
0Х20АН5
ОХЗОАН9 41,7
44,3
59.9 63,9
80,8
77,6
83,0 36,3
45.5
36,7 53,5
68,8
74,1
69,8 9,1
12,0
35.0
17.0 8,7
10,0
26,2
Не определи-
ОХ21Н6АМ2 40,8 70,4 44,4 62,8 18,1 Не определи-
в опытных сталях, кроме 0Х30АН9, было сохранено примерно таким, как и в сталях 0Х21Н5Т и 0Х21Н6М2Т. Для лучшей прокатываемое™ в жидкую сталь добавляли 1% церия (ферроцерия). После прокатки стали подвергали закалке в воде от температуры 1050° С. Механические свойства опытных сталей приведены в табл. 68. Микроструктура металла у линии сплавления со швом сварных соединений опытных сталей, сваренных с погонной энергией 4800— 5000 кал/см, показана на рис. 138.
Все опытные стали, содержащие азот, наряду с достаточно высокими прочностными характеристиками, особенно пределом текучести, обладают весьма высокой пластичностью. Стали с ниобием, несмотря на мелкозернистую структуру, и независимо от наличия азота имеют в два-три раза меньшую ударную вязкость по сравнению со сталями с азотом, но без ниобия. Азотосодержащие стали без ниобия сохраняют высокую ударную вязкость в околошовной зоне. Введение только ниобия уменьшает, но не
предотвращает роста зерна в околошовной зоне, а ниобия совместно с азотом или только азота — сильно уменьшает рост зерна при воздействии сварочного термического цикла.
Как показали коррозионные испытания, металл околошовной зоны сварных соединений всех исследованных сталей стоек про-
85090-73469500731520-731520
д
00
д
1398905-73152000Л
Рас. 138. Микроструктура стали 0Х2іН5Б в исходном состоянии (а) п металла у линии сплавления со швом сварных соединений из сталей 0Х2ІН5Б (б), 0Х2Ш5АБ (в), 0Х20АН5 (г), 0Х2Ш6АМ2 (д), X150
тив межкристаллитной коррозии при испытании по методу AM. как в состоянии после сварки, так и после провоцирующего нагрева при 650° С в течение 2 ч, и против избирательной коррозии при испытании соединений из хромоникелевых сталей в кипящей 65%-ной азотной кислоте и из хромоникельмолибденовой стали в кипящей 10%-ной серной кислоте.
Таким образом, для уменьшения склонности к росту зерна при воздействии термического цикла сварки и предотвращения структурно-избирательной коррозии в средах повышенной агрессивности металла околошовной зоны сварных соединений двухфазных ферритно-аустеннтных хромоникелевых и хромоникель-
молибденовых сталей целесообразно их легировать азотом в количестве 0,15—0,25%. В качестве заменителя стали Х18Н10Т целесообразно применять сталь 0Х21АН5 следующего состава' не более 0,06% С; 0,4—0,8% Мп; до 0,7% Si; 20—22% Сг; 4,0— 5,0% Ni; 0,12—0,20% N; не более 0,025% S и не более 0,030% Р либо сталь 0Х21Н5Аб состава: не более 0,07% С; 0,4—0,8% Мп' до 0,7% Si; 20—22% Сг; 5,2—6,2% Ni; 0,12—0,20% N; 0,60— 1,0% Nb; не более 0,025% S н не более 0,030% Р. По-видимому, в ряде случаев для окислительных сред повышенной агрессивности найдет применение двухфазная сталь с более высоким содержанием хрома и, соответственно, никеля, например, сталь 0Х30АН9 следующего состава: до 0,06% С; 0,4—0,8% Мп; до 0,7% Si; 29,0—31,0% Сг; 8,3—9,7% Ni; 0,15—0,25% N; не более 0,025% S; не более 0,030% Р. При увеличении содержания хрома более 30—35% до 50% необходимо в таком же количестве повышать и содержание никеля в сплаве.
Вместо стали Х17Н13М2Т целесообразно применять сталь 0Х2Ш6АМ2 состава: нс более 0,06% С; 0,4—0,8% Мп; до 0,7% Si; 20—22% Сг; 5,5—6,5% Ni; 1,9—2,6% Мо; 0,12—0,20% N; не более 0,025%S и не более 0,030% Р.
Таким образом, введение азота в нержавеющие аустенитные и ферритно-аустенитные, или аустенитно-ферритные стали и сварные швы целесообразно не только и даже не столько с точки зрения частичной замены и соответственно экономии никеля, а главным образом, с целью упрочнения металла при одновременном повышении пластичности и вязкости, а также, что не менее важно, с целью модификации сталей для уменьшения их реакции на сварочный нагрев и модификации сварных швов для повышения стойкости против образования горячих трещин и улучшения ряда других свойств. В ближайшее время азот в качестве легирующего элемента войдет в состав большинства нержавеющих сталей и сварочных проволок, особенно с весьма низким содержанием углерода.
СВАРКА
ХРОМОННКЕЛЕВЫХ
ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Как было показано, механические и коррозионные свойства двухфазных сталей зависят от соотношения в них количества феррита и аустенита и от содержания карбндообразую-ших элементов. Поэтому желательно уточнить это соотношение, установив оптимальное содержание никеля и ферритизирующих элементов, в том числе н карбидообразующих в хромоникелевых швах на сталях типа 21-5.
Влияние никеле на микроструктуру и свойства сварных швов с 20—22% хрома
При исследовании влияния никеля на микроструктуру и свойства сварных швов с 20—22% хрома швы выполняли [101] дуговой сваркой под окислительным ниэкокремннстым флюсом АН-18 на пластинах из сталей 0Х21НЗТ и 0Х21Н5Т проволоками 0Х21НЗТ, 0Х21Н5Т, 06Х19Н9Т с дополнительной засыпкой в простроганные канавки электролитического никелевого порошка. Содержание никеля в швах составляло 3—12%, количество других элементов изменялось незначительно (табл. 69). Благодаря применению окислительного флюса титан выгорал, и в швах его оставалось не более 0,2%. При таком содержании титан оказывал на количество ферритной фазы и стабилизацию шва весьма незначительное влияние, которым можно пренебречь.
-317579375Таблица 69
Влияние никеля на количество аустенита и феррита н восприимчивость К, межкристаллитной коррозии сварных швов с 20,6—21,8% хрома
X і Примерное "после ЛЛ8
Мп S1 Сг N1 T1 сварки отпуска при
'"Ж?-
0.06 0,76 0,47 20,8 3.1 0,16 85 0,06 0,75 0,44 21,1 4,0 0,19 74 0,80 0,52 20,6 4,5 0,16 69 Нет 0,68 0,51 21,0 5,2 0,19 57 0,64 0,58 21,0 6,1 0,18 46 0,07 0,73 0,56 20,7 7,2 0,18 36 0,81 0,62 20,6 8,1 0,20 27 0,86 0,67 21,4 10,2 0,15 16 0,085 0,89 0,57 21,8 11,1 0,16 12 0,82 0,54 21,1 11,6 0,16 3,5 Примечание. В металле всех исследованных швов межкристаллитная коррозия отсутствовала после отпуска при температуре 770° С н 85(У С.
00Таблица 69
Влияние никеля на количество аустенита и феррита н восприимчивость К, межкристаллитной коррозии сварных швов с 20,6—21,8% хрома
X і Примерное "после ЛЛ8
Мп S1 Сг N1 T1 сварки отпуска при
'"Ж?-
0.06 0,76 0,47 20,8 3.1 0,16 85 0,06 0,75 0,44 21,1 4,0 0,19 74 0,80 0,52 20,6 4,5 0,16 69 Нет 0,68 0,51 21,0 5,2 0,19 57 0,64 0,58 21,0 6,1 0,18 46 0,07 0,73 0,56 20,7 7,2 0,18 36 0,81 0,62 20,6 8,1 0,20 27 0,86 0,67 21,4 10,2 0,15 16 0,085 0,89 0,57 21,8 11,1 0,16 12 0,82 0,54 21,1 11,6 0,16 3,5 Примечание. В металле всех исследованных швов межкристаллитная коррозия отсутствовала после отпуска при температуре 770° С н 85(У С.
Из швов вырезали в продольном направлении пятикратные
образцы Гагарина и образцы для коррозионных испытаний, в поперечном— для определения ударной вязкости и стойкости против межкристаллитной коррозии металла в состоянии после сварки и различной термической обработки. Коррозионная стойкость оценивалась путем определения склонности металла шва к межкристаллитной коррозии по методу AM и к общей коррозии —• в растворах азотной кислоты.
30480-167640J ,6f
:
/ ✓ ' ’43
0 ^ |_^г
65 it 57 іб 36 21 И Д5 Количество ct-фОЗы, 5і
Рис. 139. Влияние никеля (изменения a-фазы) на механические свойства сварных швов с 20,6—21,8% Сг.
00J ,6f
:
/ ✓ ' ’43
0 ^ |_^г
65 it 57 іб 36 21 И Д5 Количество ct-фОЗы, 5і
Рис. 139. Влияние никеля (изменения a-фазы) на механические свойства сварных швов с 20,6—21,8% Сг.
Количество ферритной фазы в швах определяли магнитометрическим способом и металлографическим анализом. Одновременно Проводили рентгеноспектральный микроанализ структурных составляющих, металлографические и элек- тронномикроскопическне исследования металла швов.
Опыты показали, что оптимальными механическими свойствами обладают сварные швы, содержащие 20—22% Сг и 5—7% Ni (рис. 139). При этом наряду с высокой прочностью швы обладают удовлетворительной пластичностью и ударной вязкостью. Уменьшение содержания никеля до 3,1% заметно снижает ударную вязкость и относительное удлинение металла шва, что связано со значительным увеличением ферритной составляющей (табл. 69) и ростом ферритных зерен (см. рис. 62,гл.11).
Максимальные значения пределов текучести и прочности при достаточно высокой пластичности и вязкости шва соответствуют примерно равному количеству в нем феррита а аустенита и одинаковому размеру зерен обеих фаз. Увеличение содержания никеля свыше 6% без дополнительного легирования элементами- ферритизаторами приводит к уменьшению предела текучести шва ниже 40 кГ/мм2, а при увеличении никеля свыше 7,0% предел текучести меньше 35 кГ/мм2. Согласно техническим условиям сталь 0Х21Н5Т должна иметь ат> 35 кГ/мм2 и о„ > 65 кГ/мм2. Указанная прочность стали 0Х21Н5Т, по мнению автора, несколько занижена, так как испытания большого количества плавок стали на протяжении нескольких лет дали более высокие значения: зт > 40 кГ/мм2 и о„ > 70 кГ/мм2.
Из условий получения равнопрочного сварного соединения с достаточными пластическими свойствами металл шва с 20— 22% Сг должен иметь 5—6,5% Ni, что соответствует содержанию в нем 40—60% ферритной фазы. Такое количество феррита в шве можно обеспечить, если отношение аустенитиэирующих элемен- N1 к
тов к ферритиэирующим = 0,30-г 0,40.
Швы, содержащие менее 4,5% Ni (отношение < 0,30)
и свыше 65—70% феррита, в состоянии после сварки подвержены межкристаллитной коррозии аналогично ферритной стали Х17, претерпевшей воздействие сварочного нагрева.
1383665146050
Рис. 140. Межкристаллитная коррозия металла хромоннкелевого шва, содержащего 0 085% С, 21,8% Сг, 11,1% Ni и 0,16% Ті (12% ферритной фазы), а состоянии после сварки.
00
Рис. 140. Межкристаллитная коррозия металла хромоннкелевого шва, содержащего 0 085% С, 21,8% Сг, 11,1% Ni и 0,16% Ті (12% ферритной фазы), а состоянии после сварки.
Последующий отпуск при 650° С продолжительностью 2,5 ч частично уменьшает склонность металла такого шва к межкристаллитной коррозии, а отпуск при 770° С в течение 2,5 ч полностью предотвращает ее.
При повышении количества никеля от
до 8%, что соответствует изменению количества a-фазы от 60 до 30%, сварные швы, содержащие до 0,07% С, стойки против межкристаллитной коррозии как в состоянии после сварки, так и после провоцирующего нагрева при 650° С 2,5 ч, несмотря на недостаточное отношение содержания титана к углероду. Как показали дополнительные опыты по сварке стали ІХ21Н5Т, сварные швы типа 21-5 и 21-6, содержащие более 0,07—0,08% С, склонны к межкристаллитной коррозии, несмотря на оптимальное количество феррита (40—60%). Для предотвращения межкристаллитной коррозии такие швы необходимо стабилизировать титаном нли ниобием либо лучше совместно тем и Другим.
При содержании более 0,07% С и более 8% Ni > 0,45j и при отсутствии стабилизирующих элементов в металле шва после повторного (провоцирующего) нагрева наблюдается межкристаллитная коррозия (табл. 67, рис. 140). Различная коррозионная стойкость металла исследованных швов в данном случае
может быть обусловлена лишь повышенным содержанием углерода при недостаточном содержании титана и уменьшением количества a-фазы, так как известно, что никель не оказывает прямого влияния на склонность металла к межкристаллитной

Рис. 141. Микроструктура сварных швов с 20,6—21,8% Сг и различным содержанием никеля, Х150:
о — Э,І%; 6 — 4,0%; в — 4,5%; г —5,2%; 5 — 6,1%; е —11,8%.
коррозии. Следовательно, наличие ферритной фазы недостаточно для предотвращения межкристаллитной коррозии металла шва при содержании в нем углерода более 0,07%.
Рассмотрим более тщательно причины появления межкристаллитной коррозии у металла хромоникелевых двухфазных швов, содержащих свыше 65% феррита. Подобное явление, как отмечалось выше, наблюдалось в ферритно-аустенитной стали Х28АН.
Металлографический анализ микроструктуры металла швов в состоянии после сварки и испытаний на межкристаллитную коррозию показал, что при содержании никеля до 4,5% и хрома в среднем 21%, швы имеют развитую столбчатую структуру феррита с аустенитными прослойками и сильно растравленными участками на границах у- и а-фаэ (рис. 141). Коррозионное разрушение шва происходит прежде всего вследствие растворения этих участков металла и потери связи между зернами феррита и аустенита. Специальные методы металлографического анализа с применением цветового и и теплового травления, а также рентге- ь» ■ ноструктурный анализ показали, что ц' выделившаяся третья фаза не являет- ^ ся интерметаллядом (ст-фазой). Наи- s.- большее количество третьей фазы об- f наруживается в швах с содержанием f менее 4,5% Ni при 70% и более феррита. С повышением содержания никеля размеры и количество этой фазы уменьшаются и при 4,5% Ni и более она не выявляется. Можно было предположить, что образующаяся в данном случае третья фаза представляет собой продукт у-> Л4-превращення. Чтобы проверить это, определяли стабильность аустенитной фазы в опытных швах, пользуясь уравнением Мн° С = 1174
1334770-741680Ni в^-рме, 7.
00Ni в^-рме, 7.
1334770-661670$! SJ Ь т Hi в шве. ’Л
00$! SJ Ь т Hi в шве. ’Л
1334770-499110Рис. 142. График влияния никеля в сварных швах, содержащих 20,6—21,8% Сг, на температуру начала мартенситного превращения аустенитной фазы,
00Рис. 142. График влияния никеля в сварных швах, содержащих 20,6—21,8% Сг, на температуру начала мартенситного превращения аустенитной фазы,
1407795-131699000542290-116840- 37 X % Сг — 57 X % Ni - 1450(% С + % N).
00- 37 X % Сг — 57 X % Ni - 1450(% С + % N).
Содержание никеля и хрома в структурных составляющих, в том числе и в третьей фазе, исследуемых швов определяли рентгеноспектральным микроанализом на микрозонде «Камека». Оказалось, что количество никеля в аустенитной фазе изменялось пропорционально общему его содержанию в шве; концентрация хрома изменялась незначительно.
Расчеты показали, что при уменьшении никеля в швах ниже 4.5% мартенситное превращение у-фазы начинается при температуре выше 0° С (рис. 142), поэтому возможен ее распад. Примечательно, что в третьей фазе содержание хрома составляло 12—14%, а никеля не превышало 2%. Такой состав соответствует высокохромистой стали мартенситного класса, расчетная температура у -> Мн-превращения которой находится около 400° С.
Таким образом, экспериментальные данные позволяют заключить, что основной причиной межкристаллитной коррозии сварных швов с 20—22% Сг и менее 4,5% Ni является образование в них фазы, обедненной хромом и никелем и представляющей продукт ф — Л4-превращения. Межкристаллитной коррозии таких швов подобно коррозии чистоферритного металла, по-видимому, способствуют также напряжения в кристаллической решетке поверхностных слоев ферритных зерен, возникающие вследствие вы- ^ 1 деления (точнее, предвыделения) £ карбонитридов.g'
128587588265Ali 70 Г
Гт ѵ, ^ j 1 1 1 Кипение
пЧ-4-LL
ft-r
ч 1 Кипение
=4=4=*
* 5 6 7 8 00Ali 70 Г
Гт ѵ, ^ j 1 1 1 Кипение
пЧ-4-LL
ft-r
ч 1 Кипение
=4=4=*
* 5 6 7 8 1310005913130І 7і 47 16 36 77
00І 7і 47 16 36 77
2005330916305г5
00г5
11671301040765Рис. 144. Графики влияния никеля (количества а-фаэы) в сварных швах с 20,6—21,8% Сг на коррозионную стойкость в кипящей азотной кислоте концентрации:
00Рис. 144. Графики влияния никеля (количества а-фаэы) в сварных швах с 20,6—21,8% Сг на коррозионную стойкость в кипящей азотной кислоте концентрации:
При длительной выдержке в | азотной кислоте повышенной кон- * центрации и при повышенной тем- |

Рис. 243, Структурно-избирательная коррозия металла шва с 21,1% Сг и 4,6% Ni в 50%-ной кипящей азотной кислоте. ХІ50.
пературе исследуемые швы, содержащие менее 4,5% Ni (более 65% ферритной фазы), претерпевают также структурно-избирательную коррозию (рис. 143), вследствие чего имеют пониженную общую коррозионную стойкость (рис. 144). При этом локальная коррозия происходит не только по межкристаллитным прослойкам, но и по всей аустенитной фазе подобно хромоникелевому металлу в околошовной зоне сварных соединений из сталей типа 21-3 н 21-5 с аналогичной микроструктурой. Избирательная коррозия такого металла с преимущественным растворением аустенитной фазы была объяснена значительно меньшей поверхностьюаустенитной фазы, контактирующей с агрессивной средой, по сравнению с ферритными зернами, наклепом (повышенной твердостью) аустенита при таком соотношении структурных составляющих, а также низким содержанием хрома в аустенитной фазе.
Влияние отношения поверхностей двух контактирующих металлов различного состава на скорость коррозии было показано в § 19.
30480222250
Рис. 145, Графики влияния общего содержания никеля (количества а-фаэы) в сварном шве с 20,6—21,8% Сг на микротвердость аустенита (7) и феррита (2).
00
Рис. 145, Графики влияния общего содержания никеля (количества а-фаэы) в сварном шве с 20,6—21,8% Сг на микротвердость аустенита (7) и феррита (2).
1170305194945
Рис. 146. Графики изменения соотношения концентраций хрома и никеля в феррите п аустените в зависимости от общего содержания никеля и количества а-фаэы в сварных шѳах с 20,6—21,8% Сг:
00
Рис. 146. Графики изменения соотношения концентраций хрома и никеля в феррите п аустените в зависимости от общего содержания никеля и количества а-фаэы в сварных шѳах с 20,6—21,8% Сг:
Наклеп аустенитной фазы при уменьшении количества аустенита иллюстрируется графиком изменения микротвердости
структурных составляющих в за-с*с«
висимости от содержания никеля :—2—^cni- солеРжаиие и соответственно соотношенияСсгсм
структурных составляющих В ВЫ- никеля в ферритной фазе шва; С^- СОКОХрОМИСТОМ металле (рис. 145).то же’ 0 *У”скиткой фазе).
Влияние общего содержания никеля и, следовательно, количества феррита в исследуемых швах на распределение хрома и никеля между структурными составляющими в виде соотношения концентраций этих элементов представлено на рис. 146, где кривые построены по данным рентгеноспектрального микроанализа. Как следует из рис. 146, ферритно-аустенитный металл сварных швов обладает значительной межфазной химической неоднородностью. При этом неравномерность распределения основных легирующих элементов (хрома и никеля) между структурными составляющими сильнее проявляется у швов, содержащих а-фаэу меньше 45% и больше 65%.
Характерно, что, несмотря на практически постоянное общее содержание хрома в исследуемых швах, соотношение содержания его между структурными составляющими значительно колеблется с изменением количества никеля. В этом случае в швах с 45—65%-феррита (4,5—6,5% Ni) неравномерность распределения хрома между ферритом и аустенитом минимальна, а при отличном от указанного предела количестве — значительна. Большее содержание хрома в феррите по сравнению с аустенитом при увеличении количества а-фаэы свыше 60—65% обусловливает разность электрохимических потенциалов между структурными составляющими хромоникелевого металла и вместе с разностью их поверхностей является причиной преимущественного растворения аустенитной фазы (структурно-избирательной коррозии) в окислительных средах повышенной агрессивности, в том числе в 65%-ной HNO3.
При наличии третьей фазы — продукта у -*■ М-превращенил, наиболее обедненной хромом и более напряженной, чем феррит и аустенит, структурно-избирательная коррозия металла усиливается из-за растворения не только аустенитной, но и этой фазы.
Благодаря структурно-избирательной коррозии возрастают общие потери в весе хромоникелевых сварных швов с содержанием a-фазы более 65%.
Чтобы предотвратить межкристаллитную и структурно-избирательную коррозии и обеспечить оптимальную общую коррозионную стойкость хромоникелевых ферритно-аустенитных сварных швов с 20—22% Сг, количество ферритной фазы в них должно находиться в пределах 40—60%. Для этого в швах без ниобия и титана при 0,07% С, необходимо, чтобы Ni содержалось 5,5— 6,5%.
При наличии в таких швах стабилизирующих элементов (ниобия, титана) количество никеля должно быть несколько больше (6—7%). При этом обеспечиваются необходимые механические свойства сварных соединений стали типа 21-5.
В гл. II отмечалось, что при таком соотношении ферритной и аустенитной фаз швы имеют наименьшее зерно обеих фаз н обладают весьма высокой стойкостью против образования горячих трещин.
Оптимальной стойкостью против образования горячих трещин обладают ферритно-аустенитные швы, содержащие 20— 40% ферритной фазы. По стойкости против трещин швы, содержащие 30—60% феррита, превосходят хромоникелевые аустенитные швы с 3—8% феррита.
Приведенные экспериментальные данные позволили установить оптимальный химический состав металла шва н наметить состав электродной проволоки типа 21-8 для дуговой сварки хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 и 21-6. Для этого в проволоке ЭП500 (см. приложение, табл. 2) необходимо несколько увеличить содержание никеля (до 7.8—9,3%).
Влияние ферритизирующих элементов на микроструктуру и свойства хромоникелевых ферритно-аустенитных сварных швов
Выше отмечалось отрицательное влияние ванадия н повышенного содержания кремния на коррозионную стойкость хромоникелевых швов. Сильное ухудшение свойств сварных швов происходит при повышенном количестве в них ферритной фазы [92, 94].
Опытные швы выполняли дуговой сваркой под флюсом АНФ-6 на стали 0Х21Н5Т проволокой идентичного с основным металлом состава с засыпкой в простроганные канавки в одном случае феррованадия, в другом — ферросилиция. При этом в швы с повышенным содержанием ванадия и кремния дополнительно вводили никель для уменьшения ферритизирующего действия последних. Количество феррита в опытных швах полностью сохранить неизменным не удалось.
С, увеличением количества ванадия без дополнительного легирования кремнием несколько возрастало содержание последнего в шве в результате перехода его из феррованадия. Химический состав металла псследуемых швов приведен в табл. 70.
На рис. 147 представлены графики изменения механических свойств исследуемых хромоникелевых швов в зависимости от содержания ванадия и кремния, а на рис. 148 и 149 — микроструктура металла этих швов.
С увеличением содержания ванадия или кремния до 0,8% несколько снижается предел прочности металла шва; дальнейшее повышение содержания этих элементов практически не влияет на предел прочности. Предел текучести и твердость металла с увеличением содержания ванадия и кремния в исследованных пределах неуклонно возрастают, а пластичность и вязкость снижаются. Последнее обусловлено как повышением микротвердости феррита в результате растворения в нем ванадия
52070140843000Химический состав опытных швов
Таблица 70
с различным содержанием кремния в ванадия
Химиче киЛ состав шаа, « Мп S1 Сг N1 V Т1
1 0,06 0,40 0,45 21.1 5,1 2 0,06 0,41 0,50 20,9 5,1 0,14 0,25
3 0.06 0,40 0,50 20,8 5,1 0,25 0,30
4 0.07 0,44 0,59 20,4 5.2 0,44 0,28
5 0,07 0,46 0,60 20,7 5,6 0,8 0,22
6 0.07 0,43 0.69 20,4 5,2 1,0 0,22
7 0,07 0,45 0,77 20,4 6,3 1,5 0,22
6 0.С8 0,40 0,69 20,5 5,8 2,3 0.19
9 0,і-8 0,47 0,80 20,3 7,8 3,0 0.19
10 0,06 0.40 0,40 20,9 5,1 0,25
11 0,06 0,42 0,80 20,8 5,2 0,28
12 0,07 0.46 1,2 21,1 5,3 0,22
13 0,07 0,40 1,4 20,6 5,4 0,19
14 0,07 0,45 1,8 20,4 6,0 0,19
15 0,08 0,46 2,0 20,4 6,4 0,18
16 0,08 0,43 2.2 20,7 6,6 — 0,1В
и кремния, так и увеличением ферритной фазы вследствие недостаточного содержания никеля (рис. 148 и 149).
При увеличении до 7—8% Ni в швах такого состава, в том числе содержащих ванадий и кремний, можно значительно уве-
63500личить разницу между пределами прочности и текучести, повысив тем самым пластичность металла.
На рис. 150 и 151 представлены графики, характеризующие влияние ванадия и кремния на общую коррозионную стойкость хромоникелевых ферритно-аустенитных швов. Кривые строили

Рис. 148. Микроструктура металла хромоникелевых сварных швов, содержащих 20,4—20,7% Сг, 5,2—6,3% Ni и ванадия (X150):
00личить разницу между пределами прочности и текучести, повысив тем самым пластичность металла.
На рис. 150 и 151 представлены графики, характеризующие влияние ванадия и кремния на общую коррозионную стойкость хромоникелевых ферритно-аустенитных швов. Кривые строили

Рис. 148. Микроструктура металла хромоникелевых сварных швов, содержащих 20,4—20,7% Сг, 5,2—6,3% Ni и ванадия (X150):
4876801938020вг
00вг

для металла шва за вычетом потерь в весе основного металла сварных соединений, так как изменение коррозионной стойкости их прн дополнительном легировании металла шва происходило исключительно за счет последнего (рис. 152).
Как следует из приведенных графиков, с повышением содержания кремния и ванадия общая коррозионная стойкость металла швов в азотной кислоте ухудшается. Особенно хорошо это видно прн увеличении в металле кремния или ванадия более
0.8—1,0% и тем сильнее, чем выше концентрация и температура кислоты. Отрицательное влияние ванадия на коррозионную стойкость швов в исследованных средах наибольшее. Это, по-видимому, обусловлено тем, что ванадий уменьшает силы межатомной

связи в твердом растворе [65], облегчая самодиффуэию атомов в решетке и уменьшая работу выхода ион-атомов из металла, находящегося в окислительной агрессивной жидкости.
В гл. Ill было показано отрицательное влияние ванадия, растворенного в твердом растворе, на сопротивление ползучести высокохромистого металла. По-видимому, между силами межатомной связи в решетке твердого раствора, процессами диффузии в нем, жаропрочностью и работой выхода ион-атомов из металла во внешнюю среду, а следовательно, и коррозионной стойкостью существует взаимосвязь.
Проведенные автором испытания экспериментальных сталей типа 21-5 с титаном, титаном и ванадием, ниобием, ниобием и ванадием, а также соединений этих сталей, выполненных аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом без присадки, показали, что введение в металл даже сравнительно небольшого количества ванадия (до 0.3%) ухудшает общую коррозионную
12065-170370500ііЬіх соединений этих сталей, выполненных аргоно-дуговой сваркой без присадки, в 1,4—1,5 раза ниже, чем стали в состоянии поставки в результате усиленной коррозии металла шва.
При концентрации азотной кислоты до 50% и температуре 70° С исследуемые сварные швы достаточно корроэионностойкие. Причем как швы с повышенным содержанием ванадия или кремния, так и без ванадия и с небольшим количеством кремния стойки против межкристаллитной коррозии в этих условиях испытания, а также в азотной кислоте более высокой концентрации и температуры. Поэтому нет надобности легировать их ванадием и большим количеством кремния. Предпочтительнее
Марка стали Хнмн — • став шво с “ SI Сг Т1 » V
0X21Н5Т 0,08 0.69 0.62 21,5 5,1 0,30 ОХ21Н5ТФ 0,07 0,62 0.66 21.0 5,0 0,30 0.30
0X21Н5Б 0,08 0,62 0.58 21,8 5,0 0,70 0Х21Н5БФ 0,08 0,63 0,58 21,2 5,2 — 0.70 0.24
в случае необходимости обеспечения стойкости сварных швов против межкристаллитной коррозии в более сильных агрессивных средах легировать их титаном или лучше ниобием.

Небольшое количество ванадия (0,3—0,5%) можно вводить в швы с аустенитно-ферритной структурой для повышения предела текучести его до уровня основного металла при сварке ферритно-аустенитиых и ферритных сталей. При этом отрицательное действие ванадия может быть нейтрализовано некоторым повышением в шве содержания хрома.
Однако уместно отметить, что чрезмерное улучшение коррозионной стойкости шва по сравнению с основным металлом мо- нелевых сталей с титаном и ниобием
Таблица 7/
Средняя скорость коррозии в аэотноП кислоте, г/и'-ч, различной концентрации при температуре
50%-ная 56% на 65%-н я
50° С 70° С 50° С 70° С 50° С 70° С .......
0,002 0,02 0,24 0,006 0,02 0,42 0,01 0,040 0,50
0,002 0,02 0,36 0,007 0,03 0,49 0,01 0,075 2,15
0,001 0,01 0,17 0,006 0,02 0,38 0,008 0,035 0,36
0,001 0,01 0,28 0,006 0,02 0,49 0,016 0,042 0,54
Таблица 72
Химический состав опытных электродов, имитирующих сварное соединение
Содержание элемент о», % ' Объект исследования II С МП S1 СГ Ж ТІ Nb V
Сталь 1Х21Н5Т , , , . Шов, выполненный 0,і4 0,58 0,50 21,4 5,3 0,80 - -
проволокой СВ-08Х19Н10Б .... Шов, выполненный 0,12 0,67 0,80 20,0 7,2 0,25 0,70 -
проволокой Св-08Х19НФ2С2 , . . 0,12 0,51 1,2 20,2 7,6 0,22 - 1,1
жет оказать отрицательное влияние на коррозионную стойкость металла околошовной зоны у линии сплавления со швом в среде повышенной агрессивности [95].
По методике моделирования, описанной в предыдущем параграфе, исследовали электрохимическое поведение электродов, имитирующих основной металл (О. М.) 1Х21Н5Т, околошовную зону у линии сплавления со швом (3. Т. В.), где развивается структурно-избирательная коррозия этой стали, и металла двух швов (табл. 72) с хорошей коррозионной стойкостью (1Х20Н7БТ) и пониженной (1Х20Н7СТФ). Полученные экспериментальные Данные приведены на рис. 153, 154 и 155 и в табл. 73. Там же для сравнения представлены электрохимические характеристики макропары основной металл — зона термического влияния.
Разность электродных потенциалов (рис. 153), коррозионный ток и скорость коррозии в макроэлементах основной металл (О. М.) —зона термического влияния (3. Т. В.) и основной металл— шов 1Х20Н7БТ в 20%-ной азотной кислоте мало отлича- ются( рис. 154 и табл. 73). Более значительная разность потенциалов, коррозионный ток и соответственно скорость коррозии металла шва наблюдается в элементе основной металл — шов 1Х20Н7СТФ. Причем в данной среде при изменении химического состава шва коррозия металла околошовной зоны сохраняется неизменной.
314325224790Концентрация HN03. %
00Концентрация HN03. %
64135321945Рис. 153. Графики влияния концентрации кипящей азотной кислоты на разность электродных потенциалов (ЛЕ = Е1 — £2) между электродами макропары:
/ — основнойметалл — шов
1Х20Н7СТФ; 2 —основной ме-
00Рис. 153. Графики влияния концентрации кипящей азотной кислоты на разность электродных потенциалов (ЛЕ = Е1 — £2) между электродами макропары:
/ — основнойметалл — шов
1Х20Н7СТФ; 2 —основной ме-
70485-35052000С повышением же концентрации и соответственно окислительной способности азотной кислоты электрохимические свойства и скорость коррозии зоны термического влияния, а также шва, изменяются в зависимости от химического состава металла шва. Так, в сварном соединении стали 1Х21Н5Т со швом типа 1Х20Н7СТФ увеличение концентрации кислоты сопровождается значительно более интенсивным возраста- тйн7ІтГ'"и“',и“ - “ѵр нием коррозионного тока в макропаре О. М.— шов, чем в макропаре О. М—3. Т. В. (рис. 155), что находит отражение в разности электродных потенциалов (рис. 153). При этом коррозионная стойкость шва хуже стойкости металла околошовной зоны. В этом случае наблюдается особенно значительная разница коррозионной стойкости шва и основного металла (табл. 73).
Иная картина наблюдается, если металл шва на той же стали 1Х21Н5Т имеет состав типа 1Х20Н7БТ, более коррозионностойкий, чем предыдущий шов. В этом случае возрастание концентрации кислоты сопровождается более значительным повышением коррозионного тока в макропаре 3. Т. В.— О. М. (рис. 154). При таком составе коррозионная стойкость шва лучше стойкости металла околошовной зоны, причем скорость коррозии околошовной зоны в этом случае больше, чем в случае контакта со швом типа 1Х20Н7СТФ: 8,75 г/м2 • ч против 6,11 г/м2-ч в 65%- ной азотной кислоте. Есть основание полагать, что при дальнейшем улучшении коррозионной стойкости металла шва при прочих
равных условиях стойкость околошовной зоны еще больше ухудшится.
Таким образом, при выборе присадочного металла необходимо стремиться обеспечить равенство не только механических
Таблица 73
Влияние состава шва и концентрации кипящей азотной кислоты на скорость коррозии электродов, имитирующих элементы макропар сварного соединения стали 1X21Н5Т
j Скорость коррозии, г/м'-ч, элементов ывкропвры снарпого Iсоединенна в кипящей азотной кислоте
20%-ной ««-■» 56к-иой 65%-ной
Основной металл 0,040 0,423 1,25 2,76
Шов 1Х20Н7БТ 0,043 1,26 4,4 5,67
Зона термического влнянпя 0,040 0,405 4,36 8,75
Шов 1Х20Н7БТ 0,040 0,946 3,60 4,52
Основной металл 0,040 0,498 1,23 2,71
Шон 1Х20Н7СТФ 0,27 2,50и 10,00 17,95
Зона термического элияния 0,043 0,675 4,34 6,11
Шов 1Х20Н7СТФ 0,25 2,603 6,5 8,33
Основной металл 0,040 0,374 1,05 2,87
Зона термического влияния 0,046 0,51 7,25 14,02
Примечание. В числителе и знаменателе указаны весовые потерн соответствующих элементов макропары.
свойств шва и основного металла и стойкость шва против межкристаллитной коррозии, но и равенство общей коррозионной стойкости металла всех зон сварного соединения. Необходимо учитывать влияние карбидообразующих элементов (титана и ниобия) на свойства двухфазных швов на ферритно-аустенитных сталях, так как для обеспечения стойкости против межкристаллитной коррозии при содержании углерода более 0,07% необходимы стабилизаторы (карбидообразующие элементы). Кроме того, для уменьшения выгорания стабилизирующих элементов
64135438785
Рис. 154. Графики изменения коррозионного тока в макроэлементах О, М.— шов (сплошные линии) и О. М.— 3. Т, В- (пунктирные линии) сварного соединения стали 1Х21Н5Т со швов типа 1Х20Н7БТ в зависимости от концентрации кипящей азотной кислоты*
а — 20%; 6 — 40%; в — 58%; г — 65%.
00
Рис. 154. Графики изменения коррозионного тока в макроэлементах О, М.— шов (сплошные линии) и О. М.— 3. Т, В- (пунктирные линии) сварного соединения стали 1Х21Н5Т со швов типа 1Х20Н7БТ в зависимости от концентрации кипящей азотной кислоты*
а — 20%; 6 — 40%; в — 58%; г — 65%.
1264920582295
макроэлементах О. М.— шов (сплошные линии) и О. М.— 3. Т. В. (пунктирные линии) сварного соединения стали 1Х21Н5Т со швом типа 1Х20Н7СТФ в зависимости от концентрации кипящей азотной кислоты: а^_— 20%; 6 — 40%; в-56%; е-
00
макроэлементах О. М.— шов (сплошные линии) и О. М.— 3. Т. В. (пунктирные линии) сварного соединения стали 1Х21Н5Т со швом типа 1Х20Н7СТФ в зависимости от концентрации кипящей азотной кислоты: а^_— 20%; 6 — 40%; в-56%; е-
при дуговом процессе, особенно при сварке в углекислом газе, и для постоянства содержания их з металле шва при изменении режима сварки, сварочные проволоки дополнительно легируют алюминием. Поэтому представляют интерес данные [94] влияния этих элементов при различном содержании никеля на свойства двухфазных сварных швов. Опытные швы выполняли на ста-
ли 0Х21Н5Т с простроганными канавками автоматической сваркой под флюсами АН-26 и АНФ-6 проволоками 0X21Н5Т и Св-06Х19Н9Т с дополнительным введением порошка соответствующих исследуемых элементов.
В первой партии швов с различным содержанием ниобия количество прочих элементов составляло: 0,07—0,09% С; 0,50— 0,65% Мп; 0,51 — 1,03% Si; 20,0—20,8% Сг; 5,2—5,5% Ni и 0,21 —
0,23% Ті, а во второй партии швов — 0,06—0,09% С' 0,55— 0,95% Мп; 0,66—0,87% Si; 20,0—21,0% Сг; 7,2—7,9% Ni, 0,11 — 0,21% Ті. Швы с различным количеством титана содержали: 0,06—0,08% С; 0,43—0,63% Мп; 0,40—0,60% Si; 20,0—20,7% Сг; 5,2—5,6% Ni. Химический состав металла швов, дополнительно легированных алюминием, следующий: 0,07—0,08% С; 0,50-
2921054610
Рис. 156. Графики влияния ниобия fa) и титана (б) на механические свойства сварных хромоникелевых швов типа 20-5.
00
Рис. 156. Графики влияния ниобия fa) и титана (б) на механические свойства сварных хромоникелевых швов типа 20-5.
0,66% Мп; 0,55—0.75% Si; 20,0—20,2% Сг; 5,1—5,5% Ni; 0,23—0,27% Ті.
Опыты показали, что с увеличением содержания ниобия более 0,5—0,6% предел текучести металла шва типа 21-5

Рнс. 157. Графики влияния ниобия (сплошные линии) п титана (пунктирная линия) на количество ферритной фазы в металле хромоникелевых сварных швов типа 20-5 (а) и 20-7 (6).
возрастает, а предел прочности и пластичность уменьшаются (рис. 156). Ударная вязкость металла исследуемых швов при введении ниобия неуклонно снижается. Такое изменение механических свойств обусловлено повышением в структуре металла количества ферритной фазы (рис. 157), наклепом аустенита, а также образованием интерметаллидов подобно тому, как это наблюдалось в хромомарганцевых швах. Как показал рентгеноструктурный анализ (выполнил канд. техн. наук Н. Л. Карета) осадка, электролитически выделенного Г. П. Манджелей из металла опытных швов, при увеличении содержания титана и ниобия до 0,5% и более в металле данного состава образуются ин- терметаллндные фазы Fe2Nb и РегТі.
При отношении Nl/Сг = 0,26 н менее и при 8,5—9-кратном отношении ниобия к углероду количество ферритной фазы в структуре металла шва возрастает до 70%, а пластичность и вязкость становятся ниже допустимой. При Nі/Сг = 0,29-гО,30 и Nb/C = 16 шов как при ударном изгибе, так и при растяжении разрушается хрупко.
Примерно такое же влияние на количество феррита в струн-
33655-1283335
5,2 до 6,5% Ni.
00
5,2 до 6,5% Ni.
вышением его содержания до 0,8% (Ті/С = 9-г 11) предел прочности несколько снижается, а при дальнейшем увеличении количества титана возрастает; предел текучести при повышении содержания титана от 0.2 до 1,26—1,30% неуклонно возрастает (рис. 156). Влияние алюминия на механические свойства хромоникелевых швов более значительно (рис. 158), чем ниобия и титана. Это объясняется тем. что алюминий по сравнению с ниобием и титаном более эффективный ферритизатор. Как показали металлографические исследования, из трех исследованных элементов титан наиболее эффективно измельчает зерно хромоникелевого двухфазного металла шва.
Увеличение содержания никеля с 5,2—5,5% (Ni/Cr = = 0,25-гО,26) до 7,2—7,3% (Ni/Cr = 0,35—0,36) значительно повышает количество аустенита в структуре 20%-ного хромистого шва (рис. 157,6), вследствие чего введение стабилизирующих (карбидообразующих) элементов (ферритизаторов) в исследованных пределах меньше изменяет механические свойства (рис. 159). При более высоком содержании хрома следует ожидать некоторого повышения предела текучести металла шва с таким количеством никеля.
1514475-164465l'70-С / /
У 4 1 ** 2 . ■з 00l'70-С / /
У 4 1 ** 2 . ■з 14109702641600.6
000.6
Из приведенных экспериментальных данных следует, что при 7—9-кратном отношении Ті/С или 8—10-кратном отноше-

Рис. 160. Графики влияния ниобия на общую коррозионную СТОЙКОСТЬ в азотной кислоте хромоникелевых сварных швов с различным содержапи-
1368425-1197610
Рис. 161. Графики влияния титана (а) и алюминия (б) на общую коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20-5 в азотной кислоте концентрации: I —65%;2-50%;3-30%
00
Рис. 161. Графики влияния титана (а) и алюминия (б) на общую коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20-5 в азотной кислоте концентрации: I —65%;2-50%;3-30%
/ — 5,2—5.5% Ni. 2 — 7,27,3% Ni.
нии Nb/C в металле шва с 20—22% Сг механические свойства его оптимальны, если содержание никеля в нем составляет 6—7%. При легировании металла шва совместно ниобием, титаном и алюминием содержание каждого из стабилизирующих элементов (титана и ниобия) должно быть соответственно уменьшено. При этом в шве должно быть не более 0,15—0,20% А1.
На рис. 160 и 161 показано влияние исследуемых элементов на общую коррозионную стойкость в азотной кислоте хромонпке-
левых швов. Из рисунков видно, что при содержании ниобия свыше 0,6% титан и алюминий ухудшают общую коррозионную стойкость металла ферритно-аустенитных швов в азотной кислоте, особенно швов с недостаточным количеством никеля. В хромоникелевых швах типа 20-7 отрицательное воздействие стабилизирующих элементов (ниобия) на общую коррозионную стойкость значительно меньше, чем в швах типа 20-5 (рис. 160). Влияние титана на общую коррозионную стойкость хромоникелевых швов (рис. 161,а) значительно больше, чем ниобия (рис. 160) и алюминия (рис. 161,6). В отличие от титана ниобий в количестве, необходимом для связывания углерода, практически не ухудшает общую коррозионную стойкость швов. В 50%-ной азотной кислоте при температуре до 70° С сварные швы, стабилизированные титаном, также достаточно коррозионностойки (рис. 161,с, кривая 2).
Анализ приведенных данных по влиянию легирующих элементов на свойства двухфазных швов позволяют сделать следующие общие выводы. Для обеспечения требуемых механических свойств и коррозионной стойкости сварных соединений хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 необходимо, чтобы в структуре металла шва было 40—60% феррита. Для этого в шве с 20—22% Сг и 8—10-кратным отношением стабилизирующих элементов титана и ниобия к углероду содержание никеля должно находиться в пределах 6—7%. Максимальная коррозионная стойкость таких швов может быть достигнута при стабилизации ниобием. В случае совместного легирования металла шва ниобием и титаном целесообразно, чтобы количество первого превышало содержание второго. Для уменьшения выгорания титана и ниобия и для более стабильного перехода их в шов при сварке в защитных средах различной окислительной способности следует сварочную проволоку легировать алюминием так, чтобы его содержание в металле шва не превышало 0,2%. В противном случае сильно ухудшаются пластичность, вязкость н коррозионная стойкость шва.
При низком содержании углерода (не более 0,06%) в швах могут отсутствовать карбидообразующне элементы. Для упрочнения таких швов целесообразно вводить в него азот в количестве 0,15—0,25%. В этом случае количество ферритной фазы в шве может составлять 20—50%.
Свойства
сварных соединений хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей
Описанные выше экспериментальные данные позволяют наметить состав шва и соответственно составы сварочных материалов (проволок, электродов), обеспечивающих оптимальные свойства сварных соединений из ферритно-аустенитных сталей. Однако не всегда и не во всех случаях представляется возможным получить требуемую проволоку и электроды, тем более, что для этих сталей производство их не освоено. Так, опытная проволока ЭП500, хотя и освоена производством, но требует корректировки состава по никелю, а проволока для сварки опытной стали 0Х21АН5 (того же состава) еще не выпускалась заводом даже в виде опытной партии. Поэтому в ряде случаев приходится пользоваться проволоками и электродами, выпускаемыми промышленностью для сварки аустенитных сталей. Естественно, что сваренные этими проволоками швы, по прочностным характеристикам, а иногда и по коррозионной стойкости, могут несколько уступать свариваемой стали.
Приведем некоторые данные [90, 104, 86] по сварке сталей 0Х21Н5Т, 0Х21НАН5 и Х28АН с применением сварочных материалов как оптимального состава (опытных, изготовленных в лабораторных условиях), так и выпускаемых промышленностью, но наиболее приемлемых для сварки исследуемых сталей. При сварке стали, содержащей менее 0,07% С и не имеющей стабилизирующих элементов, можно применять либо проволоки и электроды с более высоким содержанием углерода и достаточным количеством стабилизаторов (ниобия, титана), либо проволоку и электроды из нее идентичного с основным металлом состава, причем покрытие электродов должно обеспечить столь же низкое содержание углерода в шве, как и в свариваемой стали.
Для автоматической сварки исследуемых сталей проволоками, содержащими достаточное количество ниобия (Св-08Х19НЮБ, 08Хі9Н9ФБС, 06Х25Н13БТЮ), можно применять флюсы АНФ-6, 48-ОФ-6, АНф-14 и'АН-26. При использовании же проволоки 0Х21Н5Т (с содержанием никеля по верхнему пределу) для сварки такой же стали следует применять флюс АНФ-6, так как флюс АН-26 не обеспечивает стойкости шва против межкристаллитной коррозии. Поскольку алюминий при содержании более 0,2% в шве сильно понижает механические и коррозионные
свойства металла, проволоки с алюминием целесообразно использовать в сочетании с окислительной средой (флюс АН-26, углекислый газ, смесь аргона с кислородом).
10223513081000Материалы, приемлемые для сварки стали 0Х21Н5Т, тем более могут применяться для сварки стали 1Х21Н5Т (ЭИ811). Механические свойства сварных соединений обеих этих сталей практически одинаковые, а коррозионная стойкость соединения второй стали хуже, чем первой.
Сталь Х28АН выпускается в виде тонкого листа. Поэтому для нее применима преимущественно сварка в углекислом газе или аргоно-дуговая.
Состав швов и свойства соединений рассматриваемых двухфазных сталей приведены в табл. 74 и 75, а коррозионная стойкость сварных соединений — на рис. 162.
Использование проволок 0Х19Н9ФБС (ЭИ649) и особенно 0Х21Н8БТ для сварки под флюсом и в углекислом газе, а также электроРис. 162 Коррозионная стой- дов ЦЛ-11 для ручной сварки стали “т.ь„.т0X21Н5Т (ЭГ153) обеспечивает полу-
0Х21Н5Т, сваренных под фаю-'1
СОМ проволоками 0Х21Н5Т (а), чение равнопрочных сварных соеди- Св-08Хі9НЮБ (б), 0Х19Н9ФБС нений и достаточно высокую корро- (в) и соединений стали знойную стойкость металла швов,
ох«1 пЙІ’, лисре/н^ых пр°воло; мало отличающуюся от стойкости кой 0Х21АН5 (г), в азотной} г~
кислоте концентрации:основного металла. Сильное ухудше-
/-30%; г —50%; 3-56%; 4-Ь5% НИе КОрроЭИОННОЙ СТОЙКОСТИ СВЯрНЫХ
соединений в кипящей азотной кислоте повышенной концентрации обусловлено не только увеличением общих потерь металла, но и развитием структурно-избирательной коррозии металла в околошовной зоне. Пониженная пластичность металла шва, сваренного в углекислом газе проволокой 08Х20НЮС2БТЮ (ЭП156), обусловлена чрезмерно высоким содержанием кремния и пониженным — никеля.
При использовании стандартной проволоки Св-08Х19Н10Б металл шва уступает основному металлу по пределу текучести;
Таблица 74
Химический состав сварных швов, выполненных на ферритно-аустенитных сталях дуговой сваркой под флюсом и в углекислом газе
Хммич скип с став швов. % Марка Сварочные Мп S1 Сг N1 Т1 Nb А1
Проволока 0Х21Н5Т, флюс
АНФ-6
Проволока
06Х21Н7БТ 0,07 0,57 0,62 20,3 5,6 0,30 - -
(ЭП500). флюс АН-26 0,07 0,67 0,69 21.0 6,5 0,28 0 47 Проволока
0Х19НФБС (ЭИ 649). флюс АН-26 0,08 0,58 1,10 21,4 7,5 0,16 0,62 0.72V
Проволока 0Х21Н5Т Св-08Х19Н10Б, (ЭП53) флюс АН-26, . Проволока 0,08 0,72 0,82 20.0 7,4 0,15 0,59 —
08Х20Н10С2БТЮ (ЭП 156), угле- кислып газ . . Проволока 06X21Н7БТ (ЭП500), угле- кислый газ . , . Проволока
0Х19НФБС (ЭП 649), угле- 0,57 кислый газ , . . 0,48 1,0 Электроды ЦЛ-11 0,08 1,15 0,97 20,3 7,45 0,20 0,65 —
Проволока
СВ-08Х19Н10Б, ОХ18Н2Г8Т флюс АН-26 . . .
Проволока
08Х20Н10С2БТЮ, 0,08 4,9 0,74 19,0 5,7 0,10 0,51 углекислый газ 0,09 4,0 0,90 19.1 8,0 0,31 0,47 0,12
Проволока 0X2IAH5, флюс N
0Х21АН5 АН-26 0,06 0,74 0,76 21,5 5,0 — — 0,18
Проволока 0Х19Н9ФБС. флюс V
АН-26 0,07 0,43 0,78 20,9 7,2 0,16 0,57 Хкммче схнй с став IL 80В. К Марка "5= С Мп SI Сг N1 Т1 Nb ДІ
Проволока 08Х19Н9ФБС, углекислый газ . . 0,08 0,49 0,85 21,0 7,2 0,15 0,59 V
0,70
0Х21АН5 Электроды ЦЛ-11 0,07 1,0 0,76 21,0 7,5 _ 0,63 опр.
Специальные электроды из проволоки 0Х21АН5 0,05 0,45 0,40 20,4 5.1 ОХЗОАН9 Проволока 0Х30АН9, флюс АН-26 0,06 0,90 0,68 30,1 8,4 _ N
0,24
Проволока 06Х25Н13БТЮ, флюс АН-26 . . . 0,10 1,2 1,1 27,3 7,0 0,18 0,60 N
0,20
Х28АН Св-08Х20Н9Г7Т, флюс АН-26 . . . 0,11 3,7 0,93 21,0 5,4 0,30 Проволока 08Х20Н10С2БТЮ, углекислый газ 0,12 0,96 0,80 21,5 5,1 0,22 0,40 -
все прочие характеристики механических свойств и коррозионная стойкость шва удовлетворительные.
Наилучшне механические свойства металла шва на стали 0Х21Н5Т обеспечиваются при использовании для дуговой сварки проволоки 06Х2Ш7БТ (ЭП500) с содержанием никеля по верхнему пределу (не менее 7,2%). Выше отмечалась целесообразность повышения содержания никеля в этой проволоке до 7,8— 9,3% с учетом возможного максимального содержания хрома (22%) в ней и в стали.
Проволоку идентичного со сталью состава (0X21Н5Т) можно применять лишь в случае содержания никеля в основном и присадочном металлах по верхнему пределу. Учитывая трудность такого отбора металла, следует отказаться от применения этой проволоки.
Естественно, что проволоки и электроды (ЦЛ-11, ЦТ-15 и им подобные), пригодные для сварки стали 0Х21Н5Т (ЭП53), можно
Таблица 75
Механические свойства швов и соединений из ферритно-аустенитных сталей, сваренных дуговой сваркой
Мехвн «м-«е свойств SS Сварочные материалы сварных п, „ж.
да- б, Ф- «/'■м/см* угол
град
Проволока 0Х21Н5Т, флюс АНФ-6 43,3 84,0 28,9 37,0 10,6 80,2 140
Проволока 06Х21Н7БТ (ЭП500), флюс АН-26 41,9 79,5 35,1 32,1 12,4 77,9 180
Проволока 0Х19Н9ФБС ГЭИ649Ѵ флюс АН-26 48,8 71,5 28,5 52,6 9,7 73,6 140
0Х21Н5Т
(ЭП53) Проволока Св-08Х19Н10Б, флюс АН-26 .... 31,4 76,8 40,0 41,0 10,9 66,5 170
Проволока 08Х20Н10С2БТЮ (ЭП156), углекислый газ . ... 4 4,8 70,8 24,3 49,0 9,2 160
Проволока 06Х21Н7БТ (ЭП500). углекислый газ 44,2 81,7 33,3 33,0 11,7 78,5 170
Проволока 0Х19Н9ФБС, углекислый газ ... 45,4 71,4 22,1 51,2 7,6 — 145
Электроды ЦЛ-11 43,5 72,7 29,5 57,5 10,4 — 180
ОХ18Н2Г8Т Проволока Св-08Х19Н10Б, флюс АН-26. . . . 33,4 81,0 47,9 35,2 9,4 75,3 180
Проволока ОХ20НЮС2БТЮ, углекислый газ 39,0 71,9 42,6 35,0 8,0 76,6 180
Проволока 0Х21АН5, флюс АН-26 45,3 79,41 38,2 54,4 22,3 81,4 180
0Х21АН5 Проволока 0Х19Н9ФБС, флюс АН-26 44,6 74,6 25,8 54,0 10,4 — —
Электроды ЦЛ-11 44,3 76,5 30,0 57,2 12,6 77,4 Специальные электроды из проволоки 0Х21АН5 43,5 78,2 48,0 66,2 28,3 79,4 180
ОХЗОАН9 Проволока ОХЗОАН9, флюс АН-26 ...... 42,4 71,0 37,4 55,6 12,7 - 140
Х28АН Проволока 06Х25Н13БТЮ, флюс АН-26 .... 40,1 77,1 30,2 58,4 8,2 68,2 180
Проволока Св-08Х20Н9Г7Т, флюс АН-26 . . . 49,8 76,9 33,4 61,0 6,3 65,8 180
Проволока ОХ20НЮС2БТЮ, углекислый газ 55,4 78,1 37,0 57,8 5,1 66,2 180
применять для сварки сталей 0Х18Н2Г8Т и 1Х21Н5Т (ЭП811). Более высокими механическими и коррозионными свойствами, например в азотной кислоте концентрации до 65% при температуре до 80° С, обладают соединения стали 0Х21АН5 и 0Х21Н5АБ, модифицированной азотом или азотом и ниобием, сваренные проволокой или электродами идентичного с ней состава, а также проволокой 0Х19Н9ФБС или электродами ЦЛ-11. Некоторое повышение общей коррозионной стойкости сварных соединений из этих сталей в средах повышенной агрессивности обусловлено отсутствием структурно-избирательной коррозии в околошовной зоне и в шве. Эти соединения обладают также стойкостью против межкристаллитной коррозии благодаря сравнительно низкому содержанию углерода в стали и шве (менее 0,07%) и оптимальному количеству (не менее 20% до 50%) ферритной фазы.
Наиболее высокой коррозионной стойкостью в окислительных средах (на 30—40% большей, чем стали 0Х21АН5) обладают сварные соединения из стали 0Х30АН9 со швом такого же состава. Для автоматической сварки этой стали следует применять проволоку идентичного с основным металлом состава в сочетании с флюсом АН-26, а для ручной дуговой — электроды из такой же проволоки с рутилофлюоритокальцевым покрытием при минимальном (8—12%) количестве мрамора в нем. При этом наряду с хорошей коррозионной стойкостью, в том числе стойкостью против межкристаллитной коррозии, сварные соединения имеют удовлетворительные прочность, пластичность и вязкость.
Для сварки стали Х28АН можно применять опробованные проволоки (см. табл. 75). Поскольку сталь эта применяется для изделий, работающих в ненагруженном состоянии в слабых агрессивных средах, нет особой надобности в равнопрочное™ шва с основным металлом и стойкости шва против межкристаллитной коррозии, тем более, что сама сталь приобретает эту восприимчивость после повторных нагревов в интервале критических температур [85, 86].
СВАРКА
ХРОМОНИКЕЛЬМОЛИБДЕНОВЫХ
ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ
СТАЛЕЙ
К молибденосодержащнм ферритно-аустенитным сталям относятся две марки — стандартная 0Х21Н6М2Т (ЭП54) и предложенная автором 0Х21Н6АМ2 [104].
В предыдущем параграфе отмечалось, что шов, сваренный на аэотосодержащей хромоникельмолибденовой двухфазной стали 0Х21Н6АМ2 с использованием стандартной хромоникельмолибденовой аустенитной проволоки, по коррозионной стойкости уступает этой стали. Несколько уступает при этом шов и по пределу текучести вследствие меньшего содержания азота в шве. По-видимому, такие же недостатки имеют швы, выполненные ручной дуговой сваркой электродами марок НЖ-13 и ЭА-400/10У, предназначенными для сварки сталей Х17Н13М2Т и X17H13M3T. Учитывая это, для сварки стали 0Х21Н6АМ2 можно рекомендовать проволоку идентичного свариваемой стали состава и электроды из этой проволоки с рутилофлюоритовым покрытием.
Для сварки стали 0Х21Н6М2Т были опробованы три проволоки: из основного металла, стандартная хромоникельмолибденовая аустенитная и ОХ20Н11МЗТБ (ЭП89).
Экспериментальные данные состава швов и свойств сварных соединений из рассматриваемых сталей приведены в табл. 76—78 и на рис. 163.
Все исследованные швы и соединения, в том числе сваренные проволокой 0Х21Н6М2Т и электродами из этой проволоки, обладают удовлетворительными механическими свойствами. Пластичность соединений из стали 0Х21Н6М2Т, сваренных аустенитными проволоками (со швами типов 0Х20Н8М2Т и 0Х20Н8М2БТ), несколько выше, чем сваренных проволокой и электродами из основного металла. Наиболее высокие механические свойства (сочетание прочностных характеристик, пластичности и вязкости) имеют соединения аэотосодержащей хромоникельмолибденовой двухфазной стали 0Х21Н6АМ2, сваренные под флюсом проволокой и ручными электродами идентичного с основным металлом состава (табл.77).’
Исследуемые еварные соединения нэ сталей 0Х21Н6М2Т и 0Х21Н6АМ2 стойки против межкристаллитной коррозии как в состоянии после сварки, так и после провоцирующего нагрева при 650° С в течение 2,5 ч.
Сварные соединения стали 0Х21Н6М2Т стойки в муравьиной кислоте независимо от концентрации при температурах до 60° С, в 30%-ной кипящей и в 85%-ной фосфорной кислоте при температурах до 80° С (табл. 78), в 10%-ной серной кислоте при температурах до 40° С (рис. 163). Повышение температуры серной кислоты до 60° С допустимо при значительном снижении концентрации ее раствора. В этих условиях коррозия поверхности сварных соединений равномерная.
Химике ский с став и вов, Сварочные
матермааы Мп S! Сг Мо Т1 0Х2Ш6М2Т
(ЭП54) Проволока 0X21Н6М2Т, флюс
АНФ-6
Проволока 0Х2ОН11МЗБТ (ЭПѲ9), флюс
АНФ-6
Проволока СВ-04Х19Н11МЗ, флюс АН-26 . . . Электроды из проволоки 0Х2Ш6М2Т с покрытием ЦЛ-11 0,07
0,06
0,08 0,50
0,70
0,80
0,91 0,60
0,78
0,70
0,80 20,3
20,2
20,0
21,1 6,1
8,2
8,1
6,0 2,1
2,6
2,4
2,2 0,22
0,36
0,14
0,20 0,60
0,35
0Х2Ш6АМ2 Проволока 0Х21Н6АМ2, флюс АН-26 . . . 0,06 0,60 0,90 20,0 5,4 2,3 (опытная) Электроды из проволоки 0Х21Н6АМ2 с ру- тилофлюоритовым покрытием . . . 0,06 0,58 0,30 20,1 5,3 2,4 Таблица 76
Химический состав швов, сваренных на ферритно-аустенитиых хромоникельмолибденовых сталей дуговой сваркой
Коррозионная стойкость соединений стали 0Х21Н6АМ2 несколько выше, чем стали того же типа без азота
Сварные соединения со швом 0Х20Н8М2Т, выполненные проволокой Св-04Х19Н11МЗ, более коррозионностойки в данных средах, чем со швом 0Х20Н6М2Т (сваренный проволокой 0Х21Н6М2Т). Повышение температуры и концентрации серной и фосфорной кислот резко ухудшает общую коррозионную стойкость сварных соединений, особенно зоны термического влияния стали 0Х21Н6М2Т на участке, примыкающем к шву, и шва типа ОХ20Н6М2Т.
Как показали опыты [100], металл шва 0Х20Н6М2Т имеет ферритно-аустенитную структуру с более 60% феррита, а шов ОХ20Н8М2Т-—аустенитно-ферритную с менее 30% феррита.
В условиях воздействия кипящей 10%-ной серной кислоты происходит структурно-избирательная коррозия металла исследованных швов. В металле шва 0Х21Н6М2Т с ферритно-аустеннт- кой структурой подобно металлу околошовной зоны коррозионному разрушению подвержена преимущественно аустенитная фаза, а в металле ОХ20Н8М2Т с аустенитно-ферритной структурой с меньшим количеством феррита по сравнению с аустенитом разрушается преимущественно ферритная фаза.
С меньшей скоростью корродирует основной металл с торцовой стороны листа в местах, не подвергавшихся нагреву при сварке и не претерпевших структурных изменений. Однако и здесь несколько более быстро корродирует аустенитная фаза, количество н размер зерен которой в исследуемой стали в состоянии
Имени веские свойства сварвы* швов соеяинениЛ
"7,7 д 3 £
* ж * ч * gs
о1" о“ ■э- ва Проволока 0Х2ІН6М2Т. флюс АНФ-6 52,6 77,3 22,3 48,8 11,2 72,1 180
ПрОВОЛОКа ОХ20Н11МЭБТ 0Х21Н6М2Т
(ЭП54) (ЭП89), флюс АНФ-6 Проволока J Св-04Х19Н1ШЗ, флюс Не пред 10,6 АН-26
Электроды из прово- 40,0 71,5 54,4 70,0 12,0 70,0 180
локи 0Х21Н6М2Т с покрытием ЦЛ-11 .... 49,2 70,3 26.7 62,0 9,4 73,0 180
Проволока 0X21Н6АМ2, флюс АН-26 39,3 69,5 42,9 £6,8 15,7 73,2 180
0Х2ІН6АМ2 Электроды из проволоки 0Х21Н6АМ2 с ру- тилофлюоритовым покрытием 41,2 70,0 34,4 58,6 14,8 72,0 180
Таблица 77
Механические свойства швов и соединений феррктко-аустеннтных хромоникельмолибденовых сталей, сваренных дуговой сваркой
Коррозионная стойкость в органических кислотах соединений хромоннкельмолибденовых сталей, сваренных дуговой сваркой
2520950-265430Таблица 78
00Таблица 78
Потери в весе сварных сое
359410399415Проволока 0Х21Н6М2Т, флюс
А НФ-6
Проволока СВ-04Х19Н11МЗ, флюс АН-26 . . . . Проволока 0Х2ОН11МЗБТ, флюс АНФ-6. . . , Электроды из проволоки QX21H6M2T
00Проволока 0Х21Н6М2Т, флюс
А НФ-6
Проволока СВ-04Х19Н11МЗ, флюс АН-26 . . . . Проволока 0Х2ОН11МЗБТ, флюс АНФ-6. . . , Электроды из проволоки QX21H6M2T
9385304756150,004
0,004
0,0020,0020,003
0,004
0^005
0,006
000,004
0,004
0,0020,0020,003
0,004
0^005
0,006
11214105060950,001 0,030 0,002 0,65 0,010 60,0
000,001 0,030 0,002 0,65 0,010 60,0
1395730822325Не определяли Не определяли
00Не определяли Не определяли
27247854997450,36
0,29
000,36
0,29
Сварочные материалы
Примечание; 1. В числителе указана скорость коррозии образцов в состоянии после сварки, в знаменателе— после нагрева при температуре 650°в течение 2,5 ч.
2. Потерн в весе стали 0Х21Н6М2Т в состоянии поставки составляют; при испытании в 50%-ной муравьиной кислоте — 0,35 мм/год, в 80%-ной муравьиной кислоте — 0,39 мм/год.
лоставки меньше, чем феррита. С поверхности листа в местах, удаленных от шва, скорость коррозии в тех же условиях наименьшая.
1182370155575
центрацші п температуры серной кислоты на коррозионную стойкость соединений из стали 0Х21Н6М2Т, сваренных под флюсом проволоками СВ-04Х19Н11МЗ (2) 'и 0Х21Н6М2Т (/).
00
центрацші п температуры серной кислоты на коррозионную стойкость соединений из стали 0Х21Н6М2Т, сваренных под флюсом проволоками СВ-04Х19Н11МЗ (2) 'и 0Х21Н6М2Т (/).
Структурно-избирательная коррозия металла шва типа 0Х21Н6М2Т по своему характеру (с преимущественным растворением аустенитной фазы) и причине аналогична металлу в околошовной зоне сварного соединения стали 0Х21Н6М2Т (см. § 19).
Что касается шва с более высоким количеством аустенитной фазы (типа ОХ20Н8М2Т), то иной характер коррозии его (с преимущественным растворением ферритной фазы) обусловлен не только иным соотношением структурных составляющих (ферритная фаза расположена в виде прослоек между дендритами аустенита), но и отличным от вышеприведенного для стали 0Х21Н6М2Т распределением легирующих элементов между структурными составляющими (табл. 79).
Как следует из табл. 79, содержание никеля в аустенитной фазе шва 0Х20Н8М2Т цровышает его содержание в феррите значительно больше, чем превышение концентрации молибдена в ферритной фазе по сравнению с аустенитной. Этим, а также весьма большим отношением контактирующих с агрессивной средой поверхностей аустенитной фазы к ферритной можно объяснить более интенсивное растворение последней в шве данного состава при воздействии серной кислоты повышенной концентрации. Замеченная в опытах меньшая скорость коррозии ферритной фазы шва 0Х20Н8М2Т по сравнению с коррозией аустенитной фазы основного металла в околошовной зоне и в шве 0Х20Н6М2Т обусловлена более высоким содержанием молибдена в первой фазе.
Таким образом, в зависимости от общего содержания никеля в стали, и, следовательно, соотношения количества структурных составляющих содержание никеля и молибдена в а- и т -фазах изменяется. Эго может вызвать в неокнсляющнх агрессивныхсредах преимущественное растворение аустенитной или ферритной фаз. С большей скоростью растворяется та фаза, количество которой меньше и в которой содержится меньше никеля н молибдена.
Таблица 79
Распределение легирующих элементов между структурными составлиющими шва типа 0Х20Н8М2Т
Сояержавие элементов в а- и -[-фазах, я
Сг N1 Мо Т1
■ 7 ■ ■ 7
22 16 4,2 8,2 3,7 2,2 0,11 0,04
С понижением концентрации и температуры кислоты уменьшается ее коррозионная активность, что, по-видимому, приводит к снижению разности потенциалов между структурными составляющими металла. Вследствие этого уменьшается скорость общей коррозии исследованных сварных соединений и при некоторой концентрации и температуре кислоты не происходит структурно-избирательная коррозия, несмотря на разность в содержании легирующих элементов и поверхностей структурных составляющих, контактирующих с агрессивной средой.
ПРИЛОЖЕНИЕ
Содержание ком
Марка
флюса Кремнезем Окись
магния кальция ФтористыЛ АН-22 18,0—21,5 7,0—9,0 11,5—15,0 12,0—15,0 20,0—24,0 АН-26 30,0-32,0 2,5-3,5 16,0—18,0 5,0-6,5 20,0—24,0 АНФ-14 14,0—16,0
<5,0 _ 4,0—8,0 До 8,0 60,0—65,0 АНФ-16 5,0—7,0 50,0-55,0 АНФ-5 <2,0 75,0—80,0 АНФ-6 <2,0 60,0—70,0 48-0Ф-6 <4,0 До 0,3 До 3,0 16,0-23,0 45,0—60,0 Химический состав некоторых сварочных проволок,
Содержание
Марка проволок» ГОСТ или ТУ Мп Св-ОбХН ГОСТ 2246-60 <0,08 0,30—0,70 Св-ЮХІЗ То же 0,08-0,15 0,30—0,70 СВ-08Х14ГТ <0,10 0,90—1,30 Св-08Х18Н2ГТ .... чмту 0„т сп <0,10 0,90-1,30 цниичм27/^° Св-ЮХПВМфН .... ГОСТ 2246—60 0,08-0,13 0,35—0,65 Св-15Х12ГНМВФ чмту Г1 б„ 0,12—0,17 0,9—1,3 цниичм0'1 15Х12НМВФБ (ЭП249) ЧМТУ 442—61 0,13-0,18 0,9—1,3 применяемых для дуговой сварки
Таблица 1
Фтористый
натрий Окись С.р. Фос
фор Окислы Примерное назначение
* ' е более - 19,0-23,0 0,05 0,05 1.0 Для сварки среднелегированных и высоколегированных сталей
— 20,0—22,0 0,07 0,10 1.0 Для сварки высоколегированных сталей
10,0—12,0 0,07 0,02 1,0 То же
5,0—7,0 28,0—32,0 0,07 0,02 1,0 17,0-25,0 0,05 0,02 30,0—40.0 0,05 0,02 _ 20,0—27,0 0,05 0,04 1,5 применяемых для сварки высоколегированных стплей
Таблица 2
SI Сг N1 s 1 Р Прочие элементы
ке более 0,30-0,70 13,0—15,0 <0,6 0,03 0,03 0,30—0,70 12,0—14,0 <0,6 0,03 0,03 _
0,25-0,65 13,0—15,0 <0,6 0,03 0,035 Ті 0,6—1,0
0,25-0,65 17,0—19,0 2,0—2.5 0,03 0,03 Ті 0,8-1,3
0,30-0,60 10,5—12,0 0,8—1,1 0,03 0,03 Mo 1,0—1,3
V 0,25—0,40 Mo 0,8—1.2 W 0.8—1.2
0,30—0,60 11,0—12,5 0,6-0,9 0,03 0,03 V 0,25—0,45 Mo 0,7—1,1
0.3-0.6 11.0-12,5 0,6—0,9 0,03 0,03 V 0,2—0,4 Nt> 0,15-0,3
Марка проволоки ГОСТ или ТУ с
СВ-10Х17Т ГОСТ 2246—60 <0.12
Сэ-13Х25Т ГОСТ 2246-60 <0,15
Св-02Х19Н9 ГОСТ 2246-60 <0,04
Св-06Х I9H9T То же <0,08
Св-07Х18Н9ТЮ .... <0,09
Св-08Х19Н10Б .... 0,05—0,
Св-13Х25Н18 ГОСТ 2246-60 <0,15
06Х2Ш7БТ ЧМТУ 1124—64 <0,08
(ЭП 500) Св-04Х2Ш8БТ .... ЧМТУ 276—60 <0,06
(опытная) 08Х20Н9С2БТЮ .... ЧМТУ 136-64 <0.1
(ЭП 156) ООХ23И28МЗДЗТ . . . ЧМТУ 1358—65 <0,03
(ЭП 516) элементов, к
Сг і N1 s 1 Р Прочие элементы
не более <0,8 16,0-18,0 <0,6 0,03 0,035 Ті ДО 0,5
<1,0 23,0-27,0 <0,6 0,03 0,035 Ті 0,5
0,5-1,0 18,0—20,0 8,0—10,0 0,018 0,025 -
0,4—1,0 18,0-20.0 8,0-10,0 0.018 0,030 Ті 0.5—1,0
•*,0,80 17,0—19,0 8,0—10,0 0,015 0,030 Ті 1,0—1,4 А1 0,60—0,95
<0.70 18,5—20,5 9,0-10,5 0,018 0,025 Ж<2'05
Nb 1,2—1,5
<0,50 24,0—26,0 17,0-20,0 0,018 0,025 -
<0,8 20,0-22,0 6,8-7,8 0,025 0,035 Nb 0,6-1,0 Ті 0,3-0,6
<0,5 20,0-22,0 7,8—9,3 0,03 0,03 Ті 0,3—0,5 Nb 0,3—0,6
<2,0—2,5 19,0-21,0 8,0-10,0 0,02 0,035 Ті 0,6—1,0 Nb 0,6—1,0 А1 0,3—0.7
<0,3 22,0—25,0 26,0-29,0 0,02 0,03 Ті 0,4-0,7 Си 2,5—3,5 Мо 2,5—3,0
ч
Содержание Марка проволоки ГОСТ или ту 00Х23Н28МЗДТ . . . (ЭП 579) ЧМТУ 1338 -65 <0,03 <0,3 ООХ25Н19Б
(ЭП 580) ЧМТУ 1339—65 <0,03 <0,8 00Х20Н15МЗТБ .... (ЭП 627) <0,03 <0,8 Св-04Х22Н10ТБ .... (ЭП 541) ЧМТУ 1260-64 <-0,06 1,0-2,0 Св-08Х20НІ5ФБЮ . . . (ЭП 444) ЧМТУ 849—63 <0,04-0,10 1,0-2,0 Св-08Х20Н9Г7Т .... (ЭИ 613) ГОСТ 2246—60 <0,10 6,0—8,0 (Св-06ХІ8Н9ФБС .... (ЭИ 649) ЧМТУ 3211—52 <0,07 1,00—2,00 Св-07Х25НІЗ ГОСТ 2246-60 <0,09 1,00—2,00 Св-08Х25Н13БТЮ . . . (ЭП 389) ЧМТУ 669—62 <0,10 <0,8 Св-06Х25Н12ТЮ . . . (ЭП 87) ЧМТУ 168—59 <0,08 <0,8 СВ-04Х19Н11МЗ .... ГОСТ 2246—60 <0,06 1,00-2.00 СВ-06Х19Н10МЗТ . . . - <0,08 1,00—2,00 Св-06Х20Н11МЗТБ . . . ЧМТУ 170-59 <0,07 <0,8 Св-08Х 19HJ2M3 .... ГОСТ 2246-60 0,06—0,10 1,0-1,7 элементов, к
SI № 8 р Прочие элементы
не б «0.4 22,0-25,0 26,0—29,0 0,02 Ц0,02 МО 2,5-3,0 TJ 1,1—1,6 Си 0,8—1,2
«0,4 24,0—26,0 18,0—20,0 0,02 0,025 Nb 0,5—0,8
«0,6 19-21 14—16 0,025 0,030 Мо 2,5—3,5 Т1 0,5-0,9 Nb 0,2-0,6
«0,8 21,0—23,0 10,0—11,5 0,02 0,03 Ті 0,6—1,0 Nb 0,5-0,9
Се 0,12-0,20
«0,3 19,0-21,0 14,0—16,0 0,025 0,04 V 0,5-0,9 Nb 0,9-1,5 А1 0,4-0,8
0,50—1,00 18,0—22,0 8,0—10,0 0,018 0,-035 Ті 0,60—0,90
1,30—1,80 18,0—20,0 8,0—10,0 0,018 0,025 V 1,3-1,8 Nb 1,0-1,4
0,50—1,00 23,0—26,0 12,0—14,0 0,018 0,025 -
0,6—1,0 24,0-26,0 12,0—14,0 0,02 0,035 Ті 0,5—0,9 Nb 0,7—1,1 А1 0,4—0,9
0,60—1,00 24,0—26,0 11,5—13,5 0,02 0,03 Ті 0,6—0,9 А1 0,4—0,8
<0,6 18,0—20,0 10,0—12,0 0,018 0,025 Mo 2,0—3,0
0,30—0,80 18,0—20,0 9,0-11,0 0,018 0,030 Mo 2,0-3,0 Ti 0,50—0,80 Mo 2,5-3,5
<0,5-1,0 19,0-21,0 20,0-12,0 0,02 0,03 Ti 0,6—0,9 Nb 0,6—0.9
0,30-0,70 18,5—20,5 11,5-13,0 0,018 0,025 Mo 2,3—2,8
Тип
электрода Марка сварочной проволоки Наплавленный Шсиарк"с0 Примерное налив.,ение
У0НИ/Х13 ЭФ-ХІЗ Сн-ЮХІЗ 1X13 Нижнее Для сварки сталей 1X13, 2X13 и им подобных, изделия из которых после сварки термически обрабатываются (отпуск или нормализация и отпуск)
НЗЛ/ХІЗ ЭФ-ХІЗ Св-ІОХІЗ То же
ЛМЗ-І ЭФ-ХІЗ Св-ІОХІЗ 1X13 ЦЛ-41 Св-06Х12НД 0Х12НД Для сварки крупногабаритных изделий из кавлтационностойкой литой или ковкой стали 0Х12НД-І с подогревом до 200—250° С. После сварки изделия термически обрабатываются (нормализация п отпуск или только отпуск)
У0НИ/ХІ7Т ЭФ-Х17 CB-10X17T 1Х17Т Для сварки изделий нэ сталей Х17 и ОХ17Т, работающих без динамических нагрузок и давлений в агрессивных средах и при температурах от 600 до 900= С
ЭФ-ХІ7 СВ-10Х17Т 1Х17Т То же
ВИ-12-6 ЭФ-Х17 СВ-10Х17Т ІХ17Т КТИ-ІО ЭФ-Х12ВМНФ Св-ЮХПВМФН 10Х11НВМФ Для сварки изделий из сталей 15ХЦВФМ и І5ХІ2ВМФ (ЭИ802), работающих под большим давлением при температуре до 580° С после термообработки (отпуск при температуре 720-740° С 5 ч)
ЦЛ-32 ЭФ-Х12МНФ Св-ЮХПВМФН ІОХИВНМФ Во всех Для сварки изделий из сталей 1Х12В2МФ (ЭИ756) и Ш2ВМФР
Таблица 3
Электроды, применяемые для сварки высоколегированных сталей
ЭНТУ-3 ЭА-1 Св-04Х19Н9
НИАТ-1 ЭА-1 Св-04Х19Н9
Ф-1 (завода им. Фрунзе] ЭА-1 Св-04Х19Н9
ЦЛ-2АЛ
ЦЛ-ЗАЛ
ОЗЛ-8 ^(іКИ
>>> Св-04Х19Н9
Св-08Х19Н9
СН-08Х19Н9
Св-04Х19Н9
ЦЛ-11 ЭА-1Б Св-08Х19Н10Б
ЦТ-15 ЭА-1Б СВ-08ХІ9Н10Б
Нижнее (ЭИ993), работающих под большим давлением при температуре до 610е Для сварки изделий из сталей Х18Н9, ОХІ8ИЮ, XI8H9T, XI8 НІОТ, работающих в слабоагрессквиых средах при отсутствии требований стойкости сварных швов против межкристаллитной коррозии
Во всех То же
Нижнее
верти
кальное
Нижнее Для сварки изделий из сталей ІХ18Н10Т, ОХ18НІОТ, ОХ18НІ2Б, ОХ21Н5Т, ОХ22Н5Т, ОХ22Н6Б, ОХ21АН5, работающих в агрессивных средах при требованпи стойкости сварных шаов против межкристаллитной коррозии. Обеспечивается наличие 2,5—7% феррита в шве То же, что и электродами ЩІ-11, а также для сварки изделий из сталей Х18Н10Т, 1Х18НІ2Т, ІХІ6НІЗБ (ЭИ724), Х20Н12Т-Л, работающих под давлением при температуре до 660е С. Обеспечивается наличие 2,5— 4,5% ферритной фазы в шве и стойкость его против межкристаллитной коррозии
Тип
электрода ""Sir.""" Возможные Примерное назначение
Л-40М ЭА-1Б Св-04Х19Н9 Х18Н9Б Нижнее То же, что н электродами ЦЛ 11
ЦТ-15-1 ЭА-ІБ Св-08Х І9Н10Б 1Х21Н10Б То же, что и электродами ЦЛ-ІІ, а также для сварки изделий из сталей Х18Н10Т, 1Х18Н12Т, 1Х16Н13Б (ЭИ724), Х20Н12Т-Л, работающих иод давлением при температуре до 660° С. Обеспечивается наличие 2,5— 4,5% ферритной фазы в шве и стойкость его против межкристаллитной
ЦТ-15-1 ЭА-ІБ Св-08Х19Н10Б 1Х2ІНЮБ Для сварки первого слоя (корня) и остальных слоев многослойного стыкового шва при сварке сталей Х18НІ0Т. ХІѲНЮТ, Х18НІ2Т, 1Х16Н13Б. Х20Н52Т-Л я других. Обеспечивается 5—9% феррита d наплавленном металле, а также стойкость шва против межкристаллитной корро-
Л-Э8М ЭА-1Б СВ-08Х19Н10Б ІХ19Н10Б То же, что п электродами ЦЛ-[[
ОЗЛ-7 ЭА-ІБ Св-04Х19Н9 ОХ20Н9Б ЭНТУ-ЗБ ЭА-ІБ Св-08Х19Н10Б 1Х19Н10Б ЗИО-З ЭА-1 Ба СВ-08Х19Н10Б 1Х19Н10Б То же, что и электродами ЦЛ-П, а также для сварки сталей ХІѲНЮТ и Х18Н9Т, работающих при температуре 560° С
Для сварки изделий из сталей
АНВ-3 Х14Г14НЗТ
(ЭИ711) ХІ4П4НЗ Нижнее ХІ4ГІ4НЗТ и ей подобных, работающих в атмосферных условиях и в слабоагрессивных средах, а также при низких температурах до —І50°С
Для сварки стали 0XI7T и 0ХІ8ТІ. Обеспечивает стойкость сварных швов против межкристаллитной коррозии То же, что и электроды АНВ-9 Для сварки комбинированных сосдіг пеняй аустенитных хромоникелевыя и хромомарганцевых сталей с ниэколе тированными и среднелегнроаанными высокопрочными сталями Для сварки сталей Х25, Х25Т, ОХІ7Т, Х28АН, ОХ2ІАН5, 0X21Н5Т, ОХ22Н6Б и двухслойного металла Ст. З+ІХІЗ, ст, 3+Х18Н10Г, ст. 3+ОХ17Т со стороны легированного слоя. Обеспечивается стойкость металла шва против межкристаллитной коррозии
-27305-956945АНВ-9 ЭА-1Г, 08Х20Н15ФПЮ
(ЭП444) ОХ20Н15ФБ АНВ-10
ЭА-48М/22 ЭД-1Г)
ЭА-2Б СВ-10Х20Н15 07Х25Н12Т (ЭП77) по ЧМТУ 183—59 1Х20Ш5Б 0Х25Н12 Во всех
ЦЛ-9 ЭА-2Б СВ-07Х25Н13 0Х25Н13Б Нижнее
ЗИО-7
ЭА-400ЧОУ ЭА-2Б
ЭА-1М2 Х25Н13Б (ЭИ 556) СВ-04Х19НПМЗ 1^25Н13Б
0Х18Н11МЗФ Во всех
ЭНТУ-ЗМ
ЦЛ-4
НИАТ-1
НИАТ-6 ЭА-1М2
ЭА-1М2
ЭА-Ш2
ЭА-1М2 Ся-04Х19Н11МЗ
Св-06Х19Н9Т
Св-04Х19Н9 Х17Н5МЗ (ЭИ 925) 0Х19НІ1МЗ
0Х19Н9М2
0Х19Н9М2
Х16Н7М2СЮ Во всех
Нижнее и вертикальное
00АНВ-9 ЭА-1Г, 08Х20Н15ФПЮ
(ЭП444) ОХ20Н15ФБ АНВ-10
ЭА-48М/22 ЭД-1Г)
ЭА-2Б СВ-10Х20Н15 07Х25Н12Т (ЭП77) по ЧМТУ 183—59 1Х20Ш5Б 0Х25Н12 Во всех
ЦЛ-9 ЭА-2Б СВ-07Х25Н13 0Х25Н13Б Нижнее
ЗИО-7
ЭА-400ЧОУ ЭА-2Б
ЭА-1М2 Х25Н13Б (ЭИ 556) СВ-04Х19НПМЗ 1^25Н13Б
0Х18Н11МЗФ Во всех
ЭНТУ-ЗМ
ЦЛ-4
НИАТ-1
НИАТ-6 ЭА-1М2
ЭА-1М2
ЭА-Ш2
ЭА-1М2 Ся-04Х19Н11МЗ
Св-06Х19Н9Т
Св-04Х19Н9 Х17Н5МЗ (ЭИ 925) 0Х19НІ1МЗ
0Х19Н9М2
0Х19Н9М2
Х16Н7М2СЮ Во всех
Нижнее и вертикальное
То же
Для сварки изделий нэ сталей Х17Н13М2Т, X17H13M3T, 1ХІ7Н13М2Т (ЭН448), ОХ2Ш6М2Г (ЭИ54), работающих в слабоагресснвных неокпс- лнтельных средах (например, в слабой серной кислоте) при температурах не выше 300° С без термической обработки. Обеспечивается наличие в наплавленном металле 2—8% ферритной фазы
То же, обеспечивается наличке доЗ% феррита в шве
То же, обеспечивается наличие 2,5— 10% феррита в шве То же, 2,5—6,0% феррита в шве Для сварки коррозионностойкой высокопрочной стали Х|5Н9Ю (ЭИ 904)
Марка Марка сварочкоі'і Возможные при сварке Примерное назначение
ЦЛ-2М - Св-04Х|9Н9 0Х19Н9М Нижнее То же, что и электродами ЭА-400/І0У
ЦЛ-ЗМ Св-06Х19Н9Т 0Х19Н9М НИАТ-6АМ ЭА-1М2 Хі5Н9Ю (ЭИ 904) Х15Н7М2СЮ Нижнее и верти- Для сварки коррознонностойкой высокопрочной стали Х17Н5МЗ (ЭИ925)
НЖ-13 ЭА-1М2Б CS-04X19H11M3
или
Св-08Х19Н12МЗ,
СВ-06Х19Н10МЗТ 0Х19Н10МЗБ То же Для сварки изделий из сталей ХІ7НІЗМ2Т, X17H13M3T, ОХ2ІН6М2Т, ОХ17НІ6М5Т, 1Х16НІЗМ2Б и им подобных, работающих в средах повышенной агрессивности, а также при температурах 450—700° С, кроме стали ОХ21Н6М2Т, изделия из которой могут работать при температуре не выше 300° С. Обеспечивается наличие в наплавленном металле 4—8% феррита и стойкость
СЛ-28 ЭА-1М2Б 0Х20Н11МЗТБ
(ЭП89) 0Х19Н11МЗБ Нижнее и полувертикальное Для сварки сталей ХІ7НІЗМ2Т, XI7H13M3T, ОХ21Н6М2Т п последних швов со стороны высоколегированного металла при сварке двухслойных сталей указанных марок. Наличие ограниченного количества феррита в наплавленном металле не гарантируется. Возможно образование о- фазы в наплавленном металле (что приводит к его хрупкости) при продолжительной эксплуатации в интервале температур 600—700е С
ЭА-400/13 ЭА-1М2Б СВ-04Х19Н11МЗ 0Х191ШЗБ Для сварки изделий из коррозионностойких сталей XI7HI3M2T, X17H13M3T, работающих прн температуре до 500° С, и из стали OX2IH6M2T, работающих при температуре не выше 300° С. Количество феррита в наплавленном металле 2-8%
ОЗЛ-З ЭИ 654 по ЧМТУ 514-61 ЭИ654 Во всех Для сварки изделий из хромонпкеле- вых сталей, работающих в агрессивных средах типа азотной кпслоты. Количество ферритной фазы в шве до 15%
Для сварки сталей ОХ23Н28МЗДЗТ (ЭИ943), 0Х23Н28М2Т (ЭИ628) и им подобных
ОЗЛ-11,
03Л-11Б - 0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭИ943) 0Х23Н27МЗДЗБ Нижнее и вертикальное ОЗЛ-17,
03Л-17У ОООХ23Н28МЗДЗТ (ЭП516) по ТУ-136-64 00Х23Н27МЗДЗБ То же То же
03 Л-1 ЭА-1Г6 СВ-08Х20Н10Г6 ОХ2ОН10Г6 Нижнее Для сварки изделий из нержавеющих хромоннкельмарганцевых аустенитных п хромистых ферритных сталей, работающих в слабых атрессивных средах, а также для сварки комбинированных соединений конструкционных малоуглеродистых сталей с нержавеющими хромоникелевыми, хро- монпкельмарганцевымп н хромистыми сталями
НИИ-46Г ЭА-1Г6 Св-08Х20Н10Г6,
Св-08Х20Н9Г7Т Х20НЮГ7 То же
ЗИФ-1 ЭА-1Г6 Св-08Х20НК'Г6 Х20Н10Г6 ЦЛ-25 ЭА-2 СВ-07Х25Н13 Х25Н13 Для сварки нержавеющих, жаростойких (окалиностойких) сталей Х25НІЗ, Х23НІ8 и им подобных, и Х25Т, Х25, Х28, Х28АН, работающих при температуре выше 850°С до 1050°С, а так-
215901270Марке
00Марке
7283451270ірка свароч
00ірка свароч
13931901270ій
00ій
24130568325ОЗЛ-4
ОЗЛ-6
ОЗЛ-8
НИИ-48
00ОЗЛ-4
ОЗЛ-6
ОЗЛ-8
НИИ-48
48895904240ЦЛ-8
ОЗЛ-9
ОЗЛ-5
00ЦЛ-8
ОЗЛ-9
ОЗЛ-5
6351444625UT-17
ОЗЛ-2
ОЗЛ _ АНЖ
00UT-17
ОЗЛ-2
ОЗЛ _ АНЖ
377825574675ЭА-2
ЭА-2
ЭА-2
ЭА-2
00ЭА-2
ЭА-2
ЭА-2
ЭА-2
362585899160ЭА-2
ЭА-2Г6
ЭА-2С2
00ЭА-2
ЭА-2Г6
ЭА-2С2
679450571500Св-10Х20Н15
Св-07Х25Н13
Св-07Х25Н13
СВ-13Х25Н18
00Св-10Х20Н15
Св-07Х25Н13
Св-07Х25Н13
СВ-13Х25Н18
682625901065Св-13Х25Н18
Св-13Х25НІ8
Св-10Х20Н15
00Св-13Х25Н18
Св-13Х25НІ8
Св-10Х20Н15
6794501447800Св-10Х20Н15
СВ-10Х20Н15
00Св-10Х20Н15
СВ-10Х20Н15
6794501773555Св-13Х25Н18
00Св-13Х25Н18
1139825581025Х25Н13
Х25Н13
Х25813
Х25Н18
00Х25Н13
Х25Н13
Х25813
Х25Н18
11188709055102Х25Н18
1Х25НІ8Г6
1Х23Н15С2Г
002Х25Н18
1Х25НІ8Г6
1Х23Н15С2Г
11214101450975ІХ25Н15СГ
1Х20Н15М2
00ІХ25Н15СГ
1Х20Н15М2
109728017767301Х25НІ8С2Г2
001Х25НІ8С2Г2
1542415575945Нижнее
00Нижнее
1840865193675же для сварки комбинированных соединений конструкционных малоуглеродистых сталей с нержавеющими типа ХІ8НІ0Т и дли выполнения переходного слоя шва при сварке двухслойных сталей Ст. З-НХІЗ,
Ст. 3 + ХІ8НІ0Т
00же для сварки комбинированных соединений конструкционных малоуглеродистых сталей с нержавеющими типа ХІ8НІ0Т и дли выполнения переходного слоя шва при сварке двухслойных сталей Ст. З-НХІЗ,
Ст. 3 + ХІ8НІ0Т
1508760743585Нижиее и . , вертикаль-
Ннжнсе »,
00Нижиее и . , вертикаль-
Ннжнсе »,
15392401011555Во всех
00Во всех
15087601781810Нижнее и вертмкаль-
00Нижнее и вертмкаль-
18351501017905Для сварки жаростойких сталей Х20НІ4С2, Х24Н20С2 и им подобных, работающих при температурах 900— 1100° С, а также нержавеющих сталей, работающих в слабоагрессивных средах при температурах до 350° С. Наплавленный металл имеет 3—10% ферритной фазы
То же, наплавленный металл имеет 3—5% феррита
Для сварки жаростойких сталей Х23Н13, Х28, работающих при температуре 900—'950° С в газовой среде, имеющей сернистые соединения Для сварки изделий нэ жаростойких н жаропрочных сталей Х25Н20С2. 35Х25Н20С2 и им подобных, работаю ішіх при температуре 900—|000°С
00Для сварки жаростойких сталей Х20НІ4С2, Х24Н20С2 и им подобных, работающих при температурах 900— 1100° С, а также нержавеющих сталей, работающих в слабоагрессивных средах при температурах до 350° С. Наплавленный металл имеет 3—10% ферритной фазы
То же, наплавленный металл имеет 3—5% феррита
Для сварки жаростойких сталей Х23Н13, Х28, работающих при температуре 900—'950° С в газовой среде, имеющей сернистые соединения Для сварки изделий нэ жаростойких н жаропрочных сталей Х25Н20С2. 35Х25Н20С2 и им подобных, работаю ішіх при температуре 900—|000°С

Ориентировочные режимы автоматической дуговой сварки
под флюсом стыковых соединений с ааэором ив нержавеющих сталей
на медной подкладке медно-флюсовой нли флюсовой подушке
™и' HZ'S Лнаметр
сварочной
проволоки. С”Е"Г Напряженке ауги. в Скорость
4-6 1,0 170—200 30-32 18—20
5-8 1,5 3—1 380- 550 28-30 35—40
10 1,5 4—5 540 - 600 30- 34 35—40
12 1,5 5 620--660 32—36 30—36
14 2,0 640- -680 34—38 30—34
16 2,0 700- 760 36 -38 25—30
18 2,5 5 720-780 36—38 25-30
20 " 6о“" 3,0 5 720- 800 38- 40 24—26
кТаблица 5
Ориентировочные режимы сварки в углекислом газе нержавеющих сталей
зазор меж- Диаметр
сварочной VaS'S с,г:т‘ Напряже- Вылет
1,0 — 0,5 5 25- 60 16—17 6—8
1,5 0,5-0,6 5-6 25- -80 16—17 6—8
2,0 - 0,6 0,8 6—8 35—100 16—18 6—9
3,0 0,5 0,8- 1,2 7- 9 70—140 18 -20 8—10
4—5 0,5 1,2-1,6 8-14 110—180 20—24 10—12
6—8 1,0 1,6—2,0 14- 18 160—280 25—30 12—14
10 н более 1,0 2,0 16—24 240—400 27-34 12—16
Примечание. Ток постоянный, обратная полярность. Источник тока с жесткой вольт-амперной характеристикой.

Ориентировочные режимы дуговой ручной сварки нержавеющих сталей толстопокрытымн электродами
498475-4445стержне
00стержне
4445041910Толщине
00Толщине
. а, при положении ірострокстве
13271544704010—12
0010—12
5378451739902
3
3
4
4
5
002
3
3
4
4
5
117475172720до 2:2—2,53
00до 2:2—2,53
86995506095более 12
00более 12
879475173990150—200
200—225
250
250-300
300
300—400
00150—200
200—225
250
250-300
300
300—400
132461017843530—50
40—80
55-95
85—130
110—140
110—165
0030—50
40—80
55-95
85—130
110—140
110—165
173863018161030—40 30-50 50- 75 60—110
0030—40 30-50 50- 75 60—110
горизонтальном,
Дпіиетр вольфрамового Диаметр Расход
аргона, прямой поляр-
0.5 1,0 0,8—1,0 5 20—30 30—40
1,0 1,5 1,0—1,5 6 30—45 35—60
2,0 1,5—2,5 7 50—110 60—120
3,0 3,0 2,0—3,0 8 80—120 100—140
4,0 4,0 2.5-3,0 10 100—140 120-180
Таблица 7
Ориентировочные режимы аргоно-дуговой ручной сварки неплавящнмся вольфрамовым лантаннрованным электродом нержавеющих сталей
Примечание. Напряжение дуги 12—15 л.
ЛИТЕРАТУРА1. А б р а м о в О. В„ Жук Н. П, Окисление некоторых сплавов в условиях термообработки в газовых и электрических печах, Сб. «Коррозия н защита конструкционных металлических материалов», М., Машгиз, 1961.
Агапов Г, П., Владимиров В, Б., Электрохимические свойства сварных швов стали типа 16-8, легированной титаном и ниобием, «Сварочное производство», 1962, № 7.
Акимов Г. В., Теория и методы исследования коррозии металлов, М., изд-во АН СССР, 1945.
Акимов Г, В., Основы учения о коррозии и защите метаалов, №, Ме- таллургнэдат, 1946.
Андреева В. В., Степанова Т. П., Влияние термической обработки на коррозионное и электрохимическое поведение хромоннкелевых молнб- деномедистых сталей, Сб. «Коррозия металлов п сплавов», М., Метал- лургиэдат, 1963.
Антуан Л„ Даллас П., Буше П., Гильбер Ж, Валле М„ Медовар Б. И., Бондаренко О. П„ Клюев М. М., Электрошлаковый переплав во Франции, «Автоматическая сварка», 1965, № 11.
Архаров В. И., О природе межкрнстаалнтного сочленения в поликри- сталлическнх телах, Труды ИФМ АН СССР Уральский филиал, вып. 16, 1955.
А р х а р о в В. И., Г е р а с и м о в А. Ф., Г р у з н н П. Л., Исследование явления внутренней адсорбции на границе сплава А1—Ag с оксидной пленкой методом радиоактивных изотопов, «Физика металлов н металловедение», т, 11, вып, 2, Свердловск, 1956.
А с н и с А. Е., Медовар Б, И,, Особенности автоматической сварки двухслойной стали, «Труды Института электросварки», Сб. № 6, Киев, изд-во АН УССР, 1949.
Бабаков А. А., Нержавеющие стали, М., Госхнмиздат, 1956.
Б а б а к о в А. А., Ж а д а н Т. А. н др., Улучшение технологии производства высокохромистого толстого листа, «Сталь», 1957, № 6.
Бабаков А. А., Недефнцитные нержавеющие стали, «Химическая промышленность», 1959, № 4.
Бабаков А. А,, Нержавеющие безннкелевые и малоникелевые стали и их основные свойства, Сб. «Пути экономия нержавеющих сталей», № 1, МДНТП, I960.
Бабаков А. А, Нержавеющие стали без никеля и с пониженным содержанием никеля, ЦИТЭИН, вып. 7, 1961.
Бабаков А. А., Замена никеля марганцем п азотом в нержавеющих сталях, «Металловедение и термическая обработка», 1961, № 11.
Баженов В. В., Федяева Т. Р., Электроды для сварки теплоустой- чпвой хромистой стали, «Сварочное производство», 1958, № 3.
Батраков В. П., Теория структурной коррозии металлов и ее применение к агрессивным средам, Сб. «Коррозия и зашита металлов», М., Обороншз, 1962.
Батраков В. П., Теоретические основы коррозии и защиты металлов в агрессивных средах, Сб. «Коррозия и защита металлов», М., Оборонгиз, 1962.
Бахвалов Г. Т., ТурковскаяА. В., Коррозия п защита металлов, М., Металлургиэдат, 1959.
Б е л я к о в Л. Н., Л н в ш и ц Б. Г., П о т а к Я. М., О роли дельта-феррита в мартенситном превращении нержавеющих сталей, «Металлургия и топливо», 1961, № 4.
Бакшицкнй Я. М. и др., Влияние вакуумной выплавки на качество стали, «Сталь», 1958, № 6.
Б о к ш т е й н С. 3., К и ш к и н С. Т., Мороз Л. М., Исследование строения металлов методом радиоактивных изотопов, М , Оборонгиз, 1959.
Браун М. П, Высоколегированные ферритные и аустенитные Стали, Киев, Машгиз, 1954,
Б р у м б е р г Е. М. и др., Изучение микроструктуры высоколегированной хромоникелевой стали методом цветной трансформации, «Заводская лаборатория», 1962, № 5.
В оли ков а И. Г., «Коррозионное и электрохимическое поведение высокохромистых сталей Х17Т и Х25Т», «Автореферат», М., 1963,
В о щ а н о в К- П., Пути насыщения металла шва кислородом и азотом в процессе сварки, «Автогенное дело», 1936, № 4.
Выклицкий М., Кралик Ф., Тума Г., Распределение элементов в а- и 7-фазах хромоникелевых аустенитно-ферритных сталей, «Автоматическая сварка», 1964, № 2.
Галинич В. И., Подгаецкпй В. В., Влияние азота на пористость швов при сварке стали в аргоне и углекислом газе, «Автоматическая сварка», 1961, № 2.
Г а р б е р Р. И., Гиндин И. А„ Стародубов Я- Д-. Термическое упрочнение двойниковых прослоек железа, «Физика твердого тела», т. 1, вып. 12, 1959.
Г и н д и и И. А., Стародубов Я- Д-, Низкотемпературное пластическое разрушение крупнозернистого железа, «Физика твердого тела», т. 1, вып. І2, 1959.
Г и н д и н И. А-, Стародубов Я. Д., Скольжение по границам двой- нпков при прямом п возвратном двойникованпи железа, «Физпка твердого тела», т. II, вып, 6, 1960.
Гиндин И. А., Стародубов Я. Д-, Непосредственное наблюдение возникновения и развития механических двойников при низкотемпературном растяжении чистого железа, «Физика металлов и металловедение», т. XVI11, вып. 4, 1964,
Глпкман Л. А., Степанова В. А., Коррозионное растрескнванпе высокохромистон нержавеющей стали под напряжением, «Котлостроение», 1947, № 1.
Голиков И. Н., Дендритная ликвация в стали, М., Госчерцветмет иэдат, 1958.
Горский В. С., «Физический журнал Советского Союза», 1935, № 8.
Горюнов Ю. В., Перцов Н, В., Сумм Б. Д., Эффект Ребиндера, М., «Наука», 1966.
ГотальскийЮ. Н., СнисаренкоВ. В„ Ц и к у л е н к о А. К. Про волока ЭП606 для сварки под флюсом разнородных сталей, «Автоматиче ская сварка», 1967, № 6.
Г р и г о р ь с в А. Т., К у д р я в ц е в Д. Л., Исследование сплавов железа с марганцем и хромом, «Известия сектора физико-химического анализа», т. XV!, вып. 2, М., изд-во АН СССР, 1946.
Григорьев А. Т., Кудрявцев Д. Л., Влияние марганца на полиморфные превращения в сплавах железа с хромом, «Известия АН СССР. Отделение химических наук», 1948, № 2.
Г р и г о р ь е в А. Т., Г у д э е в а Н. М., Исследование сплавов железа с марганцем и хромом, Сообщение 2, Аустенитно-ферритная и ферритная области, «Известия сектора физико-химического анализа», т. XVI М,— Л., изд-во АН СССР, 1949.
Григорьев А. Т., Кудрявцев Д. Л., Гудзева Н. М., Превращение а й в системе железо — хром — марганец, «Журнал прикладной химии», т. 23, вып. 6, I960.
Г р к г о р ь е в А. Т., «Сплавы железа с хромом и марганцем», (Диаграммы состояния), М., иэд-во АН СССР, 1952.
Г р п г о р ь е в А. Т., Бондарь И. А., «Известия сектора фнэико-хнми ческого анализа», т. XXIII, АН СССР, 1953.
Г р и г о р ь е в А. Т., Б о н д а р ь И. А., Превращения в твердом состоя
нип в системе железо — хром — никель, Сообщение 2, Диаграмма состоя ния, «Известия сектора физико-химического анализа», т. XXV, М.-"
изд-во АН СССР, 1954.
Гриднев В. Н., Строение стыка ферритного зерна, Труды Института черной металлургии АН УССР, т. II, 1948.
Г у б а р е в а М. А., Мороз Л. М., «Процессы диффузии, структура и свойства металлов», Сборник статей, М., Машиностроение, 1964.
Г у д р е м о н Э., Специальные стали, т. 1, М., Металлургиздат, 1959.
Гуд ремой Э., Специальные стали, т. 2, М„ Металлургиздат, 1960.
Г у л я е в А. П, Ч е р н е н к о И. В., Влияние деформации при низких температурах на фазовые превращения и свойства аустенитной Стали 1Х18Н9Т, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1957, № 5.
Гуляев А. П, Термическая обработка стали, М., Машгиз, I960.
Гуляев А. П., Медведев Ю. С., Нержавеющие хромомарганцево- никельазотистые стали с титаном, ниобием н молибденом, «Металловеде’ нне и термическая обработка металлов», 1962, № 2.
Г у л я е в А. Н., Металловедение, М., Металлургиздат, 1963.
Г у л я е в А. П, Мирошникова К. Е,, Межкристаллитная коррозия некоторых нержавеющих сталей, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1965, № 12.
Г у л я е в А. П., Минаев А. М., Изучение ударной вязкости аустенитных сталей при низких температурах, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1966, № 10.
55 Гуляев А. П-, Козлова Н. А.. Стабильность аустенита и свойства хромоникелевых нержавеющих сталей при низких температурах, Сб. «Специальные стали и сплавы», М., Металлургиздат, 1966.
20я
Дятлова В. Н., Коррозионная стойкость металлов н сплавов, Справочник, М., «Машиностроение», 1964.
Е г о р о в В. П„ К р у г л о в Б. И., Б р у с е н ц о в а В. М., Ш а р о н о в в Т. Н., В а с и л ь е в а Н. М„ Б а б а к о в А. А., К а р е в а Е. К, К а к о в с к и й Н. И., Ю щ е н к о К. А„ Промышленное освоение сталей с по ниженным содержанием никеля, «Химическая промышленность», 1964
Е г о р о в В, П„ Брусенцова В. М„ Гончарова Г. В., Шароно в а Т. Н„ В а с и л ь е в а Н. М., Б а б а к о в А. А., К а р е в а Е, Н., К а х о в с к и й Н. И., Ю щ е н к о К- А., Промышленное освоение сталей с по ниженным содержанием никеля, Сб. «Химия и технология азотных удоб рений» (Электрохимия и коррозия), ГИАП, 1966.
Ерохин А. А., Кинетика металлургических процессов дуговой сварки М., «Машиностроение», 1964.
Ерохин А. А., Новые марки электродов с улучшенными технологиче скими свойствами для сварки нержавеющих сталей, «Автогенное дело» 151, № 7.
Ерохин А. А., Кузнецов О. М, О повышении стойкости металла шва против образования горячих трещин, «Автоматическая сварка», 1964, № 7.
Заруба И. И., Касаткин Б. С., Каховский Н. И., Потапьев- скнй А. Г., Сварка в углекислом газе, Киев, «Техніка», 1966.
3 а х а р о в а М. И., Л а ш к о Н. Ф., Деформация металлов вследствие
Ч
азовых превращений, «Известия АН СССР, ОТН», 1946, № 7.
е м з и и В. Н., Сварные соединения разнородных сталей, М.— Л., Маш- гнз, 1966.
65. И л ь н н а В. А., К р и ц к а я В. К., Силы связи и статические искажения в кристаллах легированного феррита, Доклады АН СССР, 100, 1, 1955. 65. И л ь и ч е в В. Я., У л ь я н о в Р. А., С к и б и н а Л, В., Ш п е т н а я А. А., Стабильность аустенита в некоторых желеэохромоникелевых сплавах при низкотемпературной деформации, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1966, № 10.
Исследование по нержавеющим сталям, Труды комиссии по борьбе с коррозией металлов, вып. 2, М., иэд-во АН СССР, 1956.
Каэе иное Ю. И., К о л о с о в а Л. П., Металлургические особенности сварки аустенитных кислотостойких сталей с 23% хрома и 23—28% никеля, «Автоматическая сварка», 1957, № 2.
К а з е н н о в К). И., В о л и к о в а И. Г., А к ш е и ц е в а А. П., Свойства сварных соединений высокохромистой стали, легированной азотом и нике’ лем, Сборник НИИХимМаш, № 33, М., 1960.
К а с а т к и н Б. С., М у с ияче нко В. Ф., Окислительный флюс АН-17 для сварки углеродистых н низколегированных сталей, «Автоматическая сварка», 1962, № 6.
Касаткин Б. С, Структура и механизм хрупкого разрушения стали, Киев, «Техніка», 1964.
К а х о в с к и й Н. И., О структуре и свойствах околошовной зоны сварных соединений стали 2X13, «Автоматическая сварка», 1958, № 2.
Каховский Н. И., Сварка высокохромистой стали 2X13 в среде угле’ кислого газа, «Автоматическая сварка», 1958, № 4.
К а хов ски й Н. И, О структуре н свойствах околошовной зоны сварных соединений стали Х17Н2, «Автоматическая сварка», 1958, № 6.
Каховский Н. И., Механические свойства сварных соединений кисло-
тостойкой стали Х17, выполняемых в углекислом газе аустенитной проволокой, «Автоматическая сварка», 1958, № 9.
К а х о в с к и й Н. И., П о н из о вце в А. М., Сварка и заварка раковин литья из стали ІХ20НЗГЗД2 в углекислом газе, «Автоматическая сварка», 1960, № 3.
К а х о в с к и й Н. И., Поннэовцев А. М., Сварка в углекислом газе соединений из сталей Х20НЗГЗД2Л и 20ГСЛ, «Автоматическая сварка», 1960, № 4.
Каховский Н. И., Сварка в углекислом газе стали Х17Н2, «Автоматическая сварка», 1961, № 2.
Каховский Н. И., Понизовцев А. М., Васильев В. Г, Ленц Р. О., Сварка в углекислом газе комбинированных соединений сталей І5Х11МФБ со сталями 15Х1М1Ф и 20ХМФ, «Автоматическая сварка», 1961, № 11.
К а х о в с к и й Н. И., Ю щ е н к о К. А., Ф а р т у ш н ы Й В. Г., Материалы для сварки новых нержавеющих сталей с пониженным содержанием никеля, «Автоматическая сварка», 1962, № 2.
К а х о в с к п й Н. И., Ф а р т у ш н ы й В. Г., Юшкевич 3. В., Сварка тонколистовой стали Х18Н2АГ5, «Автоматическая сварка», 1962, № 3.
К а х о в с к и й Н. И., Ющенко К- А., Электрошлаковая сварка высокохромистой стали марки !0Х14АДЛ^ «Автоматическая сварка», 1962, № 5.
Каховский Н. И., Фартушный В. Г., Технология сварки нержавеющей стали Х14Г14НЗТ (ЭИ711), «Автоматическая сварка», 1962, № 7.
Каховский Н. И„ Ющенко К А„ Юшкевич 3. В„ Истри- н а 3. Ф., Электродуговая сварка коррозпонностойкой ферритно-аустенитной стали 0Х21Н6М2Т, «Автоматическая сварка», 1962, № 11.
К а х о в с к и й Н. И., Ф а р т у ш н ы й В. Г., Ющенко К- А„ Д и д е- бульдэе Д. В., Исследование межкристаллитной коррозии металла околошовной зоны сварных соединений из стали Х28АН, «Автоматическая сварка», 1962, № 12.
Каховский Н. И., Фартушный В, Г., Сварка тонколистовой стали Х28АН под флюсом и в углекислом газе, «Автоматическая сварка», 1963, № з.
Каховский Н. И., Дидебулидэе Д. В., Дуговая сварка высоколегированных ферритных сталей, «Автоматическая сварка», 1963, № 4.
Каховский Н- И., Ющенко К- А„ Ф а р ту ш ный В. Г., Юшкевич 3. В., Сварка коррозионностойкой аустенитной хромоникельмарганце- азотнстой стали 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55), «Автоматическая сварка», 1963, № 7,
К а х о в с к и й Н. И., Ю щ е и к о К. А., Влияние сварочного нагрева на микроструктуру и свойства сталей типа 21-3 и 21-5, «Автоматическая сварка», 1963, № 10.
Каховский Н. И., Ющенко К. А„ Юшкевич 3. В., Б а баков А. А., К а р е в а Е. Н., Ш а р о н о в а Т. Н., Электродуговая сварка коррозиопностоГіких ферритно-аустенитных сталей типа 21-3 и 21-5, «Автоматическая сварка», 1963, № 12.
К а х о в с к и й Н И., П о н из о в цев А. М., Влияние некоторых упрочняющих и стабилизирующих элементов на микроструктуру и свойства сварных швов на высокохромистых жаропрочных сталях, «Автоматическая сварка», 1964, № 2.
К а х о в ский Н. И., Ющенко К. А., Влияние ванадия и кремния
на свойства хромонпкелевых ферритно-аустеннтных швов, «Автоматическая сварка», 1964, № 4.1
Каховский Н. И., Фартушный В. Г., Влияние марганца на структуру ц свойства высокохромистых сварных швов, «Автоматическая сварка», 1964, № 6.
Каховский Н. И., Ющенко К. А., Влияние ферритообразующпх элементов на свойства хромоникелевых сварных швов типа 20-5 и 20-7, «Автоматическая сварка», 1964, № 10.
Каховский Н. И., Лангер Н. А., Ющенко К. А., Чалю к Г. М., Электрохимические свойства сварных соединений ферритно-аустенитных хромоникелевыя сталей типа 21-5, «Автоматическая сварка», 1964, Кв 12.
Каховский Н. И., Д и д е б у л и д з е Д. В., Дуговая сварка стали Х25Т, «Сварочное производство», 1965, № 1.
Каховский Н. И., Фартушный В. Г., Влияние титана н ниобия на структуру и свойства хромонихельмарганцевых сварных швов, «Автоматическая сварка», 1965, № 7.
Каховский Н. И., Ф а рту ш ны й В. Г., Парфесо Г. И., Капли на Г. С., Об образовании о-фазы в высоколегированных хромомарганцевых сталях, «Автоматическая сварка», 1968, № 1.
Каховский Н. И., Дидебулндзе Д. В, Дуговая сварка і7%-ньіх хромистых сталей, «Автоматическая сварка», 1966, № 2.
Каховский Н. И., Ющенко К. А., Дзыкович И. Я, Юшкевич 3. В., Коррозионные свойства сварных соединений стали 0Х21Н6М2Т, «Металловедение н термическая обработка металлов», 1966, № 2.
К а х о в с к и й Н. И., Ющенко К- А., Влияние никеля на микроструктуру и свойства сварных швов с 20—22% хрома, «Автоматическая сварка», 1966, № 5.
Каховский Н. И., Пониэовцев А. М„ В п в с и к С. Н.. Николаенко М. Р., Сварка жаропрочной хромистой стали ЭИ756, «Автоматическая сварка», 1966, № 6.
К а х о а с к и й Н. И., Ф а р т у ш н ы й В. Г., Демьяненко Г. П., «Автоматическая сварка под флюсом стали 0Х23Н28МЗДЗТ, «Автоматическая сварка», 1968, № 4.
Каховский Н. И., Ющенко К. А., Солоха А. М., Аустенитноферритные стали, стойкие против структурно-избирательной коррозии, «Автоматическая сварка», 1967, № 9.
К а х о в с к и й Н. И., С о л о х а А. М., Хромоникелевая аэотосодержащая сталь с весьма низким содержанием углерода, «Автоматическая сварка», 1968, № 2.
Кинцел А. Б,, Френке Р., Высокохромистые нержавеющие и жаропрочные стали, М., Металлургиэдат, 1945.
Клинов И. Я-, Коррозия химической аппаратуры п корроэионностойкне материалы, М., Машгиэ, 1964.
Козлова Н. А., Лебедев Д. В., Механические свойства нержавеющих аустенитных сталей при —253вС, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1965, № 12.
Козлов Р. А., Петров Г. Л., Некоторые вопросы сварки аустенитными марганцеалюмнниевыми электродами, «Автоматическая сварка», 1960, № 7.
К о л о м б ь-е Л., Г о х м а н И., Нержавеющие и жаропрочные стали, М., Машгиз, 1958.
Ш. Коломбье Л., Гохман И., Нержавеющие кислотостойкие и жаро< стойкие стали, М., Металлургиэдат, 1958.
Корнилов И. И., Железные сплавы, т. 111, М., иэд-во АН СССР, 1956.
Клинов И. Я.. Коррозия химической аппаратуры и коррозионностой- кпе материалы, М, Машгиэ, 1960.
Королев М. Л., Азот как легирующий элемент стали, М., Металлург- издат, 1961.
Костеней В. И., Механические свойства металлов и сплавов при статической нагрузке при низких температурах (—196 и —253°С), «Журнал технической физики», т. XVI, вып. 5, 1946.
Котр е л л А. Х„ Строение металлов и сплавов, М., Металлургиздат, 1961.
К р а в ч е н к о Т. Г„ В е д е н е е в а М. А., Р а х о в с к а я Ф. С., Травление аустенитно-ферритной стали ЭИ811, Сб. «Коррозия и защита конструкционных материалов», М, Машгиз, 1961.
Ку рт еп о в М. М., Акимов Г. В., Коррозионные свойства нержавеющих сталей в окислительных растворах, Доклады АН СССР, т. 87, № 6, 1952.
Куртепов М. М., Акимов £. В., Корроэионые свойства нержавеющих сталей в окислительных растворах, Доклады АН СССР, т. 87, № 1, 4, 5, 1955.
Лангер Н. А., Ягупольская Л. Н., Электрохимические характе- рнстнкп сварных соединений в агрессивных средах, «Автоматическая сварка», 1963, № 12.
Лангер Н. А., Я г у п о л ь с к а я Л. Н., К а х о в с к и и Н. И., Ющенко К- А., Ф а р т у ш н ы й В. Г., Ч а л ю к Г. М., Сопротивление коррозии сталей с низким содержанием никеля в агрессивных средах, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1966, № 2.
ЛашкоН. Ф., Лашко-АвокянС. В., О кристаллизационных трещинах при сварке, «Автоматическая сварка», 1961, № 6.
Лебедев Д. В., М о л о т и л о в Б. В., Овсянников Б. М., О механизме низкотемпературной деформации сплавов железо — алюминий, железо— кобальт — ванадий и технического железа, Сб. трудов ЦНИИЧМ, «Специальные стали п сплавы», вып. 39, М., Металлургиздат, 1965.
Л е в и и И. А., Б а б а к о в А. А., Л ю т о в а Э. В., Межкристаллитная коррозия высокохромистых сталей, «Вестник инженеров и техников», 1950, № 2.
Л е в и н И. А , Г и н с б у р г С. А., Микроэлектрохимпческий метод исследования межкристаллитной коррозии, Сб. «Исследования по коррозии металлов», М., нзд-ао АН СССР, 1951.
Левин И. А., О причинах межкристаллитной коррозии нержавеющих сталей, Сб. «Коррозия металлов и методы борьбы с нею», М, Оборон- гиз, 1955.
Левин И. А., Исследования по нержавеющим сталям, «Известия АН СССР», 1956.
Левин И. А., Г и н с б у р г С. А., Влияние термической обработки на процесс коррозии высокохромистых сталей, Сб. «Исследования по коррозии металлов», М., изд-во АН СССР, 1961.
Левин Е. Е., Земэин В. Н„ Масалева Е. М, Снитко М. Н, Бабаева Е. В., Солдатова А. С., Литая экономнолегированная сталь ЭИ-402-М-Л для деталей турбин н арматуры с рабочей температурой 650° С, «Энергомашиностроение», 1963, № 1.
Лена А, Дж., Реакция выделения в сплавах на железной основе, Сб. «Старение сплавов», М., Госчерцветмет, 1962.
Л н б ер м а н Л. Я., Боева А. В., Жаропрочные хромистые стали для работы при 550—6003 С, «Металловедение и обработка металлов», 1956, № 6.
Л ю б авск и й К. В., Некоторые вопросы металлургии автоматической сварки под флюсом стали ЭЯ1*Т, «Автогенное дело», 1949, № 4.
Мак Лин, Границы зерен в металлах, М., Металлургиэдат, 1960.
Макара А. М., Трещины в околошовной зоне легированных улучшаемых сталей, «Юбилейный сборник, посвященный Е. О. Патону», Киев, изд-во АН УССР, 1951.
М а л е в с к и й Ю Б., Медовар Б. И., Вторичные карбиды и образование «-фазы в сварных швах стабнльноаустенитной стали типа 25-20, «Автоматическая сварка», 1957, № 5.
Малевский Ю. Б., Медовар Б. И, Влияние холодной деформации на превращения у-» в а сварных швах на стали типа 25-20, «Автоматическая сварка», 1959, № 7.
М а л е в с к и й Ю. Б., М е д о в а р Б. И., М а и ж е л е й Г. П., Химический состав ®-фазы в аустенитных швах 25-20, «Автоматическая сварка», 1960, № а
Медовар Б. И., Лангер Н. А., Стойкость сварных соединений хромоникелевой стали а азотной кнскоте, «Автоматическая сварка», 1951, № 4.
М е д о в а р Б. И., Р о с с о ш и и с к и Гі А. А., О о -фазе в сварных швах хромоникелевых аустенитных сталей типа 18-8, «Автоматическая сварка», 1954, № 3.
Медовар Б. И., Гуревич С, М., Бескислородные флюсы для сварки высоколегированных сталей и сплавов, «Автоматическая сварка», 1955, № 4.
Медовар Б. И., Лангер Н. А., Коррозионное разрушение сварных соединений нержавеющей стали, «Автоматическая сварка», 1955, № 6.
Медовар Б. И., Снгма-фаэа в чистоаустенитном Сварном шве на стали типа 25-20, «Автоматическая сварка», 19$6, № 5.
Медовар Б. И., О механизме образования горячих трещин при сварке аустенитной хромоникелевой стали, Сб. «Проблемы дуговой и контактной электросварки», М., Машгиэ, 1956.
Медовар Б. И., Малевский Ю. Б., Влияние величины зерна на превращение і-и в аустенитной стали типа 25-20 и сварных швах этой стали, «Автоматическая сварка», 1957, Ns 6.
Медовар Б. И., Дудко Д. А., Рублевский И, Н., Окисление элементов при сварке в углекислом газе аустенитной проволокой, «Автоматическая сварка», 1957, № Э.
Медовар Б. И., Сварка хромоннкелевых аустенитных сталей, М., Машгиэ, 1958.
Медовар Б. И., К вопросу о природе кристаллизационных трещин при сварке аустенитных сталей и сплавов, «Автоматическая сварка», 1959, № 8.
Медовар Б. И., Консультация, «Автоматическая сварка», 1961, №5.
Медовар Б. И., Латаш Ю. В,, Электрошлаковый переплав, Киев, «Наукова думка», 1965.
Медовар Б. И., Чекотило Л. В., Герман С. И., Левен- б е р г Н. Е., Л а т ы ш е в Ю. В., Механизированная дуговая сварка аустенитного жаропрочного сплава ЭИ-725 (ХН35ВТР), «Автоматическая сварка», 1965, № 1.
Меськпн В. С., Основы легирования стали, М., Металлургиздат, 1964.
Миролюбов Е. Н., Жук Л. М., К вопросу о механизме коррозии нержавеющих сталей в концентрированных растворах азотной кислоты, Сб. «Коррозия металлов и сплавов», Металлургиэдат, 1963.
Мовчан Б. А., О причинах и механизме образования горячих трещин в сварных швах с однофазной аустенитной структурой, «Автоматическая сварка», 1959, № 6.
Мовчан Б. А., Микроскопическая неоднородность в литых сплавах, Киев, Гостехиэдат УССР, 1962.
Мовчан Б. А., Современные данные о границах кристаллитов в литых металлах и сплавах, Сб. «Новые проблемы сварочной техники», Киев, «Техніка», 1964.
Нехендзн Ю. А., Стальное литье, М., Металлургиздат, 1946.
Новожилов Н. М., Суслов В. И., Сварка плавящимся электродом в углекислом газе, М., Машгиэ, 1958.
Ньюкерк Д. Б., Общая теория, механизм и кинетика Старения сплавов, Сб. «Старение сплавов», М., Госчерцветметиздат, 1962.
Обработка жидкого металла в вакууме, «Сталь», 1956, № 9.
Одесский Д. А., Воздвиженский В. М, Влияние титана и азота на структуру и свойства сварного соединения тонколистовой высокохро- мистон стали, «Металловедение и обработка металлов», 1957, № 9.
П а н ч е н к о Е. В., Скачков Ю. А., н др., Лаборатория металлогра-
Й
иы, М., «Металлургия», 1965.
е т р о в Г. Л., Земзіін В. Н., Электроды для сварки жаропрочных сталей, Сб. ЛДНТП, 1956.
Петров Г. Л., ЗемэинВ. Н., ГонсеровскийФ. Г., Сварка жаропрочных нержавеющих сталей, М.— Л., Машгиз, 1963.
Петров Г. Л., Субач А. П., Разработка беэокислительных электродных покрытий для сварки сталей, содержащих легкоокисляюшнеся элементы, «Сварочное производство», 1966, № 9.
П е т р о в Г. Л., 3 е м з н н В. Н., Влияние ферритной фазы на кристаллизацию аустенитного неплавленного металла н образование горячих трещин при сварке, «Сварочное производство», 1967, № 2.
Петч Н., Успехи физики металлов, т, 2., М., Металлургиздат, 1958.
Пивннк Е. М., Изотермическое превращение феррита в высоколегированных аустенитно-ферритных сплавах, «Журнал технической физики», т. XXV, вып. 1, 1955.
Поборжил Ф., Зезулова М., Легирование азотом аустенитных хромомарганиовистых сталей, «Сталь», 1959, лй 7.
Посысаева Л. И., Бабаков А. А., Петровская В. А., Влияние хрома, никеля, молибдена и меди на коррозионную стойкость Fe —Сг— Ni-сталн в экстракционной фосфорной кислоте, «Защита металлов», 1968, № 2.
Погодин-Алексеев Г. И., Теория сварочных процессов, М., Машгиэ, 1950.
При д а ни е в М. В., Б а б ако в А. А., Л ив ш и ц Г. Л., Стали с пониженным содержанием никеля, М., Металлургиздат, 1961.
П р и д а н цев М. В., Бабаков А. А., Нержавеющие стали с пониженным содержанием никеля, «Сталь», 1962, № 11.
Приданцев М- В., Левин Ф. Л., Влияние марганца на структуру и свойства немагнитных нержавеющих сталей, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1965, № 12.
Прокошкнн Д. А., Зудин И. Ф„ Шаркпкулов Р. С., Банных О. А., Легирование хромомарганцовистой нержавеющей стали, М-, пэд-во АН СССР, 1961.
Просвирин В. И., Савернна Н. А., Изменение фазового состава нержавеющих сталей с азотом аустенитного и ферритного классов при
нагреве, Сб. «Вопросы металловедения аустенитных сталей», Труды ЦНИИТМАШ, кн. 52, М, Машгиэ, 1952.
Прохоров Н. Н., Проблема прочности металла При сварке в процессе кристаллизации, «Сварочное производство», 1956, № 6.
Прохоров Н. Н., Горячие трещины при сварке, М., Машгиэ, 1952.
Робертсон П. Д., Брей Р. С., Дисперсионное твердение медных сплавов, Сб. «Старение сплавов», М., Госчерцветметиэдат, 1962.
Рунов А. Е., Исследование вопросов улучшения свариваемости и работоспособности сварных соединений литых аустенитных жаропрочных сталей, Сб. «Вопросы сварки в энергомашиностроении», ЦНИИТМАШ, кн. 104, М., Машгнз, 1962.
С а м а ри н А. М., Королев М. Л., П а и с о в И. В., Влияние азота на хромосодержащие сплавы, «Металлург», 1938, № II.
С а м а р и и А, М., Филиппов А Ф., Исследование сигма-фазы в легированных хромоникелевых сплавах, Сб. «Производство и обработка стали», XXXI], 1954.
Свечников В. Н., Альферова Н. С, Влияние малых добавок на свойства высокохромистой жароупорной стали, «Сталь», 1947, № 4.
СкорчелеттиВ. В., ИдельчикБ. М., 3 а н е в с к а я В. А., Химическая стойкость некоторых новых сортов кислотоупорных сталей, «Коррозия и борьба с ней», т. 3, 1937, № 4,
Снитко П. А., Свойства хромоѵарганцемедпстых сталей, «Качественная сталь», 1935, № 5.
Стали с пониженным содержанием никеля (справочник), М., Металлург- нэдат, 1961.
Супрунов В. А., Кисельников В. Н., Влияние сварочных напряжений на коррозию сварных соединении стали Х18Н9Т, «Известия вузов. Химия и химическая технология», 1966, № 3.
Т и м о ф е е в М. М„ Ч е ш е в П. И., Выбор аустенитной стали для сварных соединений энергетических установок, «Энергомашиностроение», 1966, №6.
Томатов Н. Д., Чернова Г. П., Повышение устойчивости пассивного состояния металла, Доклады АН СССР, т. 89, 1953, № 1.
Т о м а ш о в Н. Д., Чернова Г. П., Явление нарушения пассивного состояния нержавеющих сталей в сильно окислительных растворах, Доклады АН СССР, т. 98, 1954, № 3.
Томашов Н. Д., Электрохимическая теория коррозии и пути повыше
ния коррозионной устойчивости металлических сплавов, «Успехи химии», т. XXIV, вып. 4, М„ изд-во АН СССР, 1955.•
Томашов Н. Д., Теория коррозии н защиты металлов, М., Металлург- издат, 1959.
Томашов Н. Д., Ч е р н о в а Г. П., М а р к о в а О. Н., Влияние легирующих элементов на склонность нержавеющих хромоникелевых сталей к питтинговой коррозии, Сб. «Коррозия металлов и сплавов», М., Метал- лургиэдат, 1963.
Уколов Г. А., О свойствах сварных швов на кислотостойкой аустенитной стали Х18Н12МЗТ, «Автоматическая сварка», 1957, № 2.
У л ь я н и н Е. А., Б а б а к о в А. А., Ф е д о р о в а В. И., Свойства хромомарганцевой стали с азотом при низких температурах, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1965, № 12.
Ульянин Е. А., Бабаков А. А., Влияние углерода на механические свойства аустенитной стали при низких температурах, «Металловедение и термическая обработка металлов», 1966, № 5.
Фартушный В. Г., К а х о в с к и й Н. И., Бабаков А. А., Федорова В. И., Аустенитная хромомарганцеаэотнстая сталь и технология ее сварки, «Автоматическая сварка», 1965, № 12.
Федорцев-Лутиков Г. П., Шешенев М. Т., Влияние легирующих элементов на жаропрочные свойства хромистых нержавеющих сталей, «Металловедение и обработка металлов», 1956, № 6.
Хансен М., Андерко К., Структура двойных сплавов, т. И, М., Металлургнздат, 1962.
Химушин Ф. Ф., Хромомарганцовистые стали аустенитного и аустенитно-ферритного типа. Труды ВИАМ, № 32, ч. 1, 1935.
Химушин Ф. Ф., Курова О. И., «Качественная сталь», 1936, № С.
Химушин Ф. Ф., Нержавеющие кислотоупорные и жароупорные стали, М., Металлургнздат, 1945.1
Химушин Ф. Ф., Нержавеющие стали, М., Металлургнздат, 1963.
Химушин Ф. Ф., Коррозионная стойкость экономичных нержавеющих сталей, применяемых при изготовлении сварных конструкций, Сб. 1 «Пути экономии нержавеющих сталей», Моек, дом научно-технич. пропаганды, 1960.
Ч и ж е в с к и й Н. П., Железо и азот, Томск, 1914.
Чижик А. И., Хейн Е. А., Жаропрочные хромистые нержавеющие стали для деталей с рабочей температурой до 550—650° С, «Металловедение н обработка металлов», 1956, № 9.
Ш а м о в с к и й Э. X., П р о х о р о в А. А., Качество металла, наплавленного дуговой сваркой в атмосфере азота, «Автогенное дело», 1936, № 4.
Шултин А. И., Хромомарганцевая нержавеющая сталь, «Металлург», т. 8, № 4, 5, М., ГОНТИ — НКТП, 1933.
Шоршоров М. X., Соколов Ю. В., Температурный интервал образования горячих трещин при сварке плавлением однофазных никелевых сплавов, «Сварочное производство», 1962, № 4.
Шоршоров М. X., Металловедение сварки стали и сплавов титана, М., «Наука», 1965.
Экспресс-информация Института научной информации АН СССР, серия «Металлургия и металлообработка», № ММ-23, 21.5. 1956.
Языков В. А., Поглощение азота хромом, сплавами железо — хром и железо — алюминий, «Качественная сталь», 1935, № 5.
АЬогп Р., Bain Е., Trans. Ашег. Soc. Steel Treatment, 18, 1930.
А ѵ е г у Н., USA Patent 246S, 780, 1949.
Bain Е. С., Aborn R. Н., Metals Handbook Amer. Soc. Met. Cleveland, 1948, s. 1260—1261.
Bastien P. G„ Journal ot the Iron and Steel Inst. vol. 183, part 3, July, 1956.
BecketF. M., "Chromium — Manganese Steel", Yearbook, Amer. Iron and Steel Inst., 1930.
В i n d а г у A. L., Ко h P. R., Transact. Amer. Soc. lor Metals, v. 43, 1951.
Binder W., Brown C., Franks R., Resistance to Sensitization of Austenitic Chromium— Nickel Steel of 0,03% Max. Carbon Content. Trans. ASM v. XL1, 1949, p. 1301—1370.
Binder W. O., Spendelow H. R, Trans. Amer. Soc. Metals, v. 43, 1951, p. 759.
BrQhl F,, Structure and Properties of Chromium — Manganese Steels with up to 1% C, 15% Mn and 30% Cr, Archiv liir Eisenhiittenw., 10, 1936— 1937.
Burgess С. О., Forgeng W. D., Constitution of Iron Chromium — Manganese Alloys, Trans. Amer. Inst, of Mining and Metallurgical Engineers, Iron and Steel Division, v. 131, 1938.
С а г p e n t e r O. R., I e s s e n N. C„ Some Factors Controlling the Decti- lity of 25% Cr —20% Ni Weld Deposits, The Welding Journal, 26(12), Reseach Suppl, 727-sto 741-s (1947).
Charmer B., Reactivity of Crystal Interfaces, Proceedings International Symposium on the Reactivity of Solids, Gothenburg, 1952.
С i n a B., Journal of the Iron and Steel Inst., v. 171, 1952, № 1—4.
Cina B„ Lavender I., Journal of the Iron and Steel Inst., v. 174, 1955, № 1—4.
С о 1 e g a t e G. T., Metallurgia, 41, M№ 243, 245, 246, 247, 1950.
Cottrell A. M., Assessement of weldability by rapid dilatation tests, Journal of the Iron and Steel Inst., v. 174, 1, № 5, 1953.
Delong W., OstramG., SzumanowskiE., Welding Journal, 35, № 11, 1956.
E b e r 1 e F., Report № 2805, Macr., 1943, The Baboeck and Wilcox Tube Co.
EdeleanuC., Potent iostat A., Iron and Steel Inst,, 1953,
Eichellan G., Hull F., Transactions of ASM, 1953, № 45, p. 77—104.
FildA., В i о о m F„ L i n n e r t G„ NDRC, Report, 1943, Dec. 14.
Form W. G„ Baldwin W. M., Trans. Amer. Soc. Metals, 1956, 48.
F г а г к s R„ В i n d e г W. O., Thompson J,, Austenitic Chromium — Manganese—Nickel Steel Containing Nitrogen, Trans. Amer. Soc. for Metals, v. 47, 1955.
Giles D., The Book of Stainless Steels, Amer. Soc. for Metals, 1935, p. 267—276,
Gow I. T, Harder О. E., Trans. Amer. Soc. for Metals, v. 30, 1942, p. 855; v. 32, 1944, p. 408; Harder О. E., Metals and Alloys, v. 21, Ns 3, 1945, p. 726.
H e n г у О., Claussen G„ L i n n e r t G„ Amer. Welding Soc., 1949.
Heumann Th., Rosener, Z. Elektrochem., 57, 1953.
Hochmanl., Revue de Metallugic, 1951.
Houdremont E., Tofaute W., Kornzerfallsbestandigkeit nichtrosten- der ferritischer und martensitiscer Chromslahle, Stahl und Eisen, Bd. 72, 1952.
Hsiao Chi-Mey, Dulis E. J., Phase Relationship in Austenitic Cr — Mn —C —N Stainless Steels, Trans. Amer. Soc. for Metals, v. 50, 1958.
Hurlich A., Watson I. E., Selection of Metals for use at Cryogenic Temperatures, Metal Progress, v, 79, № 4, 1961.
Rapatz F., Anvendung der mit Stickstoff legierten nichtrostenden und Warmebestandigen Stable, Stahl und Eisen, Bd. 61, 1941.
Kerr J. G., Kelmer D. A., Chromium Recovery During Submerged — Arc., Welding Journal, September, 1952, 31, № 9, p, 431s—438.
К i e f e г G. T„ R e n s h a w W. G., Corrosion, 6, N 8, 1950.
Roster W., Iron End of the Iron — Manganese — Cromium System, Archiv fur das Eisenhiiltenw., 7, 1933—1934.
К os ter W„ Die Eisenecke des Systems Eisen — Mangan — Chrom, Arlhiv fQr das Eisenhiitienw., 7, 1933—1934,
Krainer H, Mirt O., Constitution Diagram of Nitrogen Containing Chromium and Chromium — Manganese Steels, Archiv fQr das Eisenhiittenw. v. 15, 1941—1942.
Krivobok V. N., Alloys of Iron and Chromium, Trans. Amer. Soc, for Metals, V, 23, 1935.
Lula R. A., Lena A, 1., Kifer G. C., Intergranular Corrosion of Ferritic Stainless Steels, Trans, of Amer. Soc. for Metals, 46, 197, 1957.
Miller, Iron Steel Inst., Carnegie Scholarship, 1932.
Mounce W. S„ a. et., Maritime Reporter, 1960, v. 22, № 1, p. 13.
Nenrenberg A. E., Transformation of lowcarbon 12% Cr. Chromium Stainless Steels, Metal Progress, № 11, 1951.
Newell H. D., Properties and Characteristics of 27% Chromium —Iron, Metal Progress, 49, № 5, 1946.
ParksM., The Welding Journal, June, 1955.
Peekner D. and other, The role of mamerials in eryogenier. Mater. Dery. Engng., 1961, v. 54, № 1, p. 107—115.
P i 11 i n g N. B„ Ackerman D, E„ Stahl und Eisen, 49, 1929.
253. P о s t С. В., E b e r 1 у W.^S., Trans, of Amer. Soc. for Metals, 43, 243, 1951.
Pryce L., Andrems R., Journal, Iron and Steel Inst., 195, № 4, 1960.
Pugh I., Nisbet I.. Practical estimation of composition balance and ferrite content in Stainless Steels, Journal of Metals, 2, 1950.
Richter Gerhard, Heinrich Man, Neue Hiitte Stickstoffes gierter Mangan — Chrom — Stahl fur Inductorkappen, 1963, 8, № 10.
Rosenberg S. I„ Irish C. R„ Journal ol Research of the National Bureau of Standarts, v. 48, Jan., 1952.
Rothschild G. R., Carbon—dioxideschielder consumable — electrode arc Welding, Canadian Welder, Febr., 1956.
RozetD., Campbell R, Thomas R., Effect of weld metal composition on the strength and ductility of 15% Cr — 35% Ni welds., The Welding Journal, Oct., 1948.
Ruttmann W., Baumann K., Mohling M., Einige Erfahrungen mit austenitischen, insbesondere warmfesten Schweissungen, SchweiBtechnik, v. 11, N 1, 1957.
Schaeffer A., Metal Progress, v. 56, 1949, p. 680; Welding Journal, v. 26, Res. Suppl., 1947, p. 601—620.
Schafmelster P„ Ergang R„ Archiv fur das Eisenhuttenw., 12, 1939, p. 507,
Smith R. L., Journal Franklin Inst., 1956, v. 262, N 1, p. 77—78.
S t f a u s s B., Z. Elektrochem, 33, 1927.
Thielemann R., Proc. ASTM, v. 40, 1940, p. 788.
Tofaute W., Schotiky B., Arch. Eisenhuttenw., 1940, August, n. 20.
Try g gv e A n g el 1„ Iron Steel Inst. ASM, v. 49, 1949,
U h 1 i g H, H„ Transactions ASM, 1942, v. 30, p. 947.
U h ! i g H. H„ Corrosion Handbook, N 4, 1948.
U h I i g H. H., L о г d S. S., Z. Elektrochem. Soc., 100, 1953.
Инагаки Минжио, Ec эцу гакайси, J. Japan Weld Soc., 1965, 34, N 12.
Watkins S„ Metals a. Allous, 1941, v. 13, N 1, 2, 3, 4, p. 30, 162, 288.
WhittenbergerE. J., RosenowE. R., Carney £>. J„ Elevated Temperature Phase Relationship in the Cr—Ni —Mn —N System, Presented at Amer. Inst, of Mining and Metallurgical Engineering annual Mutling, Febr., 1957.
W i 11 i g e n P. C., D e f i z e L. F., Das LichtbogenschwelBen von Stahl mit COj als Schutzgas, Schweiflen und Schneiden, 9 Jahrgang, Febr., 1957, Heft 2.
A11 e n N. P., S c h о f i e 1 d T. H., T a t e A. E., Mechanical Properties
of a-Solid Solutions of Copper with Zinc, Callium, Jermanium and Arsenic, Nature, v. 156, 1951.
Austin C. R., Effect of Elements in Solid Solution on Harduess and Response to Heat Treatment of Iron Binary Alloys, v. 31, 1943.
Bain E, C„ Functions of the Alloying Elements in Steel, Amer. Soc. for Metals, 1939.
Blum, Grant, Regarding sigma-phase iormation, Journal of Metals, v, 5, N 1, 1953.
I rvin K. J., at al., Journal Iron and Steel Inst., 1959, 192.
285 SemkowiezA., Hulnik, 22, 1955.
Rosenberg S. J., und Trish C. R., Solubility of Carbon in 18-percent — chromium —10— percent — nickel austenite, Nat. Bur. of Stand., J. Of research aplication, 48 (1952).
W i 11 e H., Wallabaura H. I., Thermische und rentgenografische Unter- suchung im System Eisen —Titan, Leitschift fur Metallkunole 30, 1938.
Hall E. R,, Tensile and impact properties of cast stainless steels at cryogenic temperatures, "Preprint. Amer. Soc. Test. Mater.’’, 1961, № 801,

Приложенные файлы

  • docx 21668444
    Размер файла: 2 MB Загрузок: 0

Добавить комментарий