/
Text
Б. И. МЕДОВАР
д-р техн, наук проф.
СВАРКА
ЖАРОПРОЧНЫХ
АУСТЕНИТНЫХ
СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
ИЗДАНИЕ ТРЕТЬЕ,
ПЕРЕРАБОТАННОЕ
И ДОПОЛНЕННОЕ
ИЗДАТЕЛЬСТВО
„МАШИНОСТРОЕНИЕ
Москва 1966
УДК 621.791
В книге изложены последние достижения по метал-
лургии, металловедению и технологии сварки плавле-
нием жаропрочных аустенитных сталей и сплавов на
железехромоникелевой и никелехромовой основе. Рас-
смотрены особенности сварки указанных сталей и
сплавов под флюсом, в среде аргона и углекислого
газа, электрошлаковой сварки, сварки плазменной
дугой и электронным лучом, а также ручной элек-
тродуговой сварки.
Описаны особенности сварки жаропрочных сталей
и сплавов без их расплавления и отмечена большая
перспективность диффузионных способов соединения
этих материалов по сравнению со сваркой плавле-
нием.
Большое внимание уделено сварке типичных жа-
ропрочных аустенитных сталей и сплавов примени-
тельно к энергетическому, нефтехимическому машино-
строению (паровые и газовые турбины, паропроводы
сверхвысоких параметров и т. д.) и к оборудованию
термических цехов.
Книга рассчитана на научных и инженерно-техни-
ческих работников, занятых в области сварки.
Рецензент д-р техн, наук В. И. Земзцм
3-12-6
344-66
ПРЕДИСЛОВИЕ
Аустенитные стали и сплавы — основной конструкционный
материал современных энергетических установок (паровых котлов
сверхвысоких параметров, паровых и газовых турбин, атомных
силовых и энергетических установок), оборудования химической,
нефтезаводской, нефтехимической и радиохимической промышлен-
ности, реактивных и ракетных двигателей, летательных аппара-
тов различных типов, конструкций и назначения, приборов для
нужд новой техники, корпусов подводных кораблей и т. д. Без
аустенитных сталей и сплавов невозможен прогресс в самых раз-
личных областях новой техники.
С каждым годом непрерывно растет производство аустенитных
сталей и сплавов и в нашей стране и за границей. Уровень про-
изводства нержавеющих сталей измеряется многими сотнями тысяч
тонн ежегодно.
Отечественная металлургическая промышленность выпускает
ежегодно аустенитные стали и сплавы сотен марок в виде листа,
сортового проката, проволоки, труб, поковок и отливок. В по-
давляющем большинстве своем они идут на изготовление сварных
изделий, конструкций, аппаратуры, трубопроводов. Не все они,
разумеется, одинаково хорошо свариваются. Более того, как пра-
вило, аустенитные стали и сплавы по свариваемости в значитель-
ной степени уступают обычным углеродистым сталям. При сварке
аустенитных сталей приходится сталкиваться с повышенной склон-
ностью к образованию горячих трещин не только в металле шва,
но и в околошовной зоне. Серьезные трудности возникают в связи
с необходимостью получения заданных механических, физических,
1* 3
коррозионных и других свойств сварного соединения из аустенит-
ных сталей, обеспечения надежной работы конструкций в тяжелых
условиях совместного воздействия высоких температур и знакопе-
ременных нагрузок, агрессивных жидкостей или газов, ударного
нагружения, сверхнизких температур, нейтронного облучения
и т. д.
Проблема сварки аустенитных сталей и сплавов — одна из
наиболее сложных проблем современной сварочной науки и тех-
ники.
Американское сварочное общество, опубликовавшее недавно
перечень важнейших проблем в области сварки, в числе наиболее
серьезных указывает на проблему свариваемости аустенитных
сталей и сплавов.
В Советском Союзе этой проблемой на протяжении ряда лет
занимаются коллективы многих научно-исследовательских инсти-
тутов, заводских лабораторий. Проблема сварки аустенитных
сталей сложна и многообразна еще и по той причине, что одна
и та же аустенитная сталь зачастую может иметь различное назна-
чение. Она может работать и в качестве нержавеющего или корро-
зионностойкого материала, либо жаропрочного или окалииостой-
кого, а иногда и в качестве конструкционного теплостойкого ма-
териала или средства биологической защиты от нейтронного
излучения. Это значит, что в зависимости от назначения сварной
конструкции одну и ту же сталь приходится сваривать по различ-
ной технологии, применяя тот или иной способ сварки, те или иные
присадочные материалы.
Автор полагает, что вопросы сварки аустенитных сталей,
используемых в качестве коррозионностойкого или нержавеющего
материалов, благодаря совместным усилиям многих советских
исследователей и производственников, в значительной мере ре-
шены. Основные положения, касающиеся сварки жаропрочных
и жаростойких аустенитных сталей и сплавов, разработаны в мень-
шей степени.
Предлагаемая вниманию читателя книга отличается от первых
двух изданий монографий автора «Сварка хромоникелевых аусте-
нитных сталей» (1954 и 1958 гг.) тем, что здесь главное внимание
уделяется аустенитным сталям, используемым в качестве жаро-
прочных или жаростойких материалов. Вопросы коррозионной
стойкости или, точнее, вопросы жидкостной коррозии рассматри-
4
ваются лишь в связи с тем, что в некоторых случаях и жаропроч-
ные материалы могут подвергнуться действию агрессивной жид-
кости, конденсата или другого электролита.
Эта книга написана в основном по материалам, полученным
автором и его сотрудниками в лаборатории сварки аустенитных
сталей и сплавов Института электросварки им. Е. О. Патона
АН УССР. Использованы также опубликованные труды лаборато-
рий ЦНИИТМАШа, ЦКТИ, Института металлургии им. Байкова
и других, занимающихся сваркой этих сталей и сплавов, а также
наиболее интересные работы зарубежных исследователей.
При изготовлении конструкций и изделий из аустенитных ста-
лей и сплавов, как известно, находят применение практически
все способы сварки и пайки, начиная от ручной электродуговой
сварки металлическим электродом, кончая электронно-лучевой и
диффузионной сваркой в вакууме или сваркой трением.
В книге основное внимание уделено дуговой электросварке.
Рассматриваются также главные особенности электрошлаковой,
электронно-лучевой, а также диффузионной сварки наиболее
распространенных типов жаропрочных и жаростойких аустенит-
ных сталей и сплавов. Вопросы контактной сварки здесь не ос-
вещены.
Автор стремился, по возможности, избегать излишней детали-
зации технологии сварки отдельных марок сталей, считая, что
значительно важнее дать читателю представления об основных
особенностях (металлургических, металловедческих, технологи-
ческих) сварки главнейших типов аустенитных сталей и сплавов.
Об этом, в частности, свидетельствует многолетний опыт сварки
коррозионностойких аустенитных сталей в нашей промышлен-
ности. Важно было, например, установить положительную роль
первичного феррита в обеспечении требуемых свойств сварного
шва. Знание своеобразного поведения феррита, как известно,
очень облегчило и упростило выбор присадочных материалов
в каждом отдельном случае.
Автор выражает благодарность акад. Б. Е. Патону и сотрудни-
кам лаборатории сварки аустенитных сталей и сплавов Инсти-
тута электросварки им. Е. О. Патона АН УССР и, особенно,
Л. Г. Нузрину, Н. И. Пинчук, Л. В. Чекотило, В. А. Луцюку-
Xудину, Г. А. Бойко, оказавшим большую помощь при написании
этой книги и подготовке рукописи к печати.
Понимая сложность проблемы сварки аустенитных сталей,
автор не претендует на полноту освещения всех вопросов, каса-
ющихся ее, и будет признателен за критические замечания, кото-
рые просит направлять в адрес издательства «Машиностроение».
В связи с тем, что с 1 января 1963 г. введен в действие ГОСТ
9867—61 на применение Международной системы единиц (СИ)
как предпочтительной, в конце книги дано приложение, в котором
приведены коэффициенты для перевода принятых в книге единиц
в систему СИ.
СОСТАВ, СВОЙСТВА И НАЗНАЧЕНИЕ
ЖАРОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
В соответствии с действующими стандартами к жаропроч-
ным относятся стали и сплавы, работающие в нагруженном со-
стоянии при высоких температурах в течение определенного вре-
мени и обладающие при этом достаточной ока л иностой костью
(жаростойкостью), т. е. способностью противостоять разрушаю-
щему поверхность металла химическому воздействию газовых
сред при температуре выше 550° С. В отличие ст жаропрочных,
жаростойкие стали и сплавы могут работать в указанных условиях
лишь в ненагруженном или слабонагруженном состоянии.
В Советском Союзе выпускаются сотни марок жаропрочных и
жаростойких аустенитных сталей и сплавов, т. е. материалов,
сохраняющих при комнатной температуре структуру у-твердого
раствора. Основу аустенитной стали составляет железо (более
45%). Содержание легирующих элементов, важнейшими из кото-
рых являются хром и никель, в аустенитных сталях не превышает
55%. Если же сумма легирующих элементов превышает 55%, то
речь идет уже не о сталях, а аустенитных сплавах.
В зависимости от химического состава различают сплавы на
железоникелевой или никелевой основе. К первым относятся
сплавы, основная структура которых является твердым раствором
хрома и других легирующих элементов в железоникелевой основе
(сумма железа и никеля болеё 65% при приблизительном отноше-
нии железа к никелю 1,5 : 1); ко вторым — сплавы, основной струк-
турой которых является твердый раствор хрома и других леги-
рующих элементов в никелевой основе (содержание никеля не
менее 55%).
За последние 15—20 лет опубликованы десятки тысяч статей,
посвященных проблеме жаропрочных сталей и сплавов, по в миро-
вой литературе все еще пет фундаментальных обобщающих работ,
подобных широко известному труду В. Гудремова по легированным
сталям [7]. В определенной мере этот пробел восполнила изданная
недавно Ф. Ф. Химушиным серия монографий [25, 26 и др. )
и особенно его книга «Жаропрочные стали и сплавы» (изд-во «Ме-
таллургия», М., 1964).
При написании 2-го издания книги «Сварка хромоникелевых
аустенитных сталей и сплавов» автору пришлось значительное
место уделить не только чисто сварочным проблемам, но и рас-
смотрению общих вопросов металловедения аустенитных сталей.
В настоящее время представляется возможным ограничиться
лишь кратким изложением вопросов, касающихся состава, струк-
туры и свойств собственно жаропрочных сталей и сплавов. Вопросы
теории жаропрочности в данной книге не рассматриваются, они
достаточно подробно изложены в работах [1, 2, 3, 8, 11, 14, 18,
22, 24 , 27 ] и многих других. К сожалению, пока еще нет общепри-
нятой классификации жаропрочных аустенитных сталей и сплавов.
Деление их на отдельные группы, в зависимости от химического
состава, зачастую является чисто условным. По-видимому, более
точным следует признать группирование сталей и сплавов по типу
упрочнения твердого раствора: карбидное, карбонитридпое, кар-
боборидное, интерметаллидное.
1. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ И ОБЛАСТИ ПРИМЕНЕНИЯ
Широко известные хромоникелевые аустенитные стали типа 18-8
являются не только коррозионностойким, но и жаропрочным,
а также окалиностойким конструкционным материалом. Обычная
сталь 1Х18Н10Т успешно используется в качестве жаропрочного
материала, например, при температуре 600° С, сохраняя хорошую
жаростойкость до 800—850° С. В табл. 1 приведены состав и
области применения некоторых наиболее типичных жаропрочных
хромоникелевых аустенитных сталей типа 18-8 или близких
к этому типу сталей. Следует отметить, что в хромоникелевых жаро-
прочных сталях соотношение содержаний хрома и никеля обычно
бывает более низким, чем в коррозионностойких сталях.
Стали типа 18-8 отличаются невысокой жаропрочностью, так
как, помимо хрома и никеля, содержат лишь небольшие количе-
ства других легирующих элементов, например молибдена и кар-
бидообразователей (титана и ниобия).
В табл. 1 приведены для сравнения состав и назначение жаро-
прочных сталей с относительно невысоким содержанием хрома и
никеля (не более 20% каждого), но отличающихся от классических
сталей типа 18-8 значительно большей жаропрочностью, благо-
даря комплексному легированию молибденом, вольфрамом, нио-
бием, ванадием, титаном и другими элементами. Иными словами,
повышение жаропрочности в этих сталях достигается дополни-
тельным легированием у-твердого раствора [20, 26].
В современной технике еще находят довольно широкое примене-
ние жаропрочные аустенитные стали с карбидным упрочнением,
8
Химический состав в %
и примерное назначение некоторых жаропрочных и жаростойких аустенитных сталей
Таблица 1
1 Марка стали С Мп 81 1 Р 1 а 1 № Другие элементы Назначение
Не более
Стали с карбидным упрочнением
Х18Н9 0,12 1,0—2,0 0,8 0,020 0,035 17—19 8- 10 Нет Трубы, детали печ-
Х18Н10Т 0,12 1,0—2,0 0,8 0,020 0,035 17—19 9—11 Т1>5 (С—0,02) до 0,70 ной арматуры, тепло- обменники, муфели, реторты, патрубки и коллекторы вы- хлопных систем
Х18Н12Т 0,12 1,2—2,0 0,8 0,020 0,035 17—19 11—13 Т1>5 (С—0,02) до 0,70 Трубы с рабочей температурой до 850° С
ОХ18Н12Б (ЭИ402) 0,08 1,0—2,0 0,8 0,020 0,035 17—19 11 -13 МЬ>8.Сдо1,2 Сварные изделия и детали с рабочей тем- пературой до 800° С
1Х14Н14В2М (ЭИ257) 0,15 0,7 0,8 0,030 0,035 13—15 13—15 2,0—2.75Ш 0,45—0,60Мо Трубы паропере- гревателей котло- турбинных установок
1Х16Н14В2БР (ЭП17) 0,07—0,12 1,0 -2,0 0,6 0,020 0.03 15- 17 13—15 2,0-2,75^ 0,9—1,ЗМЬ В^О.005 Се^О.020 То же и паропро- воды СВП с рабочей температурой 650— 700° С
1Х14Н18В2БР (ЭИ695р) 0,07-0,12 1,0—2,0 0,6 0,020 0,035 13-15 18--20 2,0—2,75№ 0,9-1,ЗЫЬ Вйс0,005 Се^0,020 То же
Марка стали С Мп 1 5 11 Сг М Другие элементы Назначение
Не 5олее
Х16Н26АМ6 (ЭИ395) 0,12 1,0-2,0 0,5-1,0 0,020 0,030 15,0—17,5 24—27 5,5—7,0Мо 0,1—0,2\т Сварные роторы газовых турбин
Х23Н18 (ЭИ417) 0,20 2,0 1,0 0,020 0,035 22—25 17-20 - Трубы и детали установок для кон- версии метана, пиро- лиза, жаровые тру- бы камер сгорания, сопловые лопатки
Х25Н16Г7АР (ЭИ835) 0,12 5—7 1,0 0,020 0,035 23—26 15—18 0,3—0,45Х до 0,02В Детали газопро- водных систем, из- готовляемых из тон- ких листов, ленты и сортового прока- та, работающие при температурах 800— 950° С
1Х25Н25ТР (ЭИ813) 0,07-0,12 1,0-2,0 0,8 0,020 0,035 23,0-26,0 24-27 1,1- 1.6Т1 До 0,010В Детали газовых си- стем, работающие при температурах 800—950° С
Х25Н20С2 (ЭИ283) 0,20 1,50 2,0-3,0 0,020 0,035 24,0—27,0 18-21 — Подвески и опоры в котлах, трубы в электролизных и пи- ролизных установ- ках, работающие при 1000-1150° С, це- ментационные му- фели
Продолжение
Марка стали с Мп 81 8 Р е. Доугие Назначение
Не более ЛИ элементы
Стали с интерметаллидным упрочнением
Х12Н20ТЗР (ЭИ696) 0,10 1,0 1,0 0,020 0,035 10,0—12,5 18—21 2,6—3,2Т1 До 0.8А1 0,008- 0,020В Высоконагружен- ные детали турбин, работающие при тем- пературе 700° С (ди- ски, кольца, лопатки)
(ЭИ696А) 0,10 1,0 1,0 0,020 0,030 10,0—12,5 18—21 2,3—2.8Т1 До 0.5А1 0,008В То же, но соединяе- мые с помощью свар- ки
Х12Н22ТЗМР (ЭПЗЗ) 0,10 0,60 0,60 0,010 0,020 10,0—12,5 21—25 2,6—3,211 До 0.8А1 1,0—1,6Мо До 0,02В Турбинные диски, диски компрессоров, кольцевые детали корпусов турбин, со- единительные коль- ца, рабочие лопатки турбины и компрес- соры с рабочей тем- пературой до 750° С
0Х14Н28ВЗТЮР (ЭИ786) 0,08 0,60 0,60 0,10 0,020 12,0—16,0 26—29 2,0— 4,ОМ 2,4—3,2Т1 0,5- 1,2А1 До 0,03В Высоконагружен- ные детали турбин с рабочей температу- рой 750° С
содержащие примерно 0,3—0,4% С (табл. 1). Речь идет об
упрочнении твердого раствора не только карбидами хрома, но
также комплексными карбидами типа [Ме', Ме"]3С2в и карбидами
титана и ниобия (тантала) (Т1С, МЬС, ТаС).
Наиболее жаропрочными из числа аустенитных сталей яв-
ляются стали с интерметаллидным упрочнением, содержащие
довольно большие количества титана и алюминия вместе или по-
Рис. 1. Сравнительные данные о развитии жаропрочных
сплавов в СССР за 20 лет:
а — для рабочих лопаток; б — для турбинных дисков
рознь (до 2—3% каждого, табл. 1). Как известно, упрочнение
у-твердого раствора в данном случае происходит за счет выделения
интерметаллидов типа №3Т1, Ы13А1.
Наконец, максимальной жаропрочностью обладают жаропроч-
ные сплавы на никелевой основе, так называемые нимоники,
а также сплавы на кобальтовой основе (табл. 2).
О том, каких успехов достигли металлурги и металловеды
в области повышения жаропрочности аустенитных сталей и спла-
вов за последние пятнадцать—двадцать лет, свидетельствует гра-
фик на рис. 1, заимствованный у Ф. Ф. Химушина [26]. Как
видим, рабочую температуру лопаток газотурбинных авиацион-
ных двигателей удалось поднять от 650 до 950° С, а температуру
12
турбинных дисков от 500 до 800° С. Если раньше тысячечасовая
длительная прочность, соответствующая 20 кГ/мм2, достигалась
лишь при температуре не выше 580—600° С, то теперь она обеспе-
чивается при температуре более 800° С.
В связи с успехами в области создания новых жаропрочных
сплавов на основе молибдена и других тугоплавких металлов,
нередко высказываются соображения о том, будто железо-нике-
левые и никелевые сплавы уже исчерпали себя. Такой вывод нам
кажется преждевременным. Комплексное легирование сплавов на
никелевой и кобальтовой основах в сочетании с дальнейшим со-
вершенствованием технологии их производства и термической
обработки несомненно позволит добиться дальнейшего повышения
их жаропрочности.
В частности, использование бора в качестве легирующего
элемента позволяет заметно повысить жаропрочность даже обыч-
ных аустенитных сталей типа 18-8. Этот эффект влияния бора
проявляется также и 'на более легированных аустенитных сталях
[35, 37], а в отдельных случаях и на никелевых сплавах (табл. 3).
Автор считает, что весьма ценной особенностью аустенитно-борид-
ных сталей, т. е. сталей с боридным упрочнением, является сочета-
ние требуемой жаропрочности с высокой длительной пластич-
ностью (табл. 3).
До сих пор мы говорили о деформируемых аустенитных жаро-
прочных сталях и сплавах. Между тем и в авиации, и в других
отраслях промышленности находят довольно широкое применение
литейные жаропрочные сплавы, которые в ряде случаев значи-
тельно превосходят по жаропрочности катаный металл [161. Дан-
ные о некоторых наиболее типичных литейных аустенитных жаро-
прочных сплавах приведены в табл. 4. Литейные сплавы уступают
деформируемым по показателям пластичности, что, в частности,
сильно затрудняет их сварку плавлением.
По показателям жаропрочности, по технологическим свойствам
советские жаропрочные стали и сплавы не уступают зарубеж-
ным. Краткие сведения о наиболее типичных американских и ан-
глийских жаропрочных аустенитных сталях и сплавах приведены
в табл. 5.
Следует сказать несколько слов о перспективах замены никеля
марганцем и азотом в жаропрочных сталях и сплавах, в связи
с необходимостью экономии никеля. Над этой проблемой рабо-
тают и в СССР, и за границей. Некоторые сведения о хромомарган-
цевых аустенитных жаропрочных сталях и сплавах приведены
в табл. 6. По данным, имеющимся у автора, положительные ре-
зультаты даст замена никеля марганцем в сочетании с бором,
вводимым в сталь в качестве легирующего элемента. Весьма пер-
спективной, с точки зрения сварочной техники, является не только
полная, но и частичная замена никеля марганцем. В качестве
аустенитизатора марганец действует вдвое слабее никеля. Это
Химический состав в % и примерное назначение
Марка сплава с Мп 51 5 1 р Сг
1 [е более
ХН38ВТ (ЭИ703) 0,06—0,12 0,7 0,8 ( 0,020 Сплавы 0,030 на железо 20—23
ХН35ВМТ (ЭИ692) 0,12 1,0 0,6 0,020 0,030 14--16
ХН35ВТ (ЭИ612) 0,12 1,0—2,0 0,6 0,020 0,030 14—16
ХН35ВТР (ЭИ725) 0,10 1,0 0,6 0,020 0,030 14-16
ХН35ВТЮ (ЭИ787) 0,08 0,6 0,6 0,020 0,030 14—16
ЭП105 0,1 0,6 0,6 — — 12-15
ЭП150 0,1 0,7 0,8 0,020 0,025 15- -17
ХН60Ю (ЭИ559А) 0,10 0,30 0,80 0,020 Спл 0,020 авы на ни 15—18
аустенитных жаропрочных и жаростойких сплавов
Другие элементы Назначение
никелевой основе
35—39 2,8 —3,5 0,7— 1,2 До 0,50 Л1 Листовые детали, рабо- тающие при температуре 600—950° С
32—36 2,3—3,0 1,1 — 1,5 До 0,020В и 0,025Се 2,0—3,0Мо Крепежные детали, ло- патки стационарных тур- бин, работающие при тем- пературе 650—700° С
34 -38 2,8—3,5 1,1- 1,5 — Лопатки стационарных газовых турбин, диски, ро- торы, крепежные детали, работающие при темпера- туре 650—700° С
35 38 4,0—5,0 1,1 — 1,5 До 0,005В и 0,025Се Корпусы турбин высоко- го давления и другие тол- столистовьгс узлы мощ- ных стационарных газовых турбин с рабочей темпера- турой 750—800° С
33-37 2,8 - 3,5 2,4— 3,2 0,7--1,4Л1 До 0,020В Диски и лопатки турбин и компрессоров
33-37 2,0— 2,6 3,0—3,8Мо 2,4 --3.2А1 До 0,015В и 0,1 Се Рабочие лопатки и диски турбин, работающие при температурах до 800° С
34—38 0,7- 1,1 2,0—2,8Мо 0,9—1,ЗКЬ 0,9—1 ,ЗЛ1 До 0,02Се и 0,004В Детали турбин
келевой основе
55—58 2,6—3,5А1 До 0,10Ва до О.ООЗСе Листовые детали турбин, работающие при умеренных напряжениях, нагрева- тельные элементы сопро- тивления до 1100°С
Марка сплава С Мп 81 8 р
н е более Сг
ХН77ТЮ (ЭИ437Л) 0,06 0,40 0,60 0,007 0,015 19—22
ХН77ТЮР (ЭИ437Б) 0,06 0,40 0,60 0,007 0,015 19 -22
ХН67ВМТЮ (ЭИ445р) 0,08 0,50 0,60 0,010 0,015 17—20
ХН70МВТЮБ (ЭИ598) 0,12 0,50 0,60 0,010 0,015 16—19
ХН80ТБЮ (ЭИ607) 0,08 1,0 0,80 0,020 0,020 15 — 18
ХН70ВМТЮ (ЭИ765) 0,10—0,16; 0,50 0,60 0,020 0,020 14—18
ХН70ВМТЮ (ЭИ617) 0,12 0,50 0,60 0,010 0,015 13—18
ХН78Т (ЭИ435) 0,12 0,70 0,80 0,15 0,020 19—2^
ХН70Ю (ЭИ652) 0,10 0,30 0,80 0,020 0,020 26—2е
ХН60В (ЭИ868) 0,10 0,50 0,8 0,013 0,013 23,5-
26,5
XV Т1 Дру1 ие элементы Назначение
Основа — 2,3—2,7 0,55—0,95А1 До 4,0Ее и 0,01Се Диски и лопатки турбин с рабочей температурой 750а С. Сварные узлы, сва- рочная проволока
» — 2,3—2,7 0,55—0,95А1 До 4,0Ре, 0,01В и 0,01 Се То же, кроме сварочной проволоки
» 4—5 2,2-2,8 1,0- 1,5А1 4- 5Мо До 4,0Ее, 0,01В и 0,01Се Лопатки турбин, рабо- тающие при температуре 750—800° С
» 2,0—3,5 1,2- 2,8 1,0— 1,7А1 4,0—6,0Мо 0,5—1,3^ До 5,0Ре, 0,01В и 0,02Се Лопатки турбин, рабо- тающие при температуре 800—850° С
» 1,8—2,3 0,5—1,0Л1 1,0—1,5МЬ До ЗРе Лопатки, крепежные детали турбин, работающие при температуре 700° С
» 4—6 1,0—1,4 1,7—2,2 А1 3,0—5,0Мо До 3,0Ре и 0,01В Лопатки, крепежные де- тали турбин, работающие при температуре 700—750° С
» 5—7 1,8—2,3 1,7—2.3А1 2,0—4,0Мо 0,10—0,50У До 5,0Р'е, 0,02В и 0,02Се Лопатки турбин, рабо- тающие при температуре 700—850° С
» — 0,15-0,35 До 0.15А1 б.ОРе Детали газопроводных систем, аппаратура, листо- вые детали, турбин с рабо- чей температурой 1100° С
» 2,6—3,5А1 До 1,0Ре, 0,1 ОВа и 0,03Се Листовые детали, газо- проводы, работающие при умеренных напряжениях при температуре 850— 1100°С
ДА $ 1 0,3-0,7 \ X \ До 0,5А1 и 4,0Рс Листовые детали турбин с рабочей температурой 800—1000° С. Сварочная проволока
оо
Влияние бора на жаропрочность и длительную пластичность
аустенитных сталей и сплавов
Гиблина 3
Марка стали Содержание бора г % Температура пспытави й в °С Нал р яжение в кГ/мм2 Время до разрушения в ч 6 в % Ф в %
1Х18Ш1Б - 650 17 900 9,7 —
.'6 1500 3,0 __
1Х18Н11БР1 0,63 25 881 23,8 32,7
650 22 1720 18,1 22,4
18 4698 * — —
IX181111Б 700 10 1400 6,0
8 2600 4,7 -
1Х18Н11БР1 0,63 700 19 905 13,2 56,6
17 2763 22,3 35,7
Х15Н24В4Т2 (ЭИ 164) 650 32 401 4,8 13,1
30 2532 0,59 7,1
Х15Н24В4Т2Р1 0,70 650 32 1527 10,2 44,7
(ЭП467) 30 3335 0,6 26,3
Х15Н24В4Т2 700 22 1403 8.9 14,6
Х15Н24В4Т2Р1 0,70 700 22 1251 17,3 41,7
ХН77ТЗЮ** — 800 29 3 3,5 8,2
ХН77ТЗЮР1 ** 0,45 800 29 28 8,0
ХН65ВМТЮ** ХН65ВМТЮР1 ** 0,51 800 900 71 (а8) 73 (0в) 68,0 (<ТГ) 60,6 (ог) 2.0 5,6 4,2 6,7
* Образцы не разрушились. ** Литой сплав-
Химический состав в % и примерное назначен
Марка стали (сплава) С Ми ' 51 I. 8 | Р Не более Сг
С
1Х18Н9ТЛ Х25Н13ТЛ Не более 0,12 0,14—0,20 До 2,0 1,0— 1,5 До 0,8 » 0,6 0,030 0,035 17,0- 20,0 23,5- 26,5
ЛАЛ Не более 0,16 До 0,7 » 0,55 0,020 0,025 14—1
ЦЖ-15 0,08-0,12 1 ,Р- 1,5 0,4—0,6 0,025 0,030 15,0- 16,5
ЭИ-402МЛ Не более 0,12 3,5— 4,5 До 0,6 — 16,0- 18,0
ЛА-3 0.12— 0,18 До 1,0 » 0,55 0,020 0,025 ] 3,0- 15,0
ЛА-6 0,11-0,15 0,5 1,0 » 0,55 0,020 0,025 13,0- 15,0
ВЛ7-20 0,12 - 0,20 До 0,6 » 0,06 0,035 0,035 16,0- 20,0
22-11-2,5 0,1—0,25 0,6— 1,2 0,6- -1,5 0,040 0,045 20,0- 23,0
Х25Н20С2Л (25-20Л) Не более 0,18 0,7— 1,5 0,8—2,0 0,0.30 0,035 22,0- 26,0 С/
ВЖ36-Л2 Не более 0,06 До 0,5 До 0,5 0,007 0,015 19,0 22,0
ВЛ7-45У ' 0,1-0,2 До 0,7 » 0,55 0,035 0,035 19,5 - 20,5
ВЖ36-ЛЗ Не более 0,08 До 0,15 » 0,5 0,01 0,01 15,0- 18,0
литейных жаропрочных аустенитных сталей и сплавов
XV Т1 Другие элементы Назначен не
ли
8,0— 11,0 — 0,8 — Детали и сварные узлы с ра- бочей температурой до 650° С
12,0— 14,0 0,10— 0,18 0,10—0,16Ы Литые детали газовых тур- бин для работы при высоких температурах в окислительных средах с малым и средним со- держанием сернистых газов
14,0 — 16,0 0,8—1,2 0,15— 0,35 1,8—2,2Мо 2,8—3,2Со Отливки цилиндров турбин, работающих длительно при температуре до 650°С
8,0— 10,0 3,0—4,0 — ЫЬ = % Сх 8 До 1,2 Элементы энергетических установок работающих при температуре до 700° С
9,5— 11,0 0,9—1,2Мо \Ь =- %С Х8 До 1,0 Литые детали паровых и га- зовых турбин, предназначен- ные для работы при темпера- туре до 650° С
13,0 - 15,0 1,3- 1,8 0,1—0,3 1,8—2,2Мо 0,4—0,6У 0,3—0,5516 Литые детали турбин и ар- матуры, предназначенные для длительной работы при темпе- ратуре 600° С
13,0 - 15,0 1,25 — 1,65 — 1,7—2,1 Мо ЛЬ=--% С (84-10) До 1,2 То же, но рабочая темпера- тура 600—650° С
20,0— 24,0 5,0 7,0 2- ЗМо До 0,05В Литые приварные лопатки ротора и сопла
10,5— 12,5 2,4—3,0 Ло 0,2 До 0,25Мо и ОДУ Литые сопловые лопатки РД и ТВД
17-21 Сопловые венцы турбоком- прессоров и газовых турбин; детали нагревательных устройств
вы
Основа 2,3—2,7 3,5 —4,0Л1 До 1,51-е 0,3В 0,01 Се Литые сопловые лопатки РД и другие детали, работающие при температуре до 900° С
45—47 7,5- 8,5 - - 0,03- 0,08В Литые сопловые лопатки не- напряженных газотурбинных двигателей
32—35 4,5—5,0 2,6- 3,2 1,7—2,1А1 До 0,05В, 0,01Се Цельнолитые крыльчатки для судовых установок
Марка стали (сплава) С Мп 81 8 Р Сг
Не б олсе
ВЖ36-Л1 I 1е более 0,08 До 0,5 До 0,6 0,01 0,01 10,0- 12,0
ЖС-3 (ЭИ618) 0,11 0,16 » 0,6 » 0,6 0,009 0,015 14,0— 18,0
Химический состав в % и примерное назначение некоторых
.Марка стали пли сплава С Мп 81 С г Мо
Стали и сплавы с кар
19-9\У-Мо 0,10 0,50 0,60 19,0 9,0 0,40
Эра НК6\У (литой) 0,20 0,50 1,50 22,0 13,0 - •
15-15М 0,10 — — 15,5 15,0 1,5
Р. V. 8 0,42 0,70 1,50 14,0 14,0 —
326 0,25 3,0 0,80 16,0 18,5 2,5
8588 0,46 1,20 0,80 18,5 20,0 4,0
16-25-6 0,08 1,35 0,70 16,0 25,0 6,0
Рефракталой В 0,07 — — 25,0 30,0 8,0
Мультиалой 0,25 1,60 1,0 20,5 46,5 2,7
НХ 0,50 <2 <2,50 17,0 66,0
У36 0,27 0,80 0,60 25,0 20,0 4*0
Нимоник В8 <0,15 0,90— 2,0— 17,0 - 36,0 - —
1,30 2,50 19,0 39,0
Стали и сплавы с интер
А-286 0,09 1,35 0,50 15,0 25,0 1,25
м XV Т1 Другие элементы Назначение
Основа 7,0—9,0 0,4 0,6 3,7—4,5Мо 4,8—5,2Л1 0,7 — 1, IV До 1,5Ее 0,01 Се 0,10В Лопатки соплового аппа- рата
» 4,5—6,5 1,6 —2,3 3,0—4,5Мо 1,6—2.2А1 До 0,ЗУ 8,0Ре 0.02 В То же
Таблица 5
аропрочиых аустенитных сталей и сплавов, выпускаемых в США и Англии
XV Т1 А1 1 МЬ : Другие элементы Назначение
1дным упрочнением
1,3 | 0,40 — 0,44 — | Элементы сварных де- талей газовых турбин
3,0 1 - — • - — Направляющие лопатки соплового аппарата
1,5 — — 1,10 0,1014 Трубы и другие детали пароперегревателей
2,6 — • — — Кольцевые детали газо- вых турбин
— — -- 1,75 7,0Со Детали газовых и паро- вых турбин
4,0 — - — 4,0 — /Детали газовых турбин
- ... 0,15К Детали реактивных дви- гателей и газовых турбин, турбокомпрессора, ротора и лопатки
— — — Детали газовых турбин, лопатки
3,5 1,2 — 2,9 З.ОСо Окалиностойкие эле- менты газовых турбин с рабочей температурой до 1100° С
— — — — — Детали газовых турбин
2,0 • — — 2,0 44Со, Гс»С.З » » »
'таллид> чым упроч нением » » »
2,0 — 0,37 Детали газовых турбин, корпусы турбин, силовые детали форсажных камер, лопатки и диски газовых турбин и компрессоров
Марка стали или сплава с Мп 81 Сг ЬН Мо
056 0,05 13,0 23,0 2,80
У-57 0,08 0,25 0,55 15,0 25,0 1,25
Ред Фокс 33 0,10 0,70 0,80 20,0 30,0
Инкалой 901 0,05 0,5 0,35 13,0 40,0 6,0
Рене 41 0,12 — — 19,0 Основа 10,0
Юдимет 500 0,08 <0,75 <0,75 19,0 » 4,0
Юнитемп АР-1753 0,24 0,05 0,10 16,25 1,6
ДСМ <0,08 <0,10 <0,15 14,0— 16,0 » 4,5— 6,0
Нимоник 80А <0,1 <1,0 <1,0 18,0 - 21,0 » —
Нимоник 90 <0,1 <1,0 <1,5 С 18,0 — 21,0 тали и сп » лавы с ин перметал
ВаВ (литой) 0,08 - — 15,0 45,0 5,0
Юдимет 700 0,15 -- — 13,0— 17,0 Основа 4,5— 5,75
(ЗЕ-В-129 (литой) 0,06 0,40 0,40 5,0 65,0 15,0
1-1360 (литой) 0,10 — — 10,0 70,5 5,0
М-204 0,07 — 18,5 24,5 —
Иллиум И 0,20 0,90 0,40 27,0 — 4,5
5-816-В (литой) 0,40 1,0 0,40 20,0 20,0 4,0
МЬ-1700 (литой) 0,20 — — 25,0 — —
НЕ-1049 (литой) 0,40 0,8 0,8 26,0 10,0 <1,0
Р-484 (литой) 0,40 1,0 0,40 25,0 5,0 4,0
XV Т( А1 кь Другие элементы Назначение
1,8 0,2 0,4 0,4Та Диски турбин
— 3,0 0,25 — О.ЗУ 0,0075В Диски и корпусы турбин, детали форсажных камер
— 1,5 0,20 — — Детали газовых турбин
— 2,5 0,2 — 0,01—0,05В Турбинные диски реак- тивных двигателей
— 3,0 1,52 — П.ЗСо До 1Ре 0,005В Корпусы компрессоров и диски турбин реактив- ных двигателей
— 2,9 2,9 — До 4Ре 0,062г 19,5Со Лопатки турбины двига- теля
8,4 3,2 1,9 7,2Со 9,5Ре 0,008В 0,062г Роторы турбин, листовые детали
— 3,35 3,65 4,4— 4,8 — 4-—6Ее 0,07—0,09В Детали турбин с рабочей температурой 980° С
1,8— 2,7 0,5— 1,8 До 2,0Со 5,0Ее Лопатки газовых тур- бин, применяемые для ра- боты при постоянно повы- шающихся температурах
идно-бор 1,8— 3,0 идным ущ 0,8— 2,0 зочнени ем 15,0—21,0Со До 5,0Ре То же и сопловые ло- патки литые и пустотелые из листа
— 2,5 3,0 — ЗО.ОСо 0,5В Лопатки соплового ап- парата
— 3,0 4,0 3,75 4,75 — 17—20Со До 1 Ре 0,10В Лопатки турбины дви- гателя 1-75
— — 6,0 2,0 4,0Ре 0,5В Сопловые лопатки
— — 6,0 2,0 4,5Ре 0,3В Лопатки соплового ап- парата
12,0 — — 1,2 40,5Со 1,6Ре 0,22В Опытный
1,0 '—- — — 65Со 0,22В Сопловые лопатки
4,0 —• — 4,0 3,0Ре Основа — кобальт 1,0В Рабочие, и сопловые ло- патки газовых турбин
15,0 — — — Основа — кобальт 0,4В То же
15,0 — — — Основа — кобальт До З.ОГс 0,4В Топливные насосы тур- бинных двигателей и диа- фрагмы сопел
4,0 4,0 Основа — кобальт 2,0Ре 1,0В Литые лопатки газовых турбин повышенной жаро- стойкости и прочности
Химический состав в % и примерное назначение хромомарганцевых жаропрочных аустенитных сталей
Марка стали С Мп 81 Сг № М о IV хь т, V к Назначение
ЭИ388 0,38—0,47 6,0-8,0 0,9—1,4 11,0—16,0 6,0-8,0 0,65—0,95 - 1.5-1.9 -- Лопатки газовых турбин, детали газовых турбин до 800° С
ЭИ481 ЭИ590 0,34—0,40 0,34- 0,42 7,5-9,5 7,0-10,0 0,3—0,8 <0.7 11,5-13,5 11,5-14,5 7,0—9,0 5,5—6,5 1,1-1.4 8-3,4 0.25—0,45 1,0—1,4 1,25-1,55 1,55-1,80 Диски газовых турбин, лопатки, бандажные коль- ца и другие де- тали газотурбин- ных установок
ЭИ734 0,34—0.40 7,0-9,0 0,3-0,8 11,5- -13,5 4,5-6,5 1,1-1,4 - • — 1,3-1,6 — 0,008 Диски газовых турбин (замени- тель ЭИ481)
^9-4-а (США) 0,55 8,5 0,15 20,5 3,5 0,1 Клапаны паро- вых турбин, детали газовых турбин до 880° С
0-192 (США) 0,60 8,5 0,55 22,0 0.35 Детали, рабо- тающие при по- вышенных тем- пературах, заме- нитель никель- содержащих сталей
А1--183 (США) 0,30 18,0 0,30 12,5 — 3,0 — 0,8 0,2 - То же
АГ-71 (США) 0,25—0,30(17,0-19,0 0,5 12,0-13,0 — 2,5—3,25 — 0,7-0,9 0,15-0,22 0,15-0,25
АКМ-1 (ЧССР) 0,08— 0,15.17,0—10,0 0,8 7,0-8,0 — — — - 1-С—0,8 — —
Л КМ-2 (ЧССР) 0,08—0,15(17,0—19,0 0,9 10,0-11,0 — — — 0,5—0,7 —
ЭП537 <0,08 28,0-32 <0,7 12,5—14,5 1,0—2,0 — — — 0.25-0,50 Сварочная про- волока
ЭП244 <0,1 30,0-33,0 <0,65 9,0—11,0 <0,6 — — — — — — То же
Химический состав в % и механические свойства дисперсионно-твердеющих аустенитных сталей
Марка стали с 51 Мп Ст К1 А1 Мо 8 Р Механи- ческие свойства 1 Термическая обработка
Не более Не >олее а о" Од в кГ/мм2 О'- Л О
Х17Н7Ю (ЭИ973, СН-1) 0,09 0,8 0,8 16,0— 18,0 6,5- 7,5 0,8— 1,8 — 0,025 0,035 144 149 12 Нормализация с 1050° С, от- пуск при 760° С—1,5 ч, воздух, отпуск при 500° С — 1 ч
Х15Н9Ю (ЭИ904, СН-2) 0,09 0,8 0,8 14,0 - 16,0 7,0 9,4 0,7— 1,3 — 0,025 0,035 105 130 — Нормализация с 900—950° С, обработка холодом при —70° С, отпуск при 500° С — 1ч
Х17Н5МЗ (ЭИ925, СН-3) 0,06— 0,10 0,7 0,7 16,0— 17,5 4,5— 5,5 — 3,0 3,5 0,020 0,035 90 120 10 Нормализация с 950° С, об- работка холодом при —70° С — 2 ч, отпуск при 450° С — 1 ч
Х15Н7М2Ю (ЭП35, СН-4) 0,05— 0,10 0,7 0,7 14,2- 15,2 7,0— 8,5 1,2— 1,8 1,6 2,4 0,020 0,030 130 150 — Нормализация с 950° С, об- работка холодом при —70° С — 2 ч, отпуск при 500° С — 1ч
’ М. Ф. Алексеенко. Структура и свойства теплостойких конструкционных и нержавеющих сталей. Оборон-
ена, 19|>2.
значит, что снижение содержания никеля на 1 % должно быть ком-
пенсировано введением в сталь или сплав примерно 2% марганца.
В заключение этого раздела кратко остановимся на особом
классе жаропрочных хромоникелевых сталей, так называемых
дисперсионно-твердеющих, приобретающих требуемые свойства
в результате сложной термической обработки, сочетающейся
с пластической деформацией при низких температурах (табл. 7).
Стали эти используются главным образом в летательных аппара-
тах, поэтому они должны обладать наиболее высоким соотноше-
нием прочности и веса. Работают они при относительно невысоких
температурах (например, при 500° С), развивающихся на поверх-
ности летательных аппаратов при сверхзвуковых скоростях полета.
Области применения тех или иных жаропрочных сталей и
сплавов, из числа рассмотренных выше, приведены в соответ-
ствующих колонках таблиц и поэтому отдельно рассматриваться
не будут.
2. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА
В противоположность обыкновенным углеродистым и легиро-
ванным сталям, аустенитные стали и сплавы при быстром охлажде-
нии от высоких температур приобретают наименьшую твердость,
т. е. не закаливаются. Поэтому применительно к указанным мате-
риалам термин закалка означает не повышение, а, наоборот,
снижение твердости вследствие фиксации аустенитной структуры
12, 3, 9, 10, 12, 14 и др.].
Тройная диаграмма состояния для сплавов Ре—Сг—М1
(рис. 2) показывает, что в зависимости от содержания хрома и
никеля сталь может иметь аустенитную или аустепитпо-ферритпую
структуру. После выдержки в интервале температур 650—800° С
в хромоникелевых сталях появляется хрупкая структурная со-
ставляющая, так называемая ст-фаза. В сталях, легированных
молибденом, обнаруживают %-фазу.
Хромоникелевые аустенитные стали можно условно разделить
на две основные группы: стали с соотношением хрома и никеля
более единицы и с соотношением менее единицы. К первой группе
относятся широко распространенные стали типа 18-8, 25-12,
25-20, ко второй группе — стали типа 15-15, 15-26, 15-35.
Согласно диаграммам па рис. 2 и 3 сплавы 18% Сг—8% №—
74 % Ре при 0,1 % С должны иметь аустенитную структуру. На прак-
тике стали типа 18-8 всегда имеют различные примеси, оказыва-
ющие большое влияние на их структуру. Ю. А. Пехендзи еще
30 лет назад показал, что сталь 18-8 при 0,07% С в массивных
отливках имеет не аустенитное строение, как обычно считают,
а аустепитпо-ферритпое. Установлено, что чистая сталь 18-8,
выплавленная в вакууме и содержащая менее 0,001 % М, даже
после закалки имеет ферритную, а не аустенитную структуру.
28
Однако такого же состава сталь, но выплавленная в условиях
поглощения азота, имеет чисто аустенитную структуру. Это
обстоятельство показывает, что тройная диаграмма сплавов
Ре—Сг—Ы1 только в первом приближении характеризует истин-
ное структурное состояние технических хромоникелевых аусте-
нитных сталей типа 18-8. Что касается сталей с более высоким
содержанием хрома и никеля, относящихся к этой же группе
8) М. вес.%
Рис. 2. Тройная диаграмма состояния для сплавов Ре—Сг—№ с 0,1% С:
а — близ точки затвердевания; б — в интервале температур 900 —1300° С (максимальное
количество у-фазы); в — при 650° С; г — после быстрого охлаждения от температур
900 —1300° С; А м и Л$ — аустенит метастабильпый и стабильный; и Л — феррит
первичный и вторичный; С — карбиды; Р — перлит
^-^->1^, например типа 25-20, то они без дополнительного
легирования имеют после закалки однофазное, чисто аустенитное
строение. О таких сталях говорят, что они стабилыюаустенитны
или имеют большой запас аустенитности. Сказанное полностью
относится и к сталям второй группы 1-^- <1 )•
Псевдобинарпая диаграмма состояний Ее—Сг — №—С для
разреза, соответствующего 18% Сг—8% №, приведенная на
рис. 3, а—в, дает представление о свойствах и строении сталей
типа 18-8. Характерным для этой диаграммы является перемеще-
ние влево критических точек. Точке Е отвечает концентрация
углерода 0,5% вместо 1,7% для диаграммы состояния железо-
углерод, а эвтектической точке С — соответственно 0,7% вместо
4,5%. Стали типа 18-8 с 0,5—0,7% С являются уже аустенитно-
карбидными сталями и даже до эвтектическими и заэвтектиче-
Рис. 3. Псевдобинарная диаграмма состояния Ге—Сг—.ХЦ—С:
Содержание углерода
г)
а —для разреза 18% Сг — 8% ГЧ1 (до 1,0% С); б — то же, для сплавов, содержащих
до 0,4% С; в — псевдобпнарный разрез системы Ре — Сг — XI для сплавов с неизменной
концентрацией хрома и железа; г — диаграмма состояния системы ре — С; д — диаграмма
состояния с перитектикой (по А. А. Бочвару)
скими чугунами. Другой особенностью рассматриваемой диаграммы
является повышение температуры эвтектической точки С до
1420° С против 1130° С для сплавов, не содержащих Сг и ГД
(рис. 3, г).
Рассмотрим поведение стали 18-8 с 0,1% С при медленном за-
твердевании и охлаждении (линия I—I на рис. 3, б). По достижении
температуры, отвечающей точке 1 на линии ликвидуса, из рас-
плава начинают выпадать кристаллики первичного хромоникеле-
вого феррита, имеющие сбъемноцептрировапную решетку б-железа.
По мере дальнейшего охлаждения, в точке 2 наряду с кристал-
ликами б-Ре начинают выпадать кристаллики хромоникелевого
аустенита, имеющие гранецентрированную решетку у-железа.
В совместной кристаллизации двух фаз б и у заключается спе-
цифическая особенность кристаллизации сплавов Ре—Сг—№.
По достижении точки 3 на линии солидуса весь расплав затвер-
девает, происходит превращение 6 •-> у, и сталь приобретает
аустенитную структуру. При температуре, приблизительно равной
900° С (точка 4), в условиях медленного охлаждения из аустенита
преимущественно по границам зерен начнется выпадение карби-
дов. Линия Е—О отвечает пределу растворимости карбида в аусте-
ните. Дальнейшее медленное охлаждение и продолжающееся
выпадение карбидов из твердого раствора приводит к снижению
стабильности аустенита и образованию вторичного феррита (по
схеме у -> а, точка 5). Линия О—К характеризует температурно-
концентрационные условия начала этого процесса. Ниже ли-
нии О—К сталь 18-8 при медленном охлаждении имеет структуру
аустенита со вторичными карбидами и вторичным ферритом по
границам зерен. Следовательно, в сталях типа 18-8 выпадение кар-
бидов и превращение у а сосредоточивается главным образом
по границам зерен; собственно зерна сохраняют аустенитное строе-
ние. Наличие карбидов и вторичного феррита на границах зерен
аустенита заметно упрочняет сталь.
Наклеп (холодная деформация) значительно усиливает превра-
щение у -> а в стали типа 18-8. Выпадение карбидов и вторичного
феррита в наклепанной стали происходит не только по границам
зерен, но и внутри зерен по линиям сдвига, причем интенсивность
этого процесса резко возрастает по мере снижения температуры,
при которой происходит деформация.
' На примере стали типа 18-8, содержащей (в %) 0,06 С; 0,98 81;
0,ЗЗМп; 0,006 8; 0,011Р; 17,18Сг; 7,88№, показано, что превраще-
ние у -> а (при отсутствии наклепа) не происходит при нагреве
стали в области температур 400—800° С. Образование вторичного
феррита наблюдается только в процессе охлаждения от этих тем-
ператур; начинается оно при 300° С и продолжается при комнатной
температуре (рис. 4). В стабильноаустеиитных сталях в процессе
охлаждения также могут выпадать карбиды, но превращение
у — а не происходит. Его не удается вызвать даже после холодной
деформации в условиях глубокого холода. Е. И. Астров показал,
что в холоднодеформированной катаной стали типа 18-8
нагрев при 400—900° С вызывает превращение а -> у. В литых
сталях аустенитизация аналогичного состава нс наблюдается.
Из сказанного следует, что чем выше содержание углерода
в стали, тем выше должна быть температура закалки для фиксации
аустенитной структуры. Для стали 18-8, содержащей 0,1% С,
достаточен нагрев до 1000° С для обратного перехода карбидов
в твердый раствор. Для стали 18-8 с 0,3% С нужен нагрев не
менее, чем до 1200° С. Уместно напомнить, что для обычных угле-
родистых сталей с повышением содержания углерода возможно
снижение температуры закалки.
Если сталь 18-8 содержит 0,02—0,03 С, выпадение карбидов
не происходит и сталь целиком сохраняет аустенитное строение.
В такой стали в условиях отрицательных температур может про-
изойти мартенситное превращение.
Рис. 4. Превращения а -> у и у -> а при нагреве и охлажде-
нии аустенитной стали типа 18-8
Характерной особенностью многих аустенитных сталей яв-
ляется отсутствие мартенситного превращения. Так, по литера-
турным данным в стали типа 18-8 с 0,13% С превращение А -> М
не было обнаружено при охлаждении до —180° С. В стали
с 20% Сг, 8,95% № и 0,057% С мартенситное превращение не на-
ступает даже при 4° К, т. е. почти при абсолютном нуле, а в аусте-
нитной стали, содержащей 18% Сг, 8% Ы1, 3% Мо, 1% ЫЬ пре-
вращение А М происходит только при охлаждении ее до
—200° С. Если экстрагировать аустенит из этой стали анодным
травлением, то мартенситное превращение произойдет уже при
комнатной температуре. Сказанное объясняется тем, что в матрице,
т. е. в самой стали, каждое зерно аустенита сжато соседними зер^
нами и превращение А -+ М, связанное с увеличением объема,
затруднено.
Затруднительность или даже отсутствие мартенситного пре-
вращения во многих хромоникелевых аустенитных сталях при их
охлаждении, по-видимому, обусловлены действием не только ни-
келя, но и хрома. По данным И. И. Корнилова.и Р. С. Минц
введение М1 в сплавы Ее и Сг (5%) снижает температуру превра-
щения у -> а от 810° (начало) — 760° С (конец) при 0% № до
290° (начало) — 200° С (конец) при 10% Ы1. По данным Бастьена
и Дедье увеличение содержания № от 4 до 11% в сплавах Ее
с более высоким содержанием Сг (18%) снижает точку Аг3 еще
32
более интенсивно (от -г 200° до —200° С). Следовательно, повыше-
ние содержания Сг от 5 до 18% при равных концентрациях никеля
приводит к увеличению стабильности аустенита. Энгел и другие
исследователи показали, что в высоколегированных сталях ста-
билизаторами аустенита являются не только № и Сг, но также
другие примеси и легирующие элементы.
По данным Эйхельмана и Хэлла легирующие элементы по сте-
пени интенсивности их действия на стабилизацию аустенита в ста-
лях 18-8 можно расположить в следующий возрастающий ряд:
81, Мп, Сг, №, С, К. Если принять способность никеля стабилизи-
ровать аустенит за единицу, то эффективность действия указанных
элементов выразится следующими коэффициентами: 81 — 0,45;
Мп — 0,55; Сг — 0,68; С и К — 27.
Эти же исследователи предложили эмпирическую формулу для
определения температуры (в °С) начала мартенситного превраще-
ния М5 в хромоникелевых аустенитных сталях (химические сим-
волы отвечают процентному содержанию данного элемента в стали)
7145 = 33,3 (14,6 — Сг) + 48,9 (8,9 — №) + 26,6 (1,33 — Мп) +
+ 22,2 (0,47 — 81) + 1333,2 10,068 — (С + М)]. (1)
С помощью этой формулы нетрудно подсчитать, что даже срав-
нительно небольшое снижение содержания С в стали, а также
Сг и 141 может значительно повлиять на температуру начала
превращения А -> 714. Например, для обычной стали 18-8
с 0,06% С и 9% точка 7145 лежит в области отрицательных
температур (не выше —150° С), а для стали типа 17-7 с таким же
содержанием углерода мартенситное превращение наступит уже
при комнатной температуре. На этой особенности поведения хро-
моникелевого аустенита и построены так называемые дисперси-
онно-твердеющие аустенитные стали (см. табл. 7).
Следует отметить, что ферритное и мартенситное превращения
приводят к заметному упрочнению хромоникелевых аустенитных
сталей.
В связи с применением аустенитных сталей в атомной промыш-
ленности были проведены исследования влияния радиоактивного
излучения на стабильность структуры этих сталей. Установлено,
что под действием радиоактивного излучения оба процесса распада
аустенита (у а, Л /14) заметно ускоряются, особенно в сталях
типа 18-8, содержащих ниобий [4, 8, 40, 43]. С. Т. Конобеевский
и др. установили, что нейтронная бомбардировка не вызывает рас-
пада аустенита в стали 1Х18Н9Т, но прочность стали повышается,
а пластичность падает. Данные о влиянии нейтронного облучения
на механические свойства хромоникелевой аустенитной стали и
сплавов типа инконель приведены в табл. 8.
В хромоникелевых аустенитных жаропрочных сталях, допол-
нительно легированных алюминием и титаном, в результате
3 Г>. И. Медовар 1023 33
Таблица 8
Влияние нейтронного облучения на механические
свойства аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе
Материал и его состояние Интегральный поток нейтронов в нейтр ./см2 Температура облучения в °С ат в кГ/мм1 ,ягя7я ®Р 6 в %
1Х18Н9Т, закаленная с 1100’ С в воде 11ет 24,0 65,0 66,0
100- 1018 80 92,0 100,0 43,0
1Х18Н9Т, наклепанная про- каткой на 25% Нет — 61,0 78,0 22,6
70-1018 300 73,0 96,0 15,7
Х20Н14С2, закаленная с 1050° С в воде Нет 35,0 75,0 62,0
44-1018 80 74,0 89,0 40,0
Инконель (04Х16Н76) в со-
стоянии поставки Нет — — 106,1 * 2,0
4-10'» 40 — 120,9 * —
Нет — — 74,5 31,0
4 -101® 40 — 81,5 29,0
Инконель X (04Х 15Н73Т25БЮ):
в состоянии поставки , . . Нет — — 122,3 * 2,0
4-1019 40 — 142,7 * —
Нет — — 88,5 37,0
4-1019 40 — 93,5 23,0
два раза подвергнут старе-
нию Нет — 72,5 119,5 28,0
2- 1020 40 111,4 113,3 14,0
один раз подвергнут старе-
НИЮ Нет — 84,5 129,5 23,0
2- 1020 40 120,0 122,5 13,0
* Образцы с надрезом.
изотермического нагрева при температурах 700—850° С, наряду
с выпадением карбидов, происходит выделение из твердого рас-
твора так называемых интерметаллидных фаз, вызывающих значи-
тельное упрочнение стали.
Упрочнение аустенитных сталей достигается также введением
в их состав элементов, вызывающих дисперсионное твердение стали
(Си, А1, Т1, В, Ве, И, Р, С и др.).
Хотя строение сталей типа 18-8 считается достаточно изучен-
ным, новейшие исследования показали, что для получения пол-
ной картины структурного состояния этих сталей потребуется еще
произвести немало работ. Так, например, установлено, что в ста-
лях типа 18-8 с повышенным содержанием титана (до 3%) обра-
34
зуется неизвестная ранее хрупкая составляющая, отличающаяся
по своему строению от о-фазы и %-фазы. Неизвестная х-фаза най-
дена в стали 18-8 с высоким содержанием ниобия.
Даже в обычной стали типа 18-8, не имеющей дополнительного
легирования, американскими исследователями обнаружена но-
вая 0-фаза с гексагональной плотно упакованной кристаллической
решеткой, являющаяся промежуточной при превращении аусте-
нита во вторичный феррит а. Установлено, что превращение
у -> а идет с образованием промежуточной 0-фазы, т. е. по схеме
у -> 0 а.
Немецкие исследователи нашли после холодной деформации
фазу с гексагональной решеткой в стали типа 18-8 (0,01% С;
0,53% 81; 0,97% Мп; 17,72% Сг; 10,08% №; 0,03% Мо; 0,003% М).
Этой составляющей с гексагональной решеткой присвоили наиме-
нование эпсилон-фазы (е-фазы). Судя по параметрам решетки этой
фазы (а — 2,527 кХ\ с ~ 4,135 кХ), она представляет собой описан-
ную выше 0-фазу (а — 2,562 кХ; с = 4,060 кХ). Чем сильнее де-
формирована сталь, тем больше в ней 0 (е)-фазы.
Хромоникелевые стали типа 18-8 без дополнительного легиро-
вания другими примесями, наряду с ценными свойствами, харак-
терными для аустенитных сталей, обладают существенным недо-
статком — склонностью к межкристаллитной коррозии (после
воздействия так называемых критических или опасных темпера-
тур), возникающей в результате выпадения сложных карбидов
железа и хрома по границам кристаллов аустенита и обеднения
пограничных слоев аустенита хромом. Закалка, как уже указы-
валось, фиксирует аустенитное строение и этим самым предотвра-
щает опасность межкристаллитной коррозии. С помощью закалки
представляется возможным получить листовую катаную сталь
типа 18-8, которая в состоянии поставки обладает стойкостью
против межкристаллитной коррозии. При сварке такой стали опре-
деленные участки основного металла, расположенные по обе сто-
роны от шва, подвергаются более или менее длительному нагреву
в температурной области, ограниченной линиями ОК и СЕ. Здесь
тЛожст развиться межкристаллитная коррозия. Чтобы этого не
произошло, необходимо принять специальные меры — либо сни-
зить содержание углерода в стали до предела растворимости
в аустените при комнатной температуре, либо предотвратить обед-
нение аустенита хромом путем легирования стали элементами,
обладающими большим сродством к углероду, чем хром. С этой
целью стали типа 18-8 легируют дополнительно титаном или
ниобием с танталом. Оба эти элемента повышают прочность и жаро-
прочность стали.
Сверхнизкоуглеродистые стали типа 18-8 (табл. 9), содержа-
щие не более 0,02—0,03% С, сохраняют невосприимчивость к меж-
кристаллитной коррозии под воздействием критических темпера-
тур и могут быть сварены без затруднений [14]. Однако, судя
3* 35
Химический состав и примерное назначение св«
Название стали Марка стали Со;
с не более 8, Мп
Уранус 15 00Х18НН 0,02 0,5 0,8
Уранус 50 Т 00Х17Н13МЗД 0,02 0,5 0,8
Уранус 8 00Х18Н14С4 0,02 3,7 0,8
Уранус 81) 00Х17Н15С4МЗ 0,02 3,7 0,8
Уранус Вб 00Х20Н25М5Д2 0,02 0,8 1,0
Уранус В6-81 ООХ18Н25СЗМ4Д2 0,02 2,7 0,8
Уранус 65 00Х25Н20Б 0,03 Следы 0,4
1С1Ч472НЕ 00Х18АН10 0,03 0,5 1,0
1СМ164НЕ 00Х18АН13МЗ 0,03 0,5 1,0
1 По системе маркировки, принятой в СССР.
Таблица 9
низкоуглеродистых нержавеющих сталей (Франция)
жание элементов в % Примечание
1 с’ XI Мо Си хь
17,5 11,0 - — В азотной кислоте, серной с ингибиторами, растворах сульфатов, фосфатов, солях лимон- ной кислоты, морской воде и органических ки- слотах
17,0 13,0 2,5 1,5 — В серной кислоте
17,5 14,0 — — — В конструкциях с вы- сокой стойкостью про- тив коррозии под напря- жением, в кипящих азот- нокислых растворах
17,0 15,0 2,5 — — То же и в серной, со- ляной и органических кислотах
20,0 25,0 4,5 1,5 В 25%-ной плавико- вой кислоте при темпера- туре до 50° С, фосфор- ной и органических ки- слотах, хлоритах, пер- хлоратах, гипохлори- тах. Может быть исполь- зована в качестве тепло- устойчивой
18,0 25,0 3,8 1,5 . —• В конструкциях с вы- сокой стойкостью про- тив коррозии под напря- жением, горячих серно- кислых растворах
25,0 20,0 — — 0,20 В кипящей 65% -ной азотной кислоте
18,0 10,0 — 0.15К Могут быть использо- ваны как теплоустойчи- вые стали
17,5 12,5 2,8 - 0,15М То же
по литературным данным, сверхнизкоуглеродистые стали типа 18-8
не могут быть рекомендованы для применения при температурах
450—500° С вследствие их склонности к охрупчиванию (так на-
зываемая «475-градусная хрупкость»).
Титан и ниобий не только карбидообразователн, но
и ферритизаторы — они, как и хром, способствуют появлению
ферритной составляющей в стали. Находясь в у-твердом растворе,
хром стабилизирует аустенит; однако соответствующее увеличение
содержания хрома приводит к появлению а (б)-твердого раствора
хрома и никеля в железе.
Аналогичным образом действует алюминий, крем-
ний, молибден, вольфрам, ванадий.
Марганец, медь, кобальт, углерод, азот,
а также, как установлено автором совместно с Н. И. Пинчук,
и бор, наоборот, противодействуют влиянию этих примесей и,
совместно с никелем, обусловливают аустенитное строение
стали.
В зависимости от соотношения концентраций перечисленных
примесей аустенитные стали могут обладать аустенитной (рис. 5, а)
или аустенитпо-ферритной (рис. 5, б) микроструктурой. Так,
хромистая сталь с 23% С г (без никеля), но с 0,76% Ыпосле закалки
от 1250° С в жидком азоте имеет однофазную аустенитную струк-
туру [16].
Катаная двухфазная сталь обычно имеет строчечное строение
вследствие своеобразного полосчатого расположения второй
фазы — феррита, боридов и т. д. Такое полосчатое строение стали
обусловливает ее анизотропность, что затрудняет холодную пла-
стическую деформацию. На рис. 6 приведена микрофотография,
иллюстрирующая хрупкое разрушение аустенитно-ферритпой
стали типа 18-8 в результате холодной штамповки, а также аусте-
нитно-боридной стали.
Двухфазные стали часто имеют трехслойное строение, вызван-
ное неравномерным распределением феррита по сечению листа:
периферийные участки стали обычно беднее ферритом, чем цен-
тральная часть. Это обстоятельство, обусловленное неравномерным
распределением феррита в стальном слитке, необходимо учитывать
при всех видах испытаний аустенитных сталей.
Количество а (б)-фазы в сталях типа 18-8 обычно определяется
по приведенной ниже шкале завода «Запорожсталь».
Балл 0,5 1 2 3 4 5
. Количество а (ф- фазы в % 0 До 5 5—12 12—20 20—35 Более 35
Рис. 5. Микроструктура катаной стали (Х500):
а — аустенитная; б — аустепитно-ферритная; ’ в.“.ауст.внитно.-кар.бидная;
г — аустенитно-боридная
Рис. 6. Хрупкое разрушение двухфазных сталей вдоль строчек второй фазы:
а — аустепитпо-ферритная сталь (X 150): б — аустенитно-боридная сталь (Х70)
40
На рис. 7 приведены соответствующие эталонные микрофото-
графии для горячекатаной стали типа 18-8.
Ферритная составляющая затрудняет горячую механическую
обработку аустенитных сталей — ковку, прокатку, прошивку,
а также холодное волочение. Она, как указывалось, обусловли-
вает анизотропность катаной стали. В силу этого на практике
всегда стремятся получить однофазную чистоаустенитную сталь.
Рис. 7. Эталоны ЦНИИЧермета для оценки количества феррита в деформирован-
ных аустенитных сталях (ХЗОО).
Буквами а обозначен крупный и б — мелкий феррит (уменьшение
Шкала ЦНИИЧермета
Балл 1 2 3 4 5
Содержание а-фазы
(по площади) в % 3 6 12
С этой целью химический состав стали устанавливают таким обра-
зом, чтобы с помощью аустенитизаторов сбалансировать действие
ферритообразующих примесей. Поэтому соотношение содержаний
хрома и никеля в аустенитных сталях обычно не превышает 1,8
(не более 18% хрома при 10% никеля). В тех случаях, когда сталь
для придания ей специальных свойств дополнительно легируют
ниобием, титаном, молибденом, кремнием и другими ферритиза-
торами, содержание никеля обычно увеличивают от 8—10 до
12—14%.
В зависимости от состава и условий производства стали
типа 18-8 могут быть мелко- и крупнозернистыми и обладать боль-
Рис. 8. Сигматизация аустенитной стали типа 25-20 (Х300):
а — мелкозернистая; б — крупнозернистая (после 1050 ч нагрева при 800° С)
шей или меньшей склонностью к росту зерна. Мелкозернистые
стали менее подвержены коррозии и обладают более высокой стой-
костью против образования горячих околошовных трещин. Однако
они в большей степени подвержены сигматизации, чем крупно-
зернистые аустенитные стали 1201 (рис. 8).
Величина зерна аустенитной стали оказывает большое влияние
на ее жаропрочность. Раньше считали, что с увеличением размера
зерен жаропрочность стали всегда возрастает. В действитель-
ности этот вопрос оказался более сложным. При наличии в стали
или сплаве примесей легкоплавких элементов (свинца, олова,
сурьмы, висмута, мышьяка и других), располагающихся преиму-
щественно по границам зерен, крупнозернистая структура может
оказаться менее желательной, чем мелкозернистая. Иными сло-
вами, жаропрочный сплав, загрязненный указанными примесями,
может быть менее жаропрочным, чем мелкозернистый. Особенно
опасна для жаропрочных сталей и сплавов разнозернистость
(рис. 9). Ф. Ф. Химушин показал, например, что жаропрочный
42
сплав типа нимоник, имеющий однородное строение, разрушается
при 700° С и напряжении 36 кГ1мм? через 150—200 ч. Образцы
металла той же поковки, но пораженные грубой разнозернистостью,
разрушаются через 6—30 ч.
Величина зерна влияет на термостойкость жаропрочных спла-
вов. Чем крупнее зерно, тем ниже термостойкость [26].
Размер зерна жаропрочной аустенитной стали или сплава
оказывает огромное влияние на их свариваемость. С точки зрения
сварки (см. гл. IV) заслуживает предпочтения мелкозернистая
структура. При наличии однородной мелкозернистой структуры
опасность появления горячих околошовных трещин снижается
Продолжительность испытания
Рис. 9. Влияние однородности
структуры жаропрочного сплава
на сопротивление ползучести
при 700° С и 36 кГ/мм* [26]:
/ — грубая разкозернистая и 2 —
мелкая однородная структуры
Рис. 10. Влияние никеля на длитель-
ную прочность железо-хромистых спла-
вов с 20% Сг [26]:
1 — 700° С, 2 к.Г!мм\ 2 — 800° С,
7 кГ/мм1
Разпозернистость может привести к появлению околошовных тре-
щин при сварке или так называемых локальных околошовных
разрушений при эксплуатации сварной конструкции из аустенит-
ной стали или сплава.
Жаропрочные свойства сталей или сплавов определяются их
химическим составом и структурой и во многом зависят от содер-
жания основных легирующих элементов — хрома и никеля.
Установлено, что повышение жаропрочности железо-хроми-
стых сплавов (с 20% хрома) происходит лишь при повышении со-
держания никеля до 30%. При более высоком содержании никеля
длительная прочность практически не изменяется (рис. 10).
Введение кобальта в состав железо-никелевых и нике-
левых сплавов повышает их жаропрочность.
Хром повышает жаростойкость аустенитных сталей и спла-
вов в окислительных условиях [33]. Однако в качестве элемента,
повышающего жаропрочность у-твердого раствора, он действует
менее энергично, чем, например, молибден или ванадий. Поэтому
высокоокалиностойкие сплавы типа Х50Н50 или даже Х60Н40
[33], содержащие соответственно 50 и 60% Сг, мало отличаются
по жаропрочности от обычного нихрома, содержащего всего
20% Сг. Не очень эффективно упрочняющее действие хрома и в ка-
честве карбидообразующего элемента. Карбиды хрома обладают
малой термической стойкостью, поэтому и эффект карбидного
упрочнения невелик. Сказанное о сравнительно слабом влиянии
хрома на жаропрочность железо-никелевого аустенита относится
в известной степени и к никелевым сплавам.
Азот, образуя нитридные и карбонитридные фазы при ста-
рении жаропрочных сталей, сообщает им повышенную жаропроч-
ность. На возможность частичной замены никеля азотом указал
А. М. Самарин [24].
Бор повышает жаропрочность сталей и сплавов при введении
его в их состав в виде микродобавок [30, 401. Так, например,
повышение содержания бора в трубной аустенитной хромоникеле-
вольфрамониобиевой стали типа Х14Н18В2Б от 0,005 до 0,015%
позволило повысить длительную прочность от 12 до 18 кГ!мм?
при 650° С и от 9 до 14 кГ/мм? при 700е С (на базе 10б ч). Уста-
новлено, что еще более эффективно действует бор, если он исполь-
зуется в качестве легирующего элемента в количестве 0,3—0,8%.
Из табл. 3 видно повышение длительной прочности аустенитных
сталей и сплавов при легировании их бором. Как уже отмечалось,
повышение жаропрочности, обусловленное действием бора, сопро-
вождается заметным увеличением длительной пластичности. Это
обстоятельство имеет немаловажное значение для эксплуатацион-
ной надежности сварных соединений. Легирование бором приво-
дит к резкому изменению строения стали или сплава, в его
структуре появляется новая составляющая — боридная эвтек-
тика (см. рис. 5, г). Как и всякая другая эвтектика, например
ледебуритная в аустенитно-карбидных сталях, боридная эвтек-
тика вызывает заметное снижение показателей ударной вяз-
кости.
У г лерод — сильный аустенитизатор. Повышение содер-
жания углерода всего на несколько сотых долей процента может
полностью подавить действие ферритообразующих элементов
в сталях типа 18-8. Это обстоятельство должно учитываться при
сварке в углекислом газе, а также электродами с фтористокаль-
циевым покрытием, когда возможно некоторое науглероживание
металла шва. Углерод вместе с азотом повышает жаропрочность
аустенитных сталей [36]. Содержание углерода обычно не превы-
шает 0,4%. В никелевых сплавах углерод ведет себя по-иному.
Известно, что никель не образует карбидов; более того, в никелевых
сплавах он способствует графитизации. Поэтому в присутствии
углерода, как указывает Ф. Ф. Химушин, богатый никелем (более
45%) легированный -у-твердый раствор теряет способность упроч-
няться путем карбидообразования.
Углерод—чрезвычайно вредная примесь для коррозионно-
стойких аустенитных сталей. Для предотвращения выпадения кар-
44
бидов хрома и железа в коррозионно-стойкие стали.вводят в опре-
деленных соотношениях с углеродом титан или ниобий.
При введении титана должно быть выполнено следующее ус-
ловие:
Т1 > 5 (С - 0,03), (2)
где химические символы обозначают процентное содержание эле-
ментов в шве, а 0,03% — предел растворимости углерода в аусте-
ните.
Для ниобия, как менее энергичного карбидообразователя,
рекомендуют следующее условие:
МЬ - 8С < 1,5. (3)
Автор кратко рассмотрел влияние на свойства жаропрочных
сталей и сплавов основных легирующих элементов — никеля и
хрома, а также наиболее энергичных аустенитизаторов — азота,
бора, углерода. Марганец, как уже отмечалось, в качестве аусте-
нитизатора действует примерно вдвое слабее никеля. Поэтому
при введении больших количеств марганца в состав жаропрочных
сталей рекомендуется одновременно повышать содержание в них
углерода или азота. По нашим данным весьма полезен в данном
случае и бор. Сам по себе марганец, естественно, не повышает
жаропрочности аустенитных сталей. Для максимального упроч-
нения твердого раствора Ге—Сг—Мп его легируют молибденом,
вольфрамом, ниобием, ванадием, титаном [371 в присутствии
углерода с азотом. В высокожаропрочных сплавах на никелевой
основе содержание марганца обычно сильно ограничивают, па-
пример до 0,3—0,5%. Возможно, это связано с относительной
легкоплавкостью (см. рис. 78, в) и малой жаропрочностью сплавов
системы М1—Мп. Правда, в последнее время в состав никелевых
сплавов типа инконель вводят до 10% Мп [42].
Остановимся на влиянии феррито- и ферритокарбидообразу-
ющих элементов.
Кремний и алюминий, наряду с хромом, повышают
окалиностойкость аустенитных сталей и сплавов. Так, например,
повышение содержания кремния в стали типа 18-8 от 0,4 до 2,4%
увеличивает ее окалиностойкость при 980° С в 22 раза. Кремний,
вместе с тем, резко ухудшает свариваемость стабильноаустенитных
сталей и никелевых сплавов. Кремний, как установили советские
и французские исследователи, повышает стойкость аустенитных
сталей против коррозионного растрескивания, т. е. против корро-
зии под напряжением. Алюминий мало влияет на жаропрочность
аустенитных сталей, но весьма энергично повышает ее у никелевых
сплавов (рис. 11 и 12). Алюминий вводят в состав дисперсионно-
твердеющих сталей для повышения их прочности при комнатной
и повышенных температурах.
Титан и ниобий в сталях и сплавах ведут себя по-
разному. В аустенитных сталях, где содержание никеля сравни-
тельно невелико, используется способность титана связывать
углерод в стойкие карбиды. Вводимый в небольших количествах
[согласно приведенному выше соотношению с углеродом, фор-
мула (2) ], он улучшает длительную прочность. В никелевых спла-
вах титан действует в качестве легирующего элемента, резко по-
вышающего жаропрочность в результате интерметаллидного упроч-
нения -у'-фазой (Ы1’3Т1).
Ниобий образует один из
наиболее тугоплавких карбидов
(ЫЬС) и при введении его до 1,5—
2,0% повышает жаропрочность
тов на 100-часовую длительную проч-
ность никелевых сплавов при800°С[26]:
1 — никель; 2 — нихром; 3 — ЭИ437;
4 — ЭИ437Б; 5 — ЭИ444; 6 — ЭИ617;
7 — ЭИ826; В — ЭИ929; 9 — ЭИ867
О 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 вес. %
Содержание элементов
Рис. 11. Влияние легирующих эле-
ментов на 100-часовую длительную
прочность сплавов типа Х20Н80
при 800° С [26]
аустенитных сталей. В отличие от титана, он повышает и длитель-
ную пластичность сталей. В аустенитных сталях со сравнительно
низким содержанием углерода он способствует появлению горя-
чих околошовных трещин. Ниобий вызывает горячие трещины
и в швах при сварке сталей типа 18-8. При соблюдении стехио-
метрического соотношения содержаний ниобия и углерода, отве-
чающего формуле ЫЬС (около 10), а также при наличии феррита
ниобий может повышать стойкость сварных швов против образо-
вания кристаллизационных трещин. В никелевых сплавах положи-
тельное действие ниобия на жаропрочность проявляется значи-
тельно слабее, чем титана. Это, по-видимому, связано с неспособ-
ностью никелевых сплавов к карбидному упрочнению и неучастием
ниобия в образовании упрочняющей у'-фазы.
Молибден, как правило, не образует обособленных фаз.
Его положительное влияние на жаропрочность аустенитных
сталей и сплавов связано главным образом с повышением устой-
46
чивости у-твердого раствора, а также с упрочнением границ зерен.
Молибден, повышая жаропрочность, увеличивает, вместе с тем,
кратковременную и длительную пластичность аустенитных сталей
и сплавов. Он улучшает свариваемость стабильноаустенитных
сталей. Наиболее эффективен молибден, с точки зрения жаропроч-
ности стали или сплава, если осуществляется комплексное леги-
рование у-твердого раствора элементами, вызывающими диспер-
сионное упрочнение (карбидное или иптерметаллидное). Молибден
снижает ударную вязкость аустенитных сплавов.
Вольфрам во многом подобен молибдену. Сам по себе он лишь
упрочняет у-твердый раствор, не вызывая заметного повышения
жаропрочности. Однако при введении в состав стали или сплава
вместе с другими элементами, могущими вызвать дисперсионное
твердение твердого раствора, вольфрам способствует повышению
жаропрочности. Вольфрам, как и молибден, снижает ударную
вязкость аустенитных сплавов.
Ванадий в окислительных условиях резко снижает ока-
линостойкость сталей и сплавов. На жаропрочность действие вана-
дия относительно небольшое. Он в качестве ферритизатора вместе
с ниобием и кремнием повышает стойкость сварных швов типа
18-8 против межкристаллитной коррозии.
Рений и иридий повышают жаропрочность никелевых
сплавов [31 ].
Очень большое влияние на свойства жаропрочных сталей и
сплавов оказывают даже ничтожно малые количества легко-
плавких примесей — олова, свинца, висмута, сурьмы,
серы, фосфора и др., а также газов — кислорода, водорода.
Сосредоточиваясь преимущественно на границах зерен у-твердого
раствора, они резко снижают межкристаллическую прочность
сплава, вызывая его преждевременное разрушение под действием
температуры и нагрузки. Например, увеличение содержания
сурьмы или свинца от 0,002 до 0,004% приводит более чем к дву-
кратному падению жаропрочности никелевого сплава ЭИ437.
Еще не так давно вопросы чистоты, касающиеся легкоплавких
примесей жаропрочных аустенитных сталей и сплавов, не привле-
кали к себе внимания. Теперь однозначно установлено, что непре-
менным условием получения стабильно высоких жаропрочных
свойств является чистота шихтовых материалов и применение
современных способов выплавки и обработки сталей и сплавов.
На этом вопросе автор специально остановится в гл. VIII. Данные
о влиянии сурьмы, свинца и серы на жаропрочность стали
1Х18Н10Т приведены на рис. 13.
Вместе с тем, такие элементы, как сера (до 0,4 %), фосфор
(до 0,15%), селец (до 0,3%), а также серебро, свинец
и висмут, вводят в состав аустенитных сталей для улучшения
условий резания. Имеются данные о том, что особенно хорошие
результаты получают при введении селена совместно с цирконием
47
и молибденом. Установлено, что фосфор как легирующий эле-
мент может повышать жаропрочность некоторых аустенитных
сталей 15, 21, 39]. При введении в аустенитно-ферритные
швы на стали типа 18-8 он резко повышает их жаропроч-
ность.
Редкоземельные элементы — лантан, церий и
др., щелочные металлы — кальций, магний, барий,
а также бериллий, цирконий, улучшают жаропрочные
свойства аустенитных сталей
и сплавов. Механизм действия этих
элементов до конца еще невыяс-
нен. Положительный эффект в дан-
ном случае возможно связан
с влиянием некоторых из перечис-
ленных элементов на форму и со-
став сульфидов и неметаллических
включений.
Физические свойства некото-
рых типичных аустенитных сталей
и сплавов даны в табл. 10.
Из приведенных данных сле-
дует, что коэффициент теплопро-
водности аустенитной стали Л
(ккал/см -сек град) почти в 2 раза
ниже, электросопротивление почти
в 6 раз выше, а коэффициент
линейного расширения почти
в 2 раза больше, чем у обычной
малоуглеродистой стали. С повы-
шением температуры коэффициент
расширения стали увеличивается.
При повышении температуры
Рис. 13. Влияние свинца, сурьмы
и серы на длительную прочность
стали 1Х18Н10Т при 700° С и на-
пряжении И кПмм2' [20]
от 20 до 1000° С электросопротивление возрастает вдвое.
Аустенитные хромоникелевые стали немагнитны, если
они обладают однофазной чистоаустенитной структурой. По мере
увеличения в аустенитной стали количества феррита или мартен-
сита она становится все более и более магнитной. Аустенитные
стали в результате холодной пластической деформации очень
сильно наклепываются. Наклеп вызывает превращения у -> а
и, возможно, А сопровождающиеся резким упрочнением
стали, повышением ее твердости и снижением пластичности.
Вследствие появления а-фазы или мартенсита наклепанная
аустенитная сталь становится магнитной. Так, например, аусте-
нитная холодно-тянутая сварочная проволока малого диаметра
(2 мм), полученная путем многократного холодного волочения
катанки сравнительно большого диаметра (6—8 мм), становится
настолько магнитной, что она довольно легко притягивается
магнитом.
Физические свойства хромоникелевых
аустенитных сталей и сплавов
Свойства Тип стали (сплава)
Ст. 3 18-8 25-20 20-80 *
Удельный вес в г/см? Температура плавле- 7,85 7,90 7,82 8,17
ния в °С Удельная теплоем- 1500 1400—1425 1383— 1410 1390
кость в кал/(г -град) . . Коэффициент тепло- проводности в кал'{см X 0,10 0,12 0,12 0,108—0,150 (в интервале 100-900° С)
X сек-град) Коэффициент линей- ного расширения а X X 10~в 1/°С при нагре- ве: -0,096 0,039 0,03—0,04 0.029 (при 100° С)
от 0 до 100“ С 12,0 17,3 15,0 11,7 (20 “—100°)
от 0 до 500° С Электросопр отивле ни е 18,5 18,0 13,5 (20°—500°)
при 20° Сиом-мм2'м Температура начала интенсивного окалино- 0,15 0,73 0,73 1,24
образования в “С . . . * Нимоник 80А и н 550 и мокаст. 850—900 1150 1050
Механические свойства типичных аустенитных сталей после
закалки на аустенит от 1100—1150° С характеризуются следу-
ющими данными:
для сталей типа 18-8: от > 20 кЛ/льи2; ав > 55 кГ/ммРц 6Г, >45%;
ф > 55%;
для сталей типа 25—20; ат > 30 кГ/мм2; <зв > 60 кГ/мя?-, 65>35%;
ф>50%.
Ударная вязкость аустенитных сталей после закалки обычно
составляет 18—20 кГм1см\ но достигает и 28—32 кГм1см\ твер-
дость обычно не превышает НВ 160—170.
Никелевые жаропрочные сплавы отличаются от аустенитных
сталей более высокими механическими свойствами при комнатной
температуре. Сплав ЭИ437А обладает, например, следующими по-
казателями: > 60 кПмм\ 100 кГ1мм\ 65 >25%; ф >
>28%; ан >8 кГ-м!см2 [16, 17].
4 Б. И. Медовар 1023 49
Наклеп, как указывалось, вызывает сильное упрочнение
аустенитной стали (табл. 11). Наклеп несколько повышает жаро-
прочность сталей [13, 30].
Таблица 11
Влияние холодной прокатки на механические свойства стали 18-8
(0,07% С--17,99% Сг—8,46% №')
Полное обжатие при холодной прокатке в % °т в к! /мм,“ % в кГ/мм* б в % при 1 - = 50,8 мм В % Н13 а„ в футо- фунтах
0 37,5 73,0 48,0 70,3 170,0 119,0
14,5 82,5 102,0 29,8 61,0 286,0 88,0
23,4 94,0 114,0 21,5 59,1 375,0 52,0
33,6 116,0 136,5 13,0 50,6 418,0 26,0
43,7 140,5 158,0 11,0 44,4 444,0 17,0
По данным автора в результате наклепа при холодной штам-
повке прочность стали типа 18-8 увеличивается более чем в 2 раза,
предел текучести возрастает почти в 3 раза. В то же время отно-
сительное удлинение падает более чем в 4 раза, а ударная вяз-
кость в 7 раз. Относительное сужение обычно изменяется значи-
тельно меньше. Поэтому применительно к аустенитным сталям
более верным критерием пластичности служит относительное
удлинение, а не сужение поперечного сечения. Если в стали не
происходит превращения А -^-М, она сохраняет свои высокие
пластические свойства при охлаждении вплоть до температуры
кипения жидкого воздуха (—253° С). Ниже приведены данные,
полученные автором при испытании стали 1Х18Н10Т в условиях
глубокого холода (—196° С) и при комнатной температуре.
Температура испытаний в °С ат в к! /мм* % в кГ/мм2 в % Ф в % ан. кГ-м/см*
+20 32,0 54,7 58,3 65,0 28,5
— 196 42,4 136,1 34,4 19,0 23,5
Состав стали (в %): 0,10С; 17,5Сг; 9,4141; 0,5181; 1,0Мп;
0,57Т1.
Данные о свойствах аустенитной стали типа 18-8 при кратко-
временных испытаниях в условиях высоких температур приведены
в табл. 12. В ней же приведены данные о ползучести этой стали
при 425—760° С. Состав стали (в %): 0,ЮС; 0,481; 0,5Мп; 19,8Сг;
9,53№. С повышением температуры показатели прочности резко
снижаются (в 3—4 раза), в то же время пластические свойства
50
аустенитной стали остаются до-
Таблица 12
статочно высокими.
Выше указывалось, что при
введении в стали типа 18-8 алю-
миния, бора, бериллия и неко-
торых других элементов они
становятся дисперсиопно-твер-
деющими и после соответствую-
щей термической обработки
приобретают очень высокую
прочность, сохраняя при этом
достаточную пластичность. К
числу таких сталей относится
сталь типа 17-7 с 1% А1, сталь
типа Х16Н5МЗ [32] и др. Меха-
нические свойства этих сталей
приведены в табл. 7.
Данные о механических
свойствах при различных тем-
пературах некоторых наиболее
типичных аустенитных жаро-
прочных сталей с карбидным и
20
425
540
650
760
870
Кратковременные механические
свойства стали типа 18-8 при
высоких температурах
39,3 66,0 52 69
23,8 43,2 38 61
23,8 39,5 36 69
23,4 32,0 32 66
15,4 22,4 33 45
7,0 14,1 40 52
17,8
8,1
2,9
1,1
Рис. 14. Длительная
прочность (1000 ч)
жаропрочных аус-
тенитных сталей
при различных тем-
пературах:
/ — ОХ18Н9; 2 —
ЭИ726; 3 — ЭИ725;
4 — ЭИ696М
интерметаллидным упрочнением, а также жаро-
прочных сплавов на никелевой основе приве-
дены в табл. 13. Кривые длительной прочности
жаропрочных аустенитных сталей и сплавов
при различных температурах даны на рис. 14.
Аустенитные стали и сплавы малочувст-
вительны к надрезу при высокотемпературных
испытаниях. Данные о влиянии надреза на дли-
тельную прочность некоторых сталей, в том
числе и легированных бором, приведены
в табл. 14. Следует подчеркнуть, что некоторые
аустенитные сплавы, как указывает Ф. Ф. Химу-
шин, обладают повышенной чувствительностью
к надрезу. Причем в большинстве случаев ма-
ксимальная чувствительность к надрезу совпа-
дает с интервалом температур, при которых
наблюдается наибольшее охрупчивание данного
сплава.
Из приведенных выше данных видно, что
жаропрочные аустенитные стали и сплавы
обладают замечательным комплексом свойств,
позволяющим широко использовать их в самых
различных областях техники.
В зависимости от длительности работы сварные конструкции
из жаропрочных аустенитных сталей можно условно разделить
4*
51
Механические свойства некоторых жаропрочных и жаростойких
аустенитных сталей и сплавов при различных температурах
Марка стали (сплава) । 1емпература I испытаний ' в °С | °т ь кГ'/мм2 1 1 ш ь Ф % в кГ• м’см’
1Х18Н9Т, 20 24 57 69 79 28
сортовой 600 18 37 31 62 30
материал * 650 13 40 34 65 29
700 13 36 20 58 32
1Х14Н18В2БР 20 22 52 53 68 18—21
(ЭИ695р), 650 14 37 34 66 26
трубы * 700 13 33 36 65 26
ЭЙ481 20 60—80 94—106 16—24 24-43 3—5
600 46 60 68 10—16 36—44 5—8
650 43 56—63 11—19 34—45 5—8
700 38 50—59 10—18 23 39 7
750 33 42 15 44 —
Х25Н16Г7АР 20 — 80—94 47—57 37—38
(ЭИ835) * 700 40—44 14—18 — 32—35
800 — 30—34 15—20 — 29—32
900 — 19—23 22—32 — 24—29
1000 10—13 32—50 17-26
1100 — 4—6 25—50 — 17—22
1200 — 3—4 24—60 —. 9-12
1X251126ТР 20 30—35 55- 65 35—45 50—65 25
(ЭИ 813) * 800 — 23—34 50--60 55—65 24
900 11 — 14 70—75 55- 60 23
1000 — 3—6 70—75 60—65 23
Х15Н25В5Т2р 20 42—55 75—90 20—30 30—50 12- 18
(ЭП164), 650 40-50 65—70 25—35 33- 45 10—15
сортовой 700 40—45 60—65 15—20 35—50 10—15
материал 750 38—45 50—55 15—20 25—35 10—17
Х10Н20Т2М 20 65 -75 90—105 8—20 10—20 3—7
(ЭИ696М) 700 59 71 10 15 —
750 52 62 8 13 —
800 39 46 17 36 —
ХН35ВТЮР 20 70- 88 105,0—! 27,0 7,0—22,0 10—25 2,5—5,8
(ЭИ787) 700 73—83 92,0—97,0 5,0—7,5 9—11 —
750 70—80 85,0—89,0 4,0—8,0 6—10 3,0-4,0
800 60—70 68,0—75,0 13,0—15,0 22—28 5—6
850 33—35 36,0—38,0 19,0—21,0 46—48 5,5—6,5
ХН60Ю 20 33—36 65,0—75,0 50,0—65,0 45—50 25,0
(ЭИ559А) * 800 21—22 26,0—32,0 25,0—30,0 20,0—25,0 12,0
900 10,0—13,0 40,0—55,0 40,0—45,0 5,0
1000 — 2,5— 3,5 80,0- 90,0 70,0—75,0 8,0
1200 — 2,0—2,5 70,0—90,0 70,0—75,0 4,0
ХН77ТЮР 20 66 92,0—109,0 11,0—24,0 10,0—21,0 3,0—5,0
(ЭИ437Б) 700 53 84,0 '25,0—29,0 27,0—32,0 5,0
750 53 82,0 ,24,0—29,0 23,0—27,0 6,0
800 47 53,0 15,0—16,0 25,0—30,0 । 9,0
Продолжение табл. 13
Марка стали (сплава) Темпера- тура ис- пытаний в “С 1 — с 6 % ан В кГ • М/СА12
кГ ( м.м- В
ХН67ВМТЮ 20 63—75 100,0 -115,0 18,0—30,0 20,0—30,0 6,0—12,0
(ЭИ445р) 750 55— 65 75,0—85,0 9,0—15,0 12,0—16,0 10,0—14,0
800 50—60 70,0—80,0 6,0—12,0 8,0—14,0 10,0—14,0
850 48—58 55,0—68,0 5,0—10,0 6,0—16,0 11,0—15,0
900 43—50 45,0—52,0 6,0—12,0 8,0—18,0 13,0—15,0
20 70—72 85,0—87,0 1,5—2,5 5,0—6,0 1,0
ВЖ36-Л2 800 57- 58 78,0—82,0 2,5—3,0 4,0—5,0 1,0
(литой) 900 27- 30 50,0—53,0 8,0—9,0 10,0—12,0 1.0
1000 12—13 24,0—25,0 18,0—20,0 30,0- 32,0 —
* В состоянии аустенитизации.
Таблица 14
Влияние надреза на жаропрочность аустенитных сталей и сплавов
Марка стали или сплава Темпера- тура ис- пытаний в °С Н а п р я - жение в кГ/.чм2 Наличие надреза на образце Время до раз- руше- ния в и Ф ® %
Х18Н12Б (ЭИ402) 600 30 Нет 11 58,7
Есть ” 633 - -
700 16 Г-Нет 15 42,0
Есть * 500
Х18Н12БР1 (ЭП381) 600 35 11ет 187 44,5
Есть * 1434 —
700 16 Нет 185 42,0
Есть 954 3,4
Х15Н24В4Т2 (ЭП164) 650 42 Нет 110 29,0
Есть 1065 7,9
700 30 Нет 121 16,9
Есть 201 2,8
Х15Н24В4Т2Р1 (ЭП467) 650 42 11ет 106 31,8
Есть * 924 —
700 30 Нет 116 35,5
Есть 315 3,6 ,
4Х12Н8Г8МФБ ** 650 32 Нет 200
(ЭИ481) Есть 300 -
ХН77ТЮ ’* 600 50 Нет 227 5,3
(ЭИ437) Есть 244 1,6
700 16 Нет 40 4,6
Есть 78 0,5
* Образцы не разрушились.
** По данным Ф. Ф. Химушина.
на группы кратковременного действия, среднего срока действия
и длительной службы.
К первой группе, например, можно отнести турбонасосные
агрегаты и другие узлы ракетных двигателей, ко второй — роторы
авиационных турбовинтовых или турбореактивных двигателей;
а к третьей — корпусы стационарных газовых турбин или паро-
проводы. Ракетный двигатель работает несколько минут, авиа-
ционный — несколько сотен или тысяч часов, а паропровод или
стационарная турбина — 10 лет. Как правило, чем короче срок
службы сварной конструкции, тем выше рабочие температуры,
и, наоборот, чем длиннее срок эксплуатации изделия, тем относи-
тельно ниже рабочая температура.
В зависимости от конкретных условий эксплуатации изделия
или конструкции первостепенной задачей является обеспечение
наиболее важной для данных условий характеристики свойств
сварного соединения.
Выше уже говорилось о том, что в настоящее время еще нет
единой технологии сварки жаропрочных сплавов. Даже для одного
и того же сплава или группы сплавов технология сварки будет
различной в зависимости от длительности и температуры эксплуа-
тации изделия. Сказанное поясним следующим примером.
Данный жаропрочный аустенитный сплав может быть исполь-
зован во всех трех группах сварных конструкций. Если речь
идет о ракетном двигателе, то здесь от сварщика требуется прежде
всего обеспечить равнопрочность сварного соединения при макси-
мальной сопротивляемости металла шва ползучести. Срок службы
ракетного двигателя настолько мал, что вопросы длительной ока-
линостойкости или стойкости сварного соединения против локаль-
ных разрушений в околошовной зоне не очень важны. Главное —
жаропрочность шва, т. е. гарантия того, что он не будет деформи-
роваться под действием огромных нагрузок и температур. Иное
дело, авиационный двигатель. Здесь уже нужно думать об окалипо-
стойкости металла шва, о стойкости околошовной зоны против
локальных разрушений. Конструктивные формы изделия такие,
что, в ряде случаев, позволяют добиться равнопрочности сварного
соединения при более низкой жаропрочности металла шва по срав-
нению с основным металлом. И, наконец, при сварке корпуса тур-
бины или паропровода, прежде всего нужно заботиться о долго-
вечности сварного соединения, учитывая процессы, могущие раз-
виваться па протяжении многих десятков тысяч часов, например
дисперсионное упрочнение металла шва, вызывающее снижение
его пластических свойств и т. д. Первостепенной задачей здесь
является предотвращение локальных разрушений в околошовной
зоне. В случае кратковременной службы металл шва может не
отличаться по своей композиции от основного металла, а вопросы
упрочняющей или иной термической обработки в данном случае
становятся второстепенными. В случае же длительной работы
54
металла шва, когда особенно важно обеспечить повышенную его
пластичность, приходиться идти на то, чтобы он по своей компо-
зиции отличался от основного металла. Естественно, эти рекомен-
дации слишком общи, однако они указывают на сложность проб-
лемы сварки жаропрочных сталей и сплавов.
ЛИТЕРАТУРА
1. Б е л я ц к а я И. С., Лившиц Б. Г. К-состояние и длительная
прочность сплавов на никельхромовой основе. Известия вузов. «Черная метал-
лургия», 1960, № 5-
2. Беттеридж У. Жаропрочные сплавы типа нимоник (пер. с англ.).
М., Металлургиздат, 1961.
3. Борздыка А. М. Методы горячих механических испытаний ме-
таллов. Металлургиздат, 1962.
4. Б р и к С. Д. Влияние нейтронного облучения на механические свой-
ства нержавеющей стали и жаропрочных сплавов. Бюллетень ЦНИИЧермет,
1961, № 11 (415).
5. Влияние нейтронного облучения на свойства конструкционных мате-
риалов. Действие ядерных излучений на материалы. М., Изд-во АН СССР. 1962.
6. Винаров С. М., Алексеенко М. Ф.,Орехов Г.Н. Жаро-
прочная аустенитная высокофосфористая сталь, упрочняемая старением. Изве-
стия вузов. «Черная металлургия», 1959, №11.
7. Гудремон Э. Специальные стали. Металлургиздат, 1960.
8. Герасимов В. В.и др. Коррозия и облучение. Госатомиздат, 1963.
9. Грузин И. Л., Курдюмов Г. В., Тютюиик А. 3.,
Энтин Р. И. О роли диффузионных перемещений атомов в жаропрочности.
Сб. «Исследования по жаропрочным сплавам». Т. II. Изд-во АН СССР, 1957.
10. Г у л я е в А. П. Металловедение. 4-е изд. М., Оборонгиз, 1963.
11. Колом бье Л., Г о х м а н И. Нержавеющие и жаропрочные стали.
М., Металлургиздат, 1958.
12. Корнилов И. И., Пряхина Л. И., Рябцев Л. А. Высоко-
температурная прочность двойных и многокомпонентных никелевых сплавов.
«Исследования по жаропрочным сплавам». Т. IX. Изд-во АН СССР, 1962.
13. Кишкин С. Т. и др. Исследование влияния наклепа на механические
свойства и структуру сплава ЭИ437А. Труды МАИ. Оборонгиз, 1956.
14. Медовар Б. И. Новые французские нержавеющие стали. «Автома-
тическая сварка», 1965, № 4.
15. М е с ь к и н В. С. Основы легирования стали. Изд-во «Металлургия»,
1964.
16. М и х а й л о в - М и х е е в П. Б. Справочник по металлическим ма-
териалам турбино- и моторостроения. М.—Л., Машгиз, 1961.
17. НехенДзи Ю. А., Гиршович Н. Г. и др. Литейные свойства
жаропрочных сплавов. «Исследования по жаропрочным сплавам». Т. V. М.,
Изд-во АН СССР, 1959.
18. Од и н г И. А. Применение теории дислокаций к вопросам жаропроч-
ности. Сб. «Исследования пожаропрочным сплавам». Т. II. Изд-во АН СССР, 1957.
19. О д и н г И. А. И в а н о в а В. С., Б у р Д у к с к и й В. В., Ге-
минов В. Н. Теория ползучести и длительной прочности металлов. М., Ме-
таллургиздат, 1959.
20. Приданцев М. В., Ланская К- А. Стали для котлостроения.
М., Металлургиздат, 1959.
21. Приданцев М. В., Ла некая К- А. Разработка и освоение
трубных жаропрочных сталей. «Теплоэнергетика», 1962, № 8.
22. П р и д а н ц е в М. В., Л и т в и н е н к о Д. А. Влияние фосфора на
ряд свойств хромоникелевой аустенитной стали. Труды института качественных
сталей ЦНИИЧМ. Вып. 17. М., Металлургиздат, 1960/
23. Приданцев М. В., Эсту л ин Г. В. Влияние на свойства жаро-
прочных сплавов легирующих элементов, обладающих значительной раствори-
мостью в никельхромовом твердом растворе. «Сталь», 1960, № 9, 10.
24. Самарин Л. М. Замена никеля азотом в жаропрочной стали. Изве-
стия ОТН АН СССР, 1944, № 1, 2.
25. Трунин Н. И., Солоноуц М. И., Ч у х и н а Л. Л. Оценка
предела длительной прочности материалов для больших сроков службы. «Завод-
ская лаборатория», 1963, № 6.
26. Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М., Изд-во «Ме-
таллургия», 1964.
27. Химушин Ф. Ф. Нержавеющие стали. Металлургиздат, 1963.
28. Химушин Ф. Ф. Легирование, термическая обработка и свойства
жаропрочных сталей и сплавов. М., Оборонгиз, 1962.
29. Алексеенко М. Ф. Структура и свойства теплостойких конст-
рукционных и нержавеющих сталей. Оборонгиз, 1962.
30. Эстулин Г. В. Термическая обработка жаропрочных сплавов на
никельхромовой основе. «Металловедение и термическая обработка». Приложение
к журналу «Сталь». Металлургиздат, 1958.
31. Эстулин Г. В., Свистунова Т. В. Влияние рения и иридия
на свойства жаропрочных никелевых сплавов. Сб. «Исследования сталей и спла-
вов». М., Изд-во «Наука», 1964.
32. Вго«п Л. Т., В и 1 1 и а 4. \У-545-а пеу/ к!§кег-!етрега!иге 1игЫпе
Шзк а11оу. Н1§к !етрега!иге та!ег!а1з, М.-У., 1959.
33. Вгаккигу Е. 1., Насоск Р., Ь е XV 1 з Н. Тке соггоз!оп оГ И1-
ске1 — Ьазе та!епа1 1п §аз-!игкте апб ЬоПег а!тозркегез. «Ме!а11иг§1а», V. 67,
№ 399, Лап. 1963.
34. К а 1 1 е п 11 а и з е г Р. Н. ХУе1с11п§ ргорегНез о! Сйготшт-шскеЬто-
Нкбепит кагбепаЫе з!а1п1ез8 з!ее1з, Тке ХУе1сПпд Лоигпа), 1959, № 5.
35. К г а Г ! К. XV. Л., Р 1 1 п п р. А. Тке го1е о! Вогоп 1п саз! аиз!еш!1с
аПоуз. «ТгапзасНопз о! АЗМ», V. Ы1, 1960.
36. М о п к т а п Р. С., Р г 1 с е Р. Е., С г а п ! Ы. Л. Тке еИес! о! сошро-
5Й1ОП апб з!гис!иге оп !ке сгеер-гир!иге ргорегНез о! 18-8 з!а1п1езз з!ее1з. Тг. АЗМ,
1956, 48, 418—445.
37. Ы а к а тп о Т., К а п е б а Т., Уатато!о 3., Озима Н.,
Ы11па Е. 5!и<1у оГ 1тргоуетеп! 1п к1§к-!етрега!иге з!гепд!к о! 316-!уре аиз!е-
пШс з!а1п1езз з!ее1. «Те!зи-!о-На§апё». «Лоигпа1 о! !ке 1гоп ап<1 5!ее1 1пзШи!е
оГ Ларап». 5рес1а1 1ззие. V. 49, № 3, 1963.
38. О к а т о ! о М., И а 1 I о Т. Рказе <11а§гат оГ Ре—Сг—1М зуз!ет.
«Те!зи-!о-На§апе», «Тке Лоигпа1 о! !ке коп апс! 3!ее1 1пз!1!и!е», 49, 1963, № 3,
39. Р о к о г 1 1 Р., Л е к 1 1 с к а Р. Сзрогпа хагиреупа аизГепШска осе!
МпСг (Т1) 17/7 — скеппскё, Г1з1ка1гн а тескашскё у1аз!поз11. «Хуагасзку зког-
п!к, 1958, № 1.
40. РокегГзкаху Р. С., М о ! е Г Г Л., К 1 п § з к и г у Р. О., Р и -
§ а с г М. А. №и!гоп гггасИаКоп еГГесГз 1п А-286, Наз!е11оу-х ап<1 Репе 41 аПоуз.
«Зутрозшт оп гасИаНоп еИес(з оп те!а1з апб пеи!гоп 6оз1те!гу». АЗТМ, 5.Т. Р.
1963, № 341.
41. Р и п <1 е 1 1 О. р., Каийекаи&Ь р. Л. Тке еПес! оГ ркозркогиз
оп !ке е1еуа!ес! !етрега!иге з1геп§!к ап<1 \уе1 бакППу о! зоте 1о\у-сагкоп аизГепь
Нс з!а1п1езз з!ее!з. «ТгапзасНопз о! !ке АЗМ», V. 53, 1961.
42. 5 а 1 у а § к 1 Л., V е г к о у 1 с к Ь. А. Нщк !етрега!иге гир!иге-
з!геп§!к ргорегНез о! скгот1ит-п1ске1 зЫЫезз з!се1з соп!а1п1лё Шашит апб
когоп. Тг. АЗМ, 1957, 49, 761—777.
43. 3 к о к е г Р. р., Ми г г XV. Е. РасНаНопЧпбисеб ргореНу скап§е
1П А131-!уре 347 з!а1п1ез8 з!ее1. «Зутрозшт оп гаскаНоп еПесГз оп те!а1з апб
пеи!гоп <1о51те!гу». АЗТМ, 3. Т. Р. № 341, 1963.
44. XV 1 I к е г е 1 1 С. Е. \Уе1сИпд о! п1ске1-скгогп1ит-1гоп а11оу Гог пис-
1еаг-рохуег зГаНопз. «Тке \Уе1Фп§ Лоигпа!», 1960, № 11.
МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЕ ОСОБЕННОСТИ СВАРКИ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
1. НЕКОТОРЫЕ ОБЩИЕ СООБРАЖЕНИЯ
Сварку плавлением принято называть микрометаллургией.
Действительно, здесь, в миниатюрной металлической ванне объ-
емом всего в несколько миллилитров или даже долей миллилитра,
за время, зачастую измеряемое секундами, успевают пройти реак-
ции, развивающиеся в обычном сталеплавильном агрегате в тече-
ние многих часов. Давно было замечено, что металл сварного
шва, выполненного толстопокрытыми электродами, под флюсом
или шлакбм (по оптимальной для каждого вида сварки технологии),
обладает высокой плотностью, пластичностью, однородностью
структуры, свободен от зональной ликвации. В ряде случаев
литой металл шва (это относится и к аустенитным швам) даже
без всякой термической обработки по многим показателям не
уступает основному деформированному металлу. Это можно объяс-
нить более интенсивной обработкой металла шлаком при сварке, бо-
лее энергичным его рафинированием. Автор полагает, что этому
способствуют по крайней мере два обстоятельства:
1) исключительно развитая поверхность контакта взаимо-
действующих фаз (жидкостей и газов) вследствие мелкокапельного
переноса электродного металла;
2) высокие температуры в реакционной зоне, значительно
превосходящие температуры, достигаемые в обычных сталепла-
вильных агрегатах.
Сварка металлов не просто микрометаллургия — это активный
металлургический процесс. Небезынтересно отметить, что именно
в сварочном деле, задолго до металлургии, возникла идея исполь-
зования синтетических, т. е. заранее сплавленных из отдельных
компонентов, шлаков [16].
Основные положения металлургии сварки обычных углероди-
стых и низколегированных сталей разработаны довольно полно
57
[2, 3, 6, 9, 15, 16, 21 и др.]. Здесь, как и в большой металлур-
гии, созданы свои «кислый» и «основной» процессы.
Применительно к сварке подавляющего большинства кипящих
и спокойных низкоуглеродистых сталей наибольшее распростра-
нение получил кислый процесс с использованием силикатных
марганцевых флюсов или кислых электродных покрытий. Эти
флюсы (шлаки) сочетают в себе превосходные технологические
свойства (стабильность горения дуги, требуемое формирование
шва в различных пространственных положениях, легкая отдели-
мость шлака от поверхности шва) с надлежащими металлурги-
ческими характеристиками. Опи обеспечивают дополнительное
легирование шва кремнием и марганцем, окисляют некоторое
количество углерода, способствующего, как известно, появлению
кристаллизационных трещин в шве.
Для сварки низколегированных сталей применяют так назы-
ваемые основные флюсы [17] и электродные покрытия [4, 5, 14
и др. ]. Не касаясь здесь металлургических характеристик шлаков,
образующихся при сварке толстопокрытыми основными электро-
дами (на этом вопросе мы остановимся в § 3 этой главы), отметим,
что так называемые основные сварочные флюсы лишь весьма
условно можно назвать основными. Наличие в их составе довольно
больших концентраций двуокиси кремния или алюминия сообщает
шлакам скорее кислый, чем основной характер. Эти флюсы (шлаки)
заметно уступают силикатным по технологическим свойствам, но
обладают способностью снижать опасность появления горячих
трещин; они, как правило, исключают возможность развития
кремневосстановительных процессов и засорения металла шва
силикатными включениями. Некоторые из них обладают способ-
ностью обессеривать металл сварочной ванны.
Итак, сварка обычных сталей может рассматриваться в каче-
стве активного микрометаллургического процесса, сопровождаю-
щегося, например, изменением характера сульфидной фазы в шве
и повышением, вследствие этого, стойкости шва против горячих
трещин.
Естественно, возникает вопрос о том, должны ли быть пере-
несены основные положения металлургии сварки обычных сталей
на сварку аустенитных сталей и сплавов. Нужно ли и в данном
случае стремиться к активизации металлургических реакций?
Здесь могут быть высказаны различные точки зрения.
Известно, что получение здорового сварного шва при сварке
кипящей стали проволокой (электродом) из такой же стали воз-
можно лишь при легировании шва в процессе сварки кремнием
и марганцем. Причем, небезразлично, каким путем осуществлено
это легирование: через флюс или проволоку. Известно также, что
кипящую сталь трудно сварить вольфрамовым электродом в аргоне
или другом нейтральном газе — в шве неизбежно появятся поры,
а зачастую и трещины. Вместе с тем, очень многие аустенитные
58
стали отлично свариваются без всякой металлургической обработки
сварочной ванны: и неплавящимся электродом в нейтральном
газе, и плавящимся электродом под абсолютно нейтральным
флюсом.
Аустенитные стали и сплавы обычно содержат небольшое коли-
чество серы (в 4—5 раз меньше, чем углеродистые стали), кисло-
рода и т. д. Поэтому сварку плавлением этих сталей и сплавов
можно рассматривать, как пассивный металлургический процесс.
Важно только создать такие условия, при которых было бы
обеспечено полное усвоение сварочной ванной легирующих эле-
ментов, содержащихся в основном и присадочном металлах.
Иными словами, важно не допустить взаимодействия жидкого
металла с окружающей атмосферой. Следовательно, главное вни-
мание нужно уделять изоляции плавильного пространства от
окружающей атмосферы. Эта точка зрения в ряде случаев, в част-
ности применительно ц тонколистовым изделиям из аустенитных
сталей и сплавов, может быть признана правильной.
Но условия сварки плавлением аустенитных сталей и сплавов
настолько многообразны в современной практике, что, стоя на
указанной позиции, далеко не всегда удается достигнуть поло-
жительных результатов. Это относится прежде всего к сварке
металла большой толщины, к сварке жестких узлов и конструк-
ций и т. д.
Свариваемость аустенитных сталей и сплавов, т. е. их способ-
ность давать здоровые сварные соединения при обычной неуслож-
ненной технике сварки, во многом определяется чистотой металла,
его «металлургической историей» (см. § 4 гл. VIII). Хотя аустенит-
ные стали значительно чище обычных углеродистых сталей по
содержанию серы, фосфора, кислорода, но они и более чувстви-
тельны к этим примесям и еще не отвечают требованиям, предъ-
являемым к ним сварщиками. Поэтому во многих случаях для
получения доброкачественного сварного шва и всего соединения
в целом, совершенно необходимо обессерить или обесфосфорить
металл, снизить в нем содержание газов и неметаллических вклю-
чений, подавить протекание кремпевосстановительных реакций,
снизить содержание кремния в сварочной ванне и т. д. Следова-
тельно, нужно так же активно вмешиваться в ход металлурги-
ческих процессов, как и при сварке плавлением подавляющего
большинства обычных сталей.
Обычно в состав всех жаропрочных и жаростойких сталей и
сплавов входит хром в количестве от 8—10 до 20—25%. В послед-
ние годы созданы жаростойкие сплавы, в которых содержание
хрома доведено до 50 и даже 60%. Большинство жаропрочных и
жаростойких аустенитных сталей и сплавов содержит довольно
большие количества титана и алюминия, в их состав входят бор,
цирконий, редкоземельные металлы. Все эти элементы, хотя и
в разной степени, окисляются при сварке. Из этого следует, что
применение для сварки аустенитных сталей и сплавов силикатных
марганцевых или безмарганцевых флюсов или кислых электрод-
ных покрытий, отлично зарекомендовавших себя в производстве
конструкций из обычных сталей, совершенно недопустимо. Нельзя
допускать в ряде случаев и использование в качестве защитной
среды углекислого газа, способного окислять такие элементы,
как титан, алюминий, хром и др.
В пользу активного вмешательства в ход металлургических
процессов при сварке плавлением аустенитных сталей и сплавов
говорит еще одно весьма важное обстоятельство — необходимость
управления химическим составом металла шва.
В литературе одно время было распространено мнение о том,
что при сварке аустенитных сталей необходимо всегда стремиться
к получению металла шва, обладающего таким же химическим
составом и строением, как и свариваемый металл. Однако, как
показала практика, такой подход к вопросам сварки аустенитных
сталей вообще и жаропрочных, в частности, очень часто не приво-
дит к положительным результатам. Например, жаропрочную
хромопикелепиобиевую сталь типа 16-13 или хромоникелевольфра-
мовую сталь типа 14-14-2, хромоникелевольфрамотитановый сплав
типа 15-35-5 или окалиностойкую хромоникелекремнистую сталь
типа 25-20-3 не удается сварить без горячих трещин, если в металле
шва будут полностью воспроизведены состав и структура основ-
ного металла. Для получения сварных швов, удовлетворяющих
разнообразным требованиям, часто приходится прибегать к ком-
плексному легированию их элементами, не содержащимися в ос-
новном металле, и в то же время препятствовать попаданию в шов
примесей, имеющихся в свариваемом металле. Лишь в редких
случаях, главным образом при сварке тонкого металла вольфрамо-
вым электродом (без присадочного металла), удается получить
не пораженные дефектами сварные швы, идентичные по своему
составу свариваемой стали.
Наконец, следует иметь в виду, что при сварке деформирован-
ного металла шов отличается от свариваемых стали и сплава своей
своеобразной литой микроструктурой. Поэтому, обладая таким же
химическим составом, как основной металл, швы могут иметь иные
механические, физические и коррозионные свойства. Это обстоя-
тельство должно учитываться при сварке аустенитных сталей и
сплавов.
Следовательно, при сварке жаропрочных сталей и сплавов
требуется активное вмешательство в ход металлургических про-
цессов. Отказ от активизации этих процессов, т. е. ограничение
мерами пассивной защиты жидкого металла от окружающей
атмосферы, станет возможным только тогда, когда на сварку
будет поступать металл требуемого химического состава и высо-
кой степени чистоты, т. е. прецизионные жаропрочные стали и
сплавы.
2. СПОСОБЫ ЛЕГИРОВАНИЯ МЕТАЛЛА ШВА
ПРИ СВАРКЕ
Сварной шов представляет собой смесь расплавленных основ-
ного и присадочного металлов. Химический состав металла шва
определяется составом стали и присадочной проволоки, долями
их участия в образовании шва, а также характером взаимодей-
ствия жидких металла, шлака и газовой фазы. При сварке хромо-
никелевых аустенитных сталей основными легирующими приме-
сями шва являются хром и никель. Однако одних только хрома
и никеля недостаточно для придания шву требуемых свойств.
В подавляющем большинстве случаев требуется дополнительно
легировать шов другими элементами. Как уже указывалось,
часто бывает так, что шов по своему составу должен отличаться
от свариваемой стали. В зависимости от вида сварки могут быть
применены различные способы легирования металла шва.
При автоматической и полуавтоматической сварке закрытой
дугой обычных сталей применяются в основном плавленые флюсы-
си ли каты. Современные плавленые флюсы не дают возможности
осуществить легирование металла шва. При сварке углеродистых
сталей, как известно, максимальный переход кремния или марганца
из флюса в сварной шов, происходящий в результате взаимодей-
ствия жидких металла и шлака, не превышает нескольких десятых
долей процента. На протяжении ряда лет неоднократно пред-
принимались попытки решить задачу легирования шва через
флюс, т. е. создания легирующих флюсов. С этой целью предла-
гались механические смеси флюсов с соответствующими ферро-
сплавами; однако они не нашли применения вследствие неравно-
мерного легирования швов, обусловленного сепарацией тяжелых
крупинок ферросплавов от легких зерен флюса. Составные неплав-
леные флюсы, предложенные К. К. Хреновым и Д. М. Кушнеро-
вым и получившие название керамических, не имеют их недо-
статков. В принципе можно создать керамический флюс такого
состава, который обеспечил бы необходимый состав, структуру и
легирование швов такими легкоокисляющимися элементами, как
алюминий, титан, цирконий и др. Однако этот способ легирования
шва при сварке жаропрочных сталей и сплавов нельзя признать
достаточно надежным по следующим причинам. Степень легиро-
вания шва находится в прямой зависимости от соотношения коли-
честв расплавляемых дугою металла и флюса (шлака). При авто-
матической сварке закрытой дугой это соотношение в несколько
раз больше, чем при сварке открытой дугой, и целиком опреде-
ляется режимом сварки — напряжением и током дуги. Чем больше
напряжение дуги, чем ниже ток и скорость сварки, тем относи-
тельно больше плавится шлака, тем интенсивнее переход примесей
из шлака в металл или из металла в шлак. При выполнении швов
различного типа и калибра неизбежно приходится изменять ре-
жим сварки. Изменения величины тока или напряжения дуги,
а также скорости ее перемещения при сварке под легирующим
флюсом влекут за собой колебания химического состава шва.
Это совершенно недопустимо, если учесть, что даже сравнительно
небольшие изменения содержания некоторых легирующих элемен-
тов резко сказываются на свойствах аустенитных швов. Керами-
ческие флюсы обладают также и технологическими недостатками.
Они гигроскопичны и зерна их не отличаются механической проч-
ностью — они легко измельчаются, что затрудняет их повторное
использование. Наиболее надежным способом легирования ме-
талла аустенитного шва является применение электродной прово-
локи соответствующего состава в сочетании с нейтральным нелеги-
рующим флюсом.
Одним из средств легирования шва при сварке открытой и
закрытой дугой является применение порошковой проволоки, т. е.
трубчатых электродов, начиненных внутри порошками металлов и
ферросплавов. Порошковая проволока может быть использована
и для сварки под флюсом аустенитных сталей, но применение ее
нельзя признать нелесообразным ввиду затруднительности изго-
товления и высокой стоимости.
Среди части сварщиков все еще распространено мнение о том,
будто бы при ручной сварке открытой дугой легирование шва наи-
более целесообразно осуществлять через электродное покрытие
введением в его состав порошков соответствующих металлов или
ферросплавов. При сварке покрытыми электродами или порошко-
вой проволокой, в отличие от сварки под флюсом, соотношение
количеств взаимодействующих металла и шлака практически не
зависит от режима сварки. Оно определяется толщиной покрытия
или сечением порошковой проволоки. При сварке открытой дугой
степень легирования металла шва в несколько меньшей степени
зависит от режима сварки, чем в предыдущем случае, поэтому
такой путь легирования шва здесь действительно кажется более
приемлемым. На практике, однако, такая ориентация ведет
к серьезным осложнениям из-за необходимости использования
шихтовых материалов высокого качества.
Как уже говорилось, жаропрочные стали и сплавы обладают
особой чувствительностью к различным загрязнениям в виде серы,
фосфора, легкоплавких примесей и газов. При шихтовке покрытий
электродов для сварки аустенитных сталей и сплавов необходимо
использовать лишь особо чистые материалы — металлические
порошки, шлакообразующие компоненты и т. д. Экономически
и технически выгоднее иметь так называемую прецизионную
сварочную проволоку, т. е. проволоку из стали или сплава с точно
заданными пределами содержаний легирующих элементов и вред-
ных примесей, чем набор особо чистых компонентов на каждом
электродном предприятии.
На западе производство аустенитных электродов, как правило,
организуется на предприятиях металлургического профиля, вы-
62
плавляющих стали и сплавы для сварочных электродов. Это дает
возможность быстро, оперативно и наиболее рационально в каж-
дом отдельном случае решать задачи по созданию тех или иных
электродов. Чаще всего требуемая система легирования металла
шва обеспечивается использованием электродных стержней соот-
ветствующего химического состава. На долю покрытия прихо-
дится лишь некоторое делегирование металла шва.
В наших условиях производство аустенитных электродов ото-
рвано от изготовителей проволоки. Поэтому нередко идут на вве-
дение в металл шва через электродное покрытие огромных коли-
честв легирующих элементов. Так, например, ввиду отсутствия
соответствующей проволоки, пришлось разработать электродное
покрытие, содержащее до 60% порошка молибдена [3]. Вполне
естественно, что такие электроды нельзя признать технологичными.
Чтобы иметь в шве 18—20% молибдена, вовсе нет нужды иметь
покрытие, почти целиком состоящее из молибдена. Проще иметь
проволоку с 18—20% Молибдена.
С легированием (не делегированием!) металла аустенитного
шва через электродное покрытие нельзя мириться.
По мнению автора, основным и наиболее надежным способом
легирования металла шва при сварке аустенитных сталей и спла-
вов, особенно жаропрочных, является применение электродов
(проволок) соответствующего состава в сочетании с нейтраль-
ными шлаками и защитными газами.
3. ОСНОВЫ ПОСТРОЕНИЯ ФЛЮСОВ-ШЛАКОВ
И ЭЛЕКТРОДНЫХ ПОКРЫТИЙ
Металлургия сварки аустенитных сталей и сплавов, в отличие
от сварки обычных сталей, в настоящее время ориентирована на
использование высокоосновных сварочных шлаков. Необходимость
применения таких шлаков не была столь очевидной еще 15—20 лет
назад. Понадобилось немало времени (были проведены обширные
исследования как в СССР, так и за границей) прежде, чем вопрос
этот приобрел определенную ясность. Причем прогресс в деле
создания шлаков требуемого состава был достигнут сначала
в области ручной сварки открытой дугой, а уже затем и в области
сварки под флюсом. Болес 30 лет назад были предложены для
сварки нержавеющих аустенитных сталей электродные покрытия,
представляющие в основном систему СаР2—СаО. Эти покрытия
получили в дальнейшем название основных или фтористокальцие-
вых, в отличие от покрытий, содержащих в своем составе 8Ю2,
ТЮ2, РеО и названных кислыми. При сварке аустенитных сталей
открытой дугой электродами с нелегирующими основными покры-
тиями металлургические процессы протекают весьма вяло, зна-
чительно слабее, чем при сварке кислыми электродами. Следует
однако иметь в виду, что как бы ни был нейтрален шлак, обра-
зующийся при использовании основных электродов, полное по-
давление металлургических реакций не может быть достигнуто,
так как при сварке открытой дугой не удается достаточно надежно
защитить плавильное пространство от кислорода и азота воздуха.
Кроме того, в результате, диссоциации карбонатов, входящих
в состав покрытия, атмосфера дуги приобретает окислительный
характер.
На первом этапе освоения сварки под флюсом и электрошла-
ковой сварки нержавеющих сталей были предприняты попытки
применить флюсы, предназначенные для сварки обычных угле-
родистых сталей. Попытки эти не увенчались успехом: швы за-
частую были поражены горячими трещинами, не обладали требуе-
мой коррозионной стойкостью и жаропрочностью, шлаковая
корка весьма прочно удерживалась на их поверхности и для ее
удаления требовались специальные меры. Одной из главных при-
чин появления перечисленных дефектов оказалось недопустимо
большое окисление хрома, титана и других примесей, содержа-
щихся в сварочной ванне, при сварке под высококремнистыми
марганцевыми флюсами.
Ниже рассматриваются реакции хрома, кремния, марганца,
титана, углерода, серы, фосфора и других примесей при сварке
аустенитных сталей и сплавов. Одновременно излагаются основ-
ные соображения о построении флюсов-шлаков для сварки аусте-
нитных сталей и сплавов.
Реакции хрома, кремния и марганца. При сварке обычных ста-
лей с малым содержанием хрома, когда исходная концентрация
его в каплях электродного металла, переносимых через дуговой
промежуток, и в сварочной ванне невелика, он обладает меньшей
раскисляющей способностью, чем такие легирующие элементы, как
марганец, кремний, углерод (рнс. 15). Поэтому окисление хрома
в жидком металле почти не происходит. С возрастанием концентра-
ции хрома в сварочной проволоке и в основном металле до пре-
делов, характерных для аустенитных сталей и сплавов, активность
его в сварочной зоне сильно повышается. Окисление хрома про-
исходит, вероятнее всего, в результате взаимодействия с окислами
марганца, кремния и железа, содержащимися во флюсе:
2Сг Ь ЗМпО^Сг2О3 + ЗМп; (4)
4Сг + 38Ю2^2Сг2О8 4- 381; (5)
2Сг + ЗЕеО71СггО3 + ЗЕе. (б)
В результате протекания описанных реакций хром окисляется
и удаляется в шлак, а металл шва обогащается кремнием и мар-
ганцем. В случае никелевых сплавов может оказаться заметным
и обогащение металла шва железом.
С позиций современной ионной теории шлаков окисление хрома
можно представить себе, как процесс прямого обмена зарядами
64
между ионами марганца, кремния и железа, находящихся в жид-
ком шлаке, и атомами хрома в жидком металле по следующим
реакциям:
2Сг -г ЗМп2+^2Сгя+ Нг ЗЛ4п; (7)
4Сг -Н 3 814+ у* 4Сг3+ + 3 81; (8)
2Ст -г ЗРе2~2Сг3+ -Ь ЗЕе. (9)
Чем больше кремния, марганца и железа в шлаке, тем интен-
сивнее должен окисляться хром. При ручной дуговой сварке
толстопокрытыми электродами окисление хрома возможно также
Рис. 15. Раскислительная способность элементов:
а — при разных концентрациях при 1600° С; 6 — изменение изобарного
потенциала окислов при равных концентрациях элементов
в результате непосредственного контакта жидкого металла с кис-
лородом воздуха. При сварке под флюсом плавйльное простран-
ство надежно защищено от окружающей атмосферы эластичной
оболочкой расплавленного флюса-шлака, а также слоем сыпучего,
флюса, поэтому участием кислорода воздуха в реакции окисления
хрома можно пренебречь. Окисление хрома возможно и в резуль-
тате взаимодействия с окисью углерода, образующейся вследствие
диссоциации карбонатов, например по реакциям
и
СаСО3 -> СаО + ССМ
2СО2 -> 2СО + О2 л .
(Ю)
(11)
Теперь установлено, что интенсивность окисления хрома при
сварке под флюсом определяется прежде всего содержанием в нем
кремния, марганца и железа (имеются в виду 8Юг, МпО, Мп2О3,
Е еО).
э Б. И. Медовар 1023
65
Влияние содержания 8Ю2 во флюсе исследовал К. В. Любав-
ский. Он впервые установил, что повышение содержания 81О2
во флюсе приводит к усилению окисления хрома, увеличению
перехода кремния из шлака в металл шва и увеличению содержания
кислорода в шве.
Проведенное автором исследование влияния содержания во
флюсе показало, что: 1) чем больше окислов марганца во флюсе,
тем сильнее окисляется хром; 2) при сварке под кислыми (высоко-
кремнистыми) марганцевыми флюсами окисление хрома сопро-
вождается обогащением металла шва кремнием и марганцем
вследствие развития кремне- и марганцевовосстановительных про-
цессов; 3) при сварке под безмарганцсвым флюсом наряду с окис-
лением хрома наблюдается также окисление марганца.
Опытные данные свидетельствуют о том, что для умень-
шения окисления хрома следует применять
флюсы с минимальным содержанием окис-
лов кремния, марганца и железа.
Необходимо отметить, что уже после опубликования отече-
ственных работ в США и других странах были проведены иссле-
дования окисления хрома при сварке под флюсом и сделаны ана-
логичные выводы.
Известно, что для уменьшения окисления какого-нибудь эле-
мента из сварочной ванны иногда в состав флюса вводят окислы
этого элемента. Так, например, при сварке обычных углеродистых
сталей под марганцевым флюсом марганец не только окисляется,
но, наоборот, восстанавливается железом из флюса. Были пред-
приняты попытки снизить окисление хрома при сварке нержавею-
щих сталей путем использования флюса, содержащего окись
хрома (в пересчете на хром флюс содержал до 3,4% Сг). Пере-
ход хрома в металл шва несколько увеличился для проволоки
от 84 до 92%; для основного металла он остался без изменения' —
около 95%, но полностью устранить окисление хрома не удалось.
Дальнейшее увеличение содержания окиси хрома во флюсе может
быть и оказалось бы полезным, но оно нс может быть допущено
вследствие увеличения тугоплавкости флюса и ухудшения его
технологических свойств. При ручной сварке открытой дугой
степень окисления хрома зависит от двух основных факторов —
наличия 8Ю2 и ТЮ2 в покрытии и от длины дуги.
Чем длиннее дуга, тем хуже защита зоны сварки от кислорода
воздуха и тем сильнее окисляется хром (см. табл. 22).
А. А. Ерохин показал, что при увеличении в составе покрытия
(на основе СаО—СаЕ2) содержания 8102 от 14 до 42% концентра-
ция хрома в наплавленном металле падает от 18,0 до 16,8%.
При этом содержание кремния возрастает от 0,10 до 0,53%. По
данным Н. Ю. Пальчука 1 увеличение содержания ТЮг в шлаке
Частное сообщение.
от 1 до 32%, при неизменном содержании других составляющих,
приводит к снижению содержания хрома в наплавленном металле
от 19,0 до 18,2% и повышению содержания кремния от 0,09 до
0,31 % (в электродном стержне 19,3% Сг и 0,53% 51).
Из приведенных данных следует, что при сварке основными
электродами значительно снижается содержание кремния в на-
плавленном металле. Это обстоятельство должно всегда учиты-
ваться при необходимости получения металла шва с высоким со-
держанием кремния.
Чем больше кремния и марганца в шлаке, тем интенсивнее
окисляется хром при сварке под флюсом, но и тем интенсивнее
восстанавливаются из шлака кремний и марганец. При сварке
в равных условиях под безмарганцевыми флюсами АН-5 (50—52%
8Ю2) и ФЦЛ-2 (36% 81О2) восстанавливается и переходит в шов
соответственно 0,35—0,45% и 0,30—0,35% 51. При этом окисляется
и переходит в шлак до 0,2% марганца. При сварке под марганце-
выми флюсами АН-26 и АН-23 восстанавливается и переходит
в шов соответственно 0,15—0,20% и 0,10—15% кремния. В первом
случае переход марганца в шов не превышает 0,05%. При много-
слойной сварке под флюсом АН-23 в металл шва может перейти
до 2—3% Мп и до 0,02% Р (в шихту флюса АН-23 входит загряз-
ненная фосфором марганцевая руда).
Следует отметить, что при отсутствии в составе шлака СаО
например при использовании флюса АНФ-1 (97% СаР2+3% 510 2),
кремневосстановительный процесс получает заметное разви-
тие — в шов может перейти до 0,3% 51. Поэтому во избежание
горячих трещин при сварке чистоаустенитных и высокоиикеле-
вых жаропрочных сталей наличие кремнезема во флюсе, построен-
ном на основе фторидов (см. ниже), не допускается. При сварке
под флюсом АНФ-1 окисляется до 0,3% Мп.
Ниже (гл. IV) будет показано, что кремний является возбуди-
телем горячих трещин при сварке стабильноаустснитных сталей
и сплавов. Поэтому проблема борьбы с кремнием, в частности пу-
тем снижения содержания его в металле шва, очень важна для
сварщиков.
Требования сварщиков об ограничении содержания кремния
в жаропрочных сталях и сплавах (не более 0,20%) создают опреде-
ленные трудности для металлургов. Лишь при использовании
особо чистых шихтовых материалов и выплавке в индукционной
печи удается получить аустенитную сталь или сплав со столь
низким содержанием кремния. Поскольку получать низкокрем-
нистый металл в больших масштабах пока не удается, его исполь-
зуют главным образом для изготовления сварочной проволоки.
Однако, даже имея в наличии такую проволоку, не приходится
рассчитывать па вполне приемлемые результаты: при сварке
металла с повышенным содержанием кремния, несмотря на исполь-
зование низкокремнистой проволоки, концентрация этого элемента
5* 67
в шве может оказаться чрезмерно высокой из-за разбавления ме-
талла шва основным металлом. По этой причине важно иметь воз-
можность окислить кремний, находящийся в сварочной ванне,
и перевести его в шлак.
Как уже отмечалось, при сварке электродами с основным по-
крытием наблюдается снижение содержания кремния в металле
шва. При сварке под флюсом до недавнего времени этого не уда-
валось добиться. При сварке под бескислородными флюсами, со-
держащими незначительные количества 8Ю2 в виде загрязнений,
вопреки ожиданиям, кремний восстанавливается и переходит
в шов. Исследования, проведенные нами совместно с Л. В. Чеко-
тило, позволили решить задачу окисления кремния при сварке
под флюсом.
Во фторидных (галоидных) бескислородных флюсах, как из-
вестно, активность 8Ю2 значительно выше, чем в основных шла-
ках, содержащих СаО. В последнем случае 8Ю2 связывается
в силикат кальция 8Ю2-СаО и вероятность развития кремневос-
становительных процессов заметно снижается (табл. 15). При
Таблица 15
Влияние содержания СаО в шлаке на реакцию кремния
при сварке аустенитных сталей
Состав флюса в % Марка проволоки Содержание в % чремния ^51
СаО А12О3 С а I' 2 510, .1 В проволоке । В верхнем (седьмом) слое наплав- ки
1 40 60 Св-04Х19Н9С2 2,35 1,98 -0,37
60 40 — Св-04Х19Н9С2 2,35 1,44 —0,91
100 Х15Н35Г7М9Т 0,05 0,04 —0,01
95 5 Х15Н35Г7М9Т 0,05 0,99 4-0,94
10 85 5 Х15Н35Г7М9Т 0,05 0,81 —0,76
20 75 5 Х15Н35Г7М9Т 0,05 0,54 - 0,46
90 10 СВ-06Х19Н9Т 0,20 0,95 4 0,75
12 • - 78 10 Св-06Х19Н9Т 0,20 0,85 4-0,65
практически равных содержаниях 8103 в шлаках, в случае
фторидного флюса, кремния в шов переходит значительно больше,
чем при сварке под основным шлаком. Вот почему при выплавке
фторидных бескислородных флюсов шлаков особое внимание над-
лежит уделять выбору шихтовых материалов, чистых по 8Ю2
(табл. 16). Так, при сварке под флюсом АНФ-5, выплавленном
на технической шихте, в шов переходит до 0,7% 81. В случае
чистых шихтовых материалов переход кремния из шлака в металл
шва отсутствует. Более того, возможно даже некоторое окисление
кремния. Чтобы активизировать этот процесс, необходимо ввести
в состав шлака некоторое количество окислов марганца для исполь-
зования следующих реакций:
[81] п 2 (МпО)7^2 [Мп] - (8Ю2); (12)
[81] -- (МпО2)7=*[Мп] 1 (8Ю2); (13)
3 [81] 1- 2 (Мп2О3)т^4 [Мп] -г 3 (8Юа). (14)
В результате протекания этих обменных реакций окисление
кремния будет сопровождаться легированием металла шва мар-
ганцем, положительно .влияющим на многие свойства аустенитных
швов и прежде всего на их стойкость против образования горячих
трещин.
Автора могут обвинить в непоследовательности — всего двумя-
тремя страницами выше было высказано мнение о необходимости
уменьшения содержания окислов марганца в сварочных флюсах
с целью снижения окисления хрома. Однако противоречий здесь
нет. Действительно, для предотвращения угара хрома нужно иметь
флюс без окислов кремния и марганца, но для окисления кремния
нужно иметь окислы марганца во флюсе. Кремний, обладая
большим сродством к кислороду, чем хром, при сварке под таким
флюсом энергично окисляется, а содержание хрома практически
не изменяется.
Использование фторидных марганцевых флюсов, например
флюса АНФ-17 (табл. 92 в § 2, гл. VI), предусматривает примене-
ние чистых по 81О2 шихтовых материалов. В противном случае
вместо окисления кремния может наблюдаться переход его из
шлака в металл шва (табл. 16). Так, при сварке проволокой ЭП88
(1Х15Н23Г7В7М.З) под флюсом АНФ-17, содержащим 2—3 % 81О2.
несмотря на наличие в нем до 13% Мп (в пересчете на МпО),
кремний не только не окисляется, но, наоборот, переходит в шов
(до 0,25%). При отсутствии 8Ю2 в шлаке содержание кремния
снижается от 0,22% до следов. При этом, естественно, растет и
переход марганца — от 0,58 до 1,33%.
Представляет интерес вопрос о поведении марганца в процессе
сварки аустенитных сталей и сплавов. При использовании безмар-
ганцевых шлаков, как уже отмечалось, наблюдается некоторое
окисление марганца, причем сказанное в полной мере относится
и к бескислородным флюсам. Установлено, что снижение содержа-
ния марганца в шве при сварке аустенитных сталей и сплавов свя-
зано не только с протеканием кремневосстановительных реакций
(при наличии 810 2 в составе шлака), но и с улетучиванием
69-
о
Влияние загрязненности фторидного флюса АНФ-5 кремнеземом на реакцию кремния
при сварке аустенитных сталей 1
Таблица 16
Сварочная проволока Шихта флюса Содержание элементов в верхнем слое наплавки в % дМп в % н 0х н /0 ДТ1 в % Наличие горячих трещин н наплавке
расчетное фактическое
Мп 5! Т> Мп 51 т‘
Х15Н35В5Т Техниче- 0,22 0,21 1,52 0,15 0,85 0,30 —0,07 + 0,64 —1,22 Много
плавка 6823 ская Чистая 0,22 0,21 1,52 0,20 0,22 1,02 —0,02 -г0,01 —0,50 Есть
Х15Н35В5ГЗТ Техниче- 3,50 0,17 1,47 1,9 0,82 0,28 —1,6 + 0,65 —1,19 »
плавка 4792 ская Чистая 3,50 0,17 1,47 2,5 0,20 0,98 -1,0 -1-0,03 —0,49 Есть
Х15Н35В5Г7Т Техниче- 6,30 0,11 1,35 3,9 0,87 0,28 —2,4 1-0,76 —1,07 единичные То же
плавка 4791 ская Чистая 6,30 0,11 1,35 4,4 0,15 0,90 —1,9 + 0,04 —0,45 Нет
Св-08Х20Н10Г6 Техниче- 6,47 0,51 — 5,20 0,76 —1,27 -0,25 — »
ская Чистая 6,47 0,51 — 5,50 0,36 — —0,97 —0,15 — »
Св-08Х20Н9Г7Т Техниче- 7,4 0,72 0,74 6,4 1,26 0,15 — 1,0 0,54 —0,59
ская Чистая 7,4 0,72 0,74 6,9 0,69 0,51 -0,5 -0,03 -0,23
1 Наплавки выполнялись проволокой диаметром 2 мм постоянным током обратной полярности (1 = 240 а; = 26 в;
ис~ 16 м/ч)', каждый последующий валик наплавлялся после полного остывания предыдущего.
фторида марганца МпР3. В табл. 16 показано, что даже при
сварке под фторидным бескислородным флюсом, выплавленным на
чистой шихте, угар марганца достаточно велик (до 1 —1,5 абс. %).
Были проведены опыты, показавшие, что возможен еще один
путь потери марганца при дуговой сварке — его избирательное
испарение. Известно, что температура кипения марганца 1900° С,
тогда как для железа она равна 2735° С, для кремния 2392° С,
а для титана — 3400° С. Известно также, что марганец отличается
от других элементов, входящих в состав аустенитной стали,
высокой упругостью пара.
Из химически чистых шихтовых материалов в индукционной
печи выплавили высокоосновной флюс системы А12О3—СаО,
не содержащий ни окислов кремния, ни фторидных соединений.
При наплавке многослойных валиков проволокой, содержащей
около 7% Мп, угар его достиг 1% — в верхнем валике содержа-
лось всего 5,8% Мп. .Способность марганца к избирательному
испарению должна особенно учитываться при различных способах
вакуумной сварки плавлением аустенитных сталей и сплавов.
Были проведены следующие опыты. Электронным лучом в вакууме
проплавили пластинку малоуглеродистой стали, содержащей
0,44% Мп. В результате избирательного испарения в металле шва
содержание марганца снизилось до 0,33%. Аналогичные резуль-
таты получены при проплавлении вольфрамовой дугой в камере
с контролируемой атмосферой (камеру сначала вакуумировали,
а затем заполнили аргоном). В металле шва на стали с 0,26% Мп
оказалось всего 0,18% Мп.
Реакция углерода. При сварке обычных сталей наблюдается
окисление углерода, причем тем более интенсивное, чем выше
его концентрация в проволоке. Установлено, что углерод, содер-
жащийся в основном металле, окисляется в меньшей степени, чем
углерод электрода. Причем, окисление углерода может происхо-
дить и в результате взаимодействия его с кислородом, находящимся
в электродном металле, например по реакции
С + ВеО -> Ре + СО Ь (15)
Чем больше кислорода в металле, тем интенсивнее идет окис-
ление углерода. Это объясняется его высоким сродством к кисло-
роду. При сварке обычных углеродистых и низколегированных
сталей, не содержащих таких энергичных раскислителей, как,
например, алюминий или титан, углерод играет роль наиболее
сильного раскислителя (рис. 15). Эта особенность обычных сталей
используется при сварке под флюсом — применение окисленных
силикатных флюсов позволяет заметно снизить содержание угле-
рода в шве и тем самым повысить его сопротивляемость образова-
нию горячих трещин.
По-иному ведет себя углерод при сварке аустенитных сталей
и сплавов, содержащих 15—25% Сг, по 2—5% А1, Т1 и т. д.
В этих условиях углерод уже не является наиболее сильным рас-
кислителем. При сварке в окислительных условиях (наличие
кислорода в дуге в случае газоэлектрической сварки или кисло-
родных соединений в шлаке при сварке под флюсом или электро-
шлаковой сварке) углерод практически не окисляется, если со-
держание его не превышает 0,2—0,3%. При более высоких кон-
центрациях активность углерода возрастает. Так, например, при
многопроходной сварке аустенитной проволокой типа 25-20
с 0,43% С под окислительным низкокремнистым марганцевым
флюсом АН-23 содержание углерода в верхних валиках не пре-
вышает 0,29%. Можно усилить окисление углерода, если приме-
нить фторидный марганцевый флюс, например АНФ-17 (табл. 92,
гл. VI).
Хотя в подавляющем большинстве случаев сварки плавлением
аустенитных сталей и сплавов реакция углерода не получает
заметного развития, знание ее особенностей необходимо для
специалистов-сварщиков. Ниже будет показано, что углерод
в известных условиях оказывает благоприятное влияние на стой-
кость аустенитных швов против образования горячих трещин.
Поэтому в отдельных случаях может пойадобиться введение допол-
нительного количества углерода в металл шва. На практике
в настоящее время для повышения содержания углерода в металле
аустенитного шва используется следующее: 1) введение углерода
в шов через электродное покрытие, содержащее углеродистые
ферросплавы; 2) применение карбидных плавленых флюсов (см.
гл. VI); 3) сварка в углекислом газе. При сварке в углекислом
газе или в газовых смесях, содержащих СО2, возможно некоторое
повышение содержания углерода в шве за счет протекания извест-
ной реакции
2СО С + СО2. (16)
Науглероживание не наблюдается, если используется прово-
лока с высоким (более 0,1%) содержанием углерода.
Реакция серы и фосфора. Оба эти элемента крайне вредны для
аустенитных швов, особенно фосфор. Чтобы предотвратить горя-
чие трещины в стабильноаустенитных швах, приходится ограни-
чивать содержание фосфора до 0,01 %. Удаление его из сварочной
ванны путем окисления в принципе возможно, но в практике
сварки аустенитных сталей не реализуется, так как фосфор обла-
дает сравнительно малым сродством к кислороду. Чтобы окислить
фосфор, пришлось бы сначала окислить такие легирующие эле-
менты, как алюминий и титан. Данные об окислении фосфора
при сварке под флюсом и электрошлаковой сварке приведены
в табл. 17. В этих условиях одной из главных задач металлургии
сварки жаропрочных сталей и сплавов является не удаление фос-
фора из сварочной ванны, а недопущение дополнительного за-
грязнения ее фосфором. Речь идет о возможном восстановлении
72
Окисление фосфора при сварке под флюсом и электрошлаковой
сварке
Наплавленный металл Марка флюса Шихта флюса Содержание фосфора в селимом слое много- слойной наплавки в %
Расчет- ное 1 Факти- ческое дР
Х20Н10Г6 АН-29 Техническая 0,030 0,020 — 0,010
АНФ-5 Чистая 0,030 0,017 -0,013
Техническая 0,030 0,025 - 0,005
АНФ-17 Чистая 0,030 0,020 —0,010
Техническая 0,030 0,026 —0,004
Х20Н9Г7 АН-29 » 0,037 0,029 —0,008
АНФ-5 Чистая 0,037 0,031 —0,006
Техническая 0,037 0,033 —0,004
АНФ-17 Чистая 0,037 0,029 -0,008
Техническая 0,037 0,036 -0,001
Х22Н15Г7АТ АН-29 0,021 0,015 —0,006
АНФ-5 Чистая 0,021 0,012 —0,009
Техническая 0,021 0,017 -0,004
АНФ-17 Чистая 0,021 0,013 - 0,008
Техническая 0,021 0,016 - 0,005
Г13 * Опытный » 0,077 0,057 • 0,020
АИФ-17 .— 0,077 0,063 —0,014
1Х18Н10Т * АНФ-20 (СаН2—ВаО) 0,022 0,010 —0,012
* Электрошлаковая сварка.
фосфора из флюса-шлака или электродного покрытия, например,
по одной из следующих реакций:
5 [Т1] л 2 (Р2О5)т^4 [Р ] Н- 5 (ТЮ2); (17)
10А1 + 3 (РгО5)т±6 [Р] Ч- 5 (А12О3). (18)
Для этого необходимо избегать использования в шихте элек-
тродных покрытий и керамических флюсов ферросплавов, за-
грязненных фосфором, например ферромарганца или феррована-
дия, а в шихте плавленых флюсов — марганцевой руды. В пер-
вом случае можно рекомендовать металлический электролити-
ческий марганец; во втором, например, перманганат калия КМпО4
(именно так сделано во флюсе АНФ-17).
По-иному решается вопрос борьбы с серой. При сварке плав-
лением жаропрочных аустенитных сталей и сплавов могут быть
созданы условия для энергичного обессеривания сварочной ванны.
Но с серой можно бороться и по-другому, не снижая содержания
ее в металле шва, а лишь изменяя форму, в которой она находится
в металле. Из металлургии сварки обычных сталей известно,
что легирование сварных швов марганцем позволяет снизить их
горячеломкость. Одной из причин положительного действия мар-
ганца является образование в металле кристаллизующегося шва
тугоплавкого сульфида марганца взамен более легкоплавкого
сульфида железа. Немаловажное значение имеет не только темпе-
ратура затвердевания сульфидов, но и характер их расположения
в структуре шва. Разобщенные мелкодисперсные сульфиды глобу-
лярной формы значительно менее опасны для металла шва, чем
сульфидные прослойки большой протяженности, располагаю-
щиеся по границам кристаллитов или зерен. Сказанное о меха-
низме благоприятного действия марганца справедливо и для метал-
лургии сварки аустенитных сталей.
Установлено, что для нейтрализации вредного влияния серы
(без снижения общего содержания ее в шве) при сварке аустенит-
ных сталей, помимо марганца, могут быть использованы алюминий,
титан, ванадий.
Легирование аустенитных швов марганцем и другими элемен-
тами, например ванадием, несомненно эффективно. Однако автор
отдает предпочтение иным, более активным средствам борьбы
с серой, предусматривающим энергичное обессеривание свароч-
ной ванны.
Оказалось, что некоторые легирующие элементы не только
связывают серу в более тугоплавкие по сравнению с сульфидами
железа и никеля соединения, но и способны в большей или мень-
шей степени обессерить сварочную ванну.
Например, алюминий и титан в условиях дуговой сварки
могут обессеривать сварочную ванну, переводя серу в шлак или
летучие соединения.
По данным Ю. И. Казеннова, одним из наиболее сильных
десульфури заторов аустенитных швов является цирконий.
Обессеривать сварочную ванну (при сварке углеродистых
сталей) может в некоторой степени и кремний. Введение 7,5%
ферросилиция в состав электродного покрытия позволило сни-
зить содержание серы в наплавленном металле в 3—4 раза (от
0,100—0,130% до 0,032—0,033%). Считают, что обессеривающее
действие кремния обусловлено образованием летучих сульфидов
кремния 818 и 8182.
Заметного обессеривания можно было бы ожидать при введе-
нии в сварочную ванну лантана, церия и других редкоземельных
металлов (РЗМ). К сожалению, несмотря па увеличивающиеся
масштабы применения РЗМ в большой металлургии, т. е. в произ-
водстве аустенитных сталей и сплавов, при сварке этих материа-
лов они все еще практически не используются. Это, ио-видимому,
можно объяснить затруднениями, связанными с обеспечением
строгой дозировки РЗМ в условиях сварки. Как известно, эффек-
74
тивность РЗМ достигается лишь в довольно узком диапазоне
концентраций. При несоблюдении требуемых условий возможно
даже отрицательное действие указанных примесей. Это особенно
относится к церию. Аналогичное положение в сварочной технике
сложилось с кальцием и магнием. Оба эти элемента способны энер-
гично обессеривать металл, но они могут оказать и пагубное влия-
ние па свойства жаропрочного сплава (шва), если их концентра-
ция не оптимальна.
Из сказанного о недостатках обессеривания сварочной ванны
путем легирования его различными десульфуризаторами стано-
вится понятным, почему при сварке жаропрочных аустенитных
сталей и сплавов следует широко использовать чисто металлур-
гическое средство борьбы с серой — высокоосновные флюсы-
шлаки.
На возможность обессеривания сварочной ванны при сварке
под основным флюсом впервые обратили внимание советские иссле-
дователи [17 и др. 1.
Данные, касающиеся сварки под флюсом аустенитной прово-
локой, приведены в табл. 18.
Таблица 18
Обессеривание при сварке под флюсом и электрошлаковой
сварке
Наплавленный металл Марка флюса Состав флюса в % Содержание серы в % Измене- ние содер- жания серы в шве
«4 схз СаО Л12О, я Другие компоненты В прово- локе В наплав- ленном металле ।
Х18Н9Б АН-26 20 6 20 328Ю2 ЗМпО 18М§О 0,018 0,028 0,010
АНФ-5 80 — — 20 0,018 0,012 —0,006
60 20 —. 20 0,018 0,010 —0,008
АНФ-6 80 — 20 — - - 0,018 0,010 —0,008
ЛНФ-7 80 20 — — — 0,018 0,006 —0,012
Х18Н11М * ЛНФ-6 80 — 20 — 0,021 0,010 - 0,011
АНФ-7 80 20 — . - — 0,021 0,006 —0,015
Х14Н18В2БР * ЛНФ-6 80 20 . - 0,023 0,012 —0,011
ЭИ726 АНФ-7 80 20 — — 0,023 0,005 —0,018
Ст. 5 * ЛНФ-6 80 20 — — 0,050 0,019 —0,031
* Электрошлакован сварка.
При электрошлаковой сварке с использованием высокооснов-
ного флюса системы СаО—А1аО3—СаР2 в условиях непрерывного
обновления шлаковой ванны удалось снизить содержание серы
в металле шва от 0,023 до 0,004%. Не только силикатные, но
и низкокремнистые флюсы, содержащие 20—30% 81О2, не обла-
дают обессеривающими свойствами.
Установлено, что сера, удаляемая шлаком из сварочной метал-
лической ванны, в нем не накапливается. В результате взаимо-
действия шлаковой ванны с кислородом воздуха (речь идет об
электрошлаковой сварке и сварке покрытыми электродами) лету-
чие соединения серы удаляются в атмосферу.
Остановимся коротко на поведении некоторых наиболее важных
легирующих элементов при сварке аустенитных сталей и сплавов.
Никель и м о л и б д е н практически не окисляются
при дуговой сварке. Угар вольфрама относительно невелик
в условиях сварки под флюсом и электрошлаковой сварки (пере-
ход его из проволоки в сварочную ванну составляет обычно 90—
95%). При сварке в СО2 или в газовых смесях, а также при сварке
открытой дуюй угар вольфрама более высокий. Это, например,
проявляется в образовании трудно удалимой окисной пленки
на поверхности сварного шва в случае сварки в углекислом газе
(см. гл. VI). Ванадий окисляется в еще большей степени,
чем вольфрам. Если переход вольфрама в шов достигает 90—95%,
усвоение ванадия сварочной ванной нс превышает 80—85%.
При сварке под низкокремнистым флюсом окисление ванадия
сопровождается образованием соединений типа шпинелей
(Ме'О-МегОз), прочно сцепляющихся с поверхностью сварного
шва (см. рис. 124). Подобным образом ведет себя и ниобий,
хотя окисляется он менее энергично, чем ванадий.
Бор довольно сильно окисляется в условиях дуговой сварки.
Так, при сварке открытой дугой проволоками с малыми добавками
бора он окисляется почти полностью. Обладая большим сродством
к кислороду (см. рис. 15), бор может участвовать в развитии не
только кремне- и марганцевовосстановитсльных процессов, ио
и восстанавливать титан из шлака, содержащего кислородные
соединения титана. Разумеется, речь идет о довольно больших
концентрациях бора в сварочной ванне, измеряемых десятыми
долями процента. В иных условиях, при наличии в составе флюса
довольно больших количеств окислов бора (например, 20%) воз-
можно восстановление бора не только титаном и алюминием, но
и хромом, углеродом, кремнием и марганцем. В табл. 19 приведены
данные о переходе бора в металл шва из бористого фторидного
флюса системы СаЕ2—В2О3 (АНФ-22). При отсутствии бора
в сварочной проволоке и основном металле конечное содержание
его в металле шва может достигнуть 0,2—0,3%, а при наличии
в шве титана —даже 0,5—0,6%. Это обстоятельство несомненно
расширяет возможности сварки под флюсом применительно к жаро-
прочным сталям и сплавам. Здесь имеется в виду не само по себе
легирование металла шва бором через флюс, а возможность пред-
отвращения угара бора при использовании проволоки или стали,
легированной бором, в сочетании с бористым плавленым флюсом.
76
Восстановление бора при сварке под флюсом, содержащим кислородные соединения бора
(флюс АНФ-22 -90% СаР2, 10% В2О8Г
1 Содержание элементов в % дС ДМп д8( дСг ДТ1 ДВ Элементы, по ко- торым произво- 1 дится сравнение
Сварочная
В проволоке В верхнем (седьмом) ело
проволока наплавки
51 Сг Т1 в с Мп 81 Сг
С ' Мп Т1 В
Св-08 Пружинная проволока 0,04 0,62 0,39 0,49 г 1 Следы — 0,28 ' — II II 0,03 0,39 0,120 0,065 0,16 0,23 Следы 0,18 — 0,08 0,23 -0,010 —0,23 —0,23 —0,26 -0,10 -0,19 —0,05 — 4-0,08 4-0,23 -1-0,20 -1-0,19 С’и В
СН-10Х13 СВ-13Х25Н18 0,15 0,10 0,59 1,39 0,45 0,14 13,13 24,98 0.36 0,97 0,26 0,0,') 12,66 23,91 = 0,20 0.19 —0,03 —0,035 -0,23 —0,42 -0,47 — 1,07 — Сг и В Мп и В
Св-04Х19Н9 СВ-08Х20Н10Г6 0,05 0.035 1,39 6,05 0,50 0,54 19,03 20,64 — - 0,03 — ' 0,06 0,85 4,5 0,45 18,22 0,44 1 20,26 — 0,28 0,28 —0,0'20 -0,025 —0,54 —1,55 —0,05 —0,10 —0,81 — 0,38 - +0,28 +0,28
СВ-04Х19Н9 СВ-04Х19Н9С2 0,05 0,06 1,39 1,32 0,50 2,27 19,03 19,36 0,03 0,85 0,035 |0,81 0,45 1,57 18,22 18,15 — 0,28 0,45 -0,020 —0,025 —0,51 -0,51 -0,05 —0,70 -0,81 -1,21 +0,28 -1-0,45 81 и В
Х20Н80Т (ЭИ435) Х27Н77ТЗЮ (ЭИ437А) — - - 0,27 2,45 = 2 = - 0,11 1,53 0,12 0,52 0,62 0,42 — — —0,16 —0,92 4-0,12 4-0,52 Т1 и В
Х181ШВР1 (ЭП381) Х18Н11БР1** (ЭП381) - — — — - 0,62 0,62 - - — — — 0 —0,20 В В
сварки 16 м/ч\ наплавки проволокой ЭИ435 и ЭИ437А вы-
* Режим сварки: ток 300—320 а, напряжение дуги 30—32 в, скорость
полнены на таком же режиме, но скорость сварки 30 м/ч.
** Сварка под флюсом ЛНФ-1П (рафинированный СаР2).
Алюминий относится к числу весьма легко окисляющихся
примесей жаропрочных и жаростойких аустенитных сталей и
сплавов. При сварке открытой дугой и при сварке в углекислом
газе или в газовых смесях с его участием не удается обеспечить
приемлемое усвоение алюминия сварочной ванной. Здесь наиболее
подходящими являются либо фторидные флюсы системы СаЕ2—
А12О3 (например, АНФ-6), либо неокислительные флюсы системы
СаО—А12О3. Алюминий, окисляясь, образует окисные пленки,
очень прочно сцепляющиеся с поверхностью шва. В состав элек-
тродных покрытий иногда вводят порошок алюминия для предот-
вращения окисления других легирующих элементов, например,
титана.
Титан обладает очень большим сродством к кислороду
и поэтому сильно окисляется при сварке открытой дугой. Наиболее
сильно окисляется титан, содержащийся в электродной проволоке:
обычно при сварке под окислительным флюсом из проволоки в шов
переходит не более г/6 титана, остальное количество окисляется
и уходит в шлак. Титан, находящийся в основном металле, окис-
ляется менее интенсивно — переход титана из стали в шов дости-
гает 50—60%. Степень окисления титана, так же, как и хрома,
зависит от кислотности флюса. Чем кислее флюс, т. е. чем больше
в нем кремнезема, тем сильнее окисляется титан. По данным
К. В. Любавского, при сварке под низкокремнистым флюсом
интенсивность окисления титана почти в 1,5 раза ниже, чем при
сварке под высококремпистым флюсом, но все же весьма значи-
тельна. Ввиду интенсивного окисления титана в дуге на первом
этане развития автоматической сварки под флюсом, когда применя-
лись окислительные шлаки, пришлось отказаться от легирования
шва титаном через проволоку.
При сварке открытой дугой, несмотря на неокислительный ха-
рактер покрытия, титан, содержащийся в электродном стержне,
практически целиком окисляется, по-видимому, из-за недостаточ-
ной защиты жидкого металла от кислорода воздуха и окислитель-
ного характера атмосферы дуги, обусловленного диссоциацией
карбонатов.
При аргоно-дуговой или гелие-дуговой сварке, как известно,
переход титана из электрода в сварочную ванну достаточно высок
и достигает 80—90%. При сварке в углекислом газе переход
титана из проволоки не превышает 50%. Значительная степень
усвоения титана наблюдается при сварке под неокислительными
флюсами. Поэтому при газоэлектрической сварке и при сварке
под бескислородным или неокислительным флюсом может быть
осуществлено легирование металла шва легкоокисляющимися
элементами (титаном, алюминием, цирконием).
Из сказанного не следует, что при сварке аустенитных сталей
и сплавов открытой дугой или под окислительным флюсом не
следует применять проволоку, содержащую титан. Такого рода
78
проволоки применяют на практике, но не столько с целью легиро-
вания шва титаном, сколько для измельчения его структуры и рас-
кисления сварочной ванны (остаточное содержание титана в шве
не превышает обычно 0,1 %). С этой же целью титан в небольших
количествах вводят в состав электродных покрытий. По данным
Эванса и Сломэца для полного раскисления железа при 1600° С
достаточно иметь всего 0,03—0,05% титана, дальнейшее увеличе-
ние содержания титана до 0,3—0,4% уже практически не вызы-
вает снижения содержания кислорода в металле.
Как уже отмечалось, окисление титана может быть до неко-
торой степени ослаблено и при сварке открытой дугой или при
сварке под низкокремнистым флюсом при наличии в стали (про-
волоке) более энергичных раскислителей, например алюминия,
кальция, магния.
Введение в состав флюса окислов алюминия и титана практи-
чески не влияет на степень окисления этих элементов из прово-
локи и стали. Чтобы предотвратить окисление титана, необходимо
исключить из состава флюса такие малопрочные окислы, как
8Ю2, МпО, РеО.
Ниобий обладает значительно меньшим сродством к кисло-
роду, чем титан, и поэтому менее подвержен окислению при дуго-
вой сварке. Опыты показывают, что переход ниобия из электрод-
ной проволоки в металл шва при сварке под низкокремнистым
флюсом достигает 85%, а из основного металла —95%. Вслед-
ствие этого легирование сварного шва ниобием через проволоку
или электродное покрытие не встречает трудностей и легко осу-
ществляется при сварке под флюсом и при сварке открытой дугой.
По данным В. Н. Земзина, при сварке открытой дугой наиболее
распространенными электродами переход ниобия составляет 60—
65%. Вопросы поведения газов при сварке аустенитных сталей,
ввиду их относительно малой подверженности порам менее изучены,
чем при сваркеобычных углеродистых и низколегированных сталей.
Аустенитные стали содержат относительно небольшое коли-
чество кислорода и водорода. Азот, как чрезвы-
чайно сильный аустенитизатор, используется в качестве легирую-
щей примеси, поэтому содержание его в стали может измеряться
десятыми долями процента. Конечное содержание газов в металле
шва может значительно отличаться от исходной концентрации
их в свариваемом металле и электродной проволоке. Чем больше
8102, МпО, Т1О2 и РеО во флюсе, тем больше кислорода
в шве (табл. 20). При наличии в двух флюсах, сходных по составу,
равных количеств 81О2 и ТЮ2 содержание кислорода в металле
шва во втором случае будет ниже, чем в первом, т. е. флюс с ТЮ3
имеет сравнительно более слабый окислительный характер, чем
флюс с 8Ю2.
Содержание азота в металле шва увеличивается при нали-
чии пемзовидных частиц во флюсе, но практически при сварке
79
Таблица 20
Влияние химического состава флюса на содержание
кислорода в металле аустенитного шва типа 18-8
Марка флюса Шлаковая система | 1 (главные компоненты) । 1 ип и'лака „ 1 Содержа - ние кис- лорода в металле шва н %
АН-348 АН-5 АН-22 Опытный АНФ-5 3;.О2—МпО Сильно окислитель- ный 5102—СаО—М§О । Кислый СаГ2—А1гО3—МпО—81О2' Низкокремнистый То же 1 » СаР2--.\аГ 1 Фторидный 0,080 0,062 0,022 0,016 0,008
под флюсом не зависит от металлургических характеристик шлака.
Содержание азота и кислорода в металле шва в значительной
степени зависит от режима сварки и, прежде всего, напряжения
дуги, т. е. от ее длины. Чем длиннее дуга, тем больше кислорода
и азота в шве. В табл. 21 приведены данные автора и Ю. В. Ла-
таша, касающиеся сварки под флюсом АН-23 стали типа 25-20.
Таблица 21
Влияние напряжения дуги (длины дуги) на содержание газов
в металле шва при сварке под флюсом
Напряжение дуги в в Содержание газов Рожпм сварки
О в % К в % II в ел/а/100 а
28 0,0096 0,0215 6,2 Постоянный ток
45 0,0171 0,0326 5,4 обратной полярности, 450—500 в, скорость
сварки 30 м/ч
При ручной сварке увеличение длины дуги, вследствие рез-
кого ухудшения защиты зоны сварки от воздуха, приводит к еще
более значительному повышению содержания азота в металле
шва (табл. 22). Такое же явление наблюдается в случае газо-
электрической сварки.
Увеличение содержания азота в наплавленном металле приво-
дит к его упрочнению. При этом возможно снижение пластичности
металла. Так, при сварке электродами из проволоки типа Х15Н13Г6
увеличение длины дуги (напряжение дуги повысилось от 22—25
до 34—37 в) привело к трех-четырехкратному увеличению содер-
жания азота в наплавленном металле. Предел прочности его воз-
рос от 52,0 до 62,5 но относительное удлинение снизилось
от 43,0 до 28,4%, а ударная вязкость от 16,4 до 13,0 к.Г-м/см2.
80
Таблица 22
Влияние напряжения дуги (длины дуги) на содержание газов
в наплавленном металле при ручной сварке открытой дугой
(По данным В. С. Аристова и др.)
Объект исследова ния сс и & К С X Г О I Содержание в металле шва в % наплав- ленного металла в кГ/мм2
X 31 Сг
Электродный стержень Наплавленный металл 1 22—25 34—37 0,031 0,028—0,032 0,120 -0,126 0,48 0,47- 0,47 0,31—0,36 21,6 19,5—19,50 17,5-17,8 52,0 52,5 62,0—63,0
Из приведенных данных следует, что при ручной сварке аусте-
нитными электродами необходимо регламентировать и строго
контролировать не только величину тока, как это делается вообще
при ручной сварке, но также и длину дуги. Сказанное целиком
относится и к газоэлектрической сварке.
Главным источником водорода при сварке аустенитных
сталей служит электродное покрытие или флюс, так как содержа-
ние водорода в стали и электродной проволоке обычно невелико.
Водород может попадать в шов также из водяных паров, содер-
жащихся в виде примеси в баллонах с защитным газом.
Чем больше органических соединений имеет в своем составе
электродное покрытие, тем больше водорода вносится в зону
сварки при расплавлении покрытого электрода. В силу этого
наибольшее содержание водорода в наплавленном металле наб-
людается при сварке электродами с целлюлозным покрытием
(10 см2/\00 г), а наименьшее (0,9 слг3/100 г) — при сварке основ-
ными электродами, не имеющими в составе покрытия органиче-
ских соединений.
Ниже показано влияние типа электродного покрытия па
содержание водорода в наплавленном металле.
Тип покрытия Беа покрытия ( 1олый электрод) Тонкое стабили- зирующее Кислое Целлю- лозное Основное
Содержание водорода в шве в слгя/100 г . . 1,57 2,53 4,67 10,0 0,91
Другим источником водорода, помимо компонентов покрытия,
служит влага, адсорбированная поверхностью электрода. Если
электроды хорошо прокалены перед сваркой, то ввиду относи-
6 Б. И. Медовар 1023 81
тельно малой поверхности электрода количество водорода, вноси-
мого в зону сварки, может быть сведено к минимуму.
Совершенно иная картина наблюдается при сварке под флюсом.
По сравнению с электродным покрытием зерна флюса имеют
в сотни раз большую поверхность, способную адсорбировать
влагу. С другой стороны, плавленые флюсы в отличие от электрод-
ных покрытий обычно не содержат конституционной влаги или
органических соединений. Исключение составляют фторидные
флюсы, содержащие СаО и обладающие, как показал Ю. Д. Брус-
ницын, повышенной склонностью к гидратации. Поэтому главным
источником водорода при сварке под флюсом является адсорби-
рованная влага, причем количество водорода, вносимого в пла-
вильное пространство, в отличие от ручной сварки мало зависит
от металлургической характеристики флюса, а определяется глав-
ным образом его гранулометрическим составом. Это значит, что
все флюсы данного гранулометрического состава, как правило,
вносят в зону дуги практически одинаковое количество водорода.
Однако при равных количествах внесенного в дугу водорода конеч-
ное содержание его в металле шва будет различным и зависит от
металлургических свойств флюса. Если шлак содержит углерод
или способен выделять фтор или кислород, связывающие водо-
род в соединения, не растворимые в жидком металле (НЕ, ОН,
СЛН^), конечное содержание его будет небольшим. Если же шлак
не способствует образованию НЕ, ОН или СХНУ, содержание
водорода в шве может быть значительным. Ниже приведены дан-
ные о влиянии сварочного флюса на содержание водорода в ме-
талле шва.
Тип и марка флюса Низкокрем- нистый (32% 8Ю2, АН-26) Низкокрем- нистый (20% 8Ю2, АН-23) Беек рем- ни стый (3% 81О2, АНФ-1) Фторидный (АНФ-5)
Содержание водоро- да в шве в сл«3/100 г . . 4,2 6,2 10,4 6,0
Из приведенных данных следует, что по мере уменьшения
содержания 8Ю2 во флюсе увеличивается концентрация водорода
в металле шва. Уже указывалось на то, что флюсы с наименьшим
содержанием 8Ю2 являются наиболее подходящими для сварки
аустенитных сталей. Поэтому в тех случаях, когда чрезмерное
количество водорода в аустенитном шве недопустимо, приходится
принимать специальные меры, которые позволят без заметного
ущерба для металлургических характеристик флюса сделать его
способным окислять водород в соединения, не растворимые в сва-
82
рочной ванне. Этот вопрос более обстоятельно будет рассмотрен
в разделе, касающемся образования пор в аустенитных швах.
Наименьшее содержание водорода в аустенитном шве дости-
гается при сварке в смеси Аг -[- О2 или в СО2 и объясняется
окислительным характером атмосферы дуги.
Неметаллические включения оказывают за-
метное влияние на свойства аустенитных сталей и сварных швов.
При ручной сварке аустенитными электродами с основным по-
крытием и при дуговой сварке в атмосфере защитных газов на-
плавленный металл сравнительно мало загрязнен неметалличе-
скими включениями. Исключение составляет газоэлектрическая
сварка в техническом аргоне, когда металл шва содержит большое
количество нитридов. Совершенно иная картина наблюдается при
сварке под флюсами-силикатами и при сварке в углекислом
газе. В этом случае наряду с эндогенными включениями (про-
дуктами окислительных процессов) в металле шва наблюдается
огромное количество экзогенных включений —мелких частиц
шлака, запутавшихся в междуосных пространствах дендритов
(рис. 16, а).
При сварке под плавлеными флюсами, содержащими 8Ю2
и МпО, в шве наблюдаются силикатные, с преобладанием марганца
неметаллические включения. Многие из этих включений, вероятно
экзогенного происхождения, имеют правильную форму шариков
разной величины (рис. 16, б). Если флюс содержит много глино-
зема (например, флюсы АН-26, АН-23), в шве наблюдаются, наряду
с силикатными, также глиноземистые включения остроугольной
формы.
Наиболее чистый металл получается при сварке под бескисло-
родным фторидным флюсом (рис. 16, в). В этом случае из-за от-
сутствия окислительных реакций практически исключается воз-
можность загрязнения шва эндогенными включениями. Низкая
температура плавления и малый удельный вес жидкого флюса
способствуют легкому всплыванию капелек шлака в сварочной
ванне, вследствие чего и содержание экзогенных включений в ау-
стенитном шве невелико. Вслед за СССР фторидные флюсы полу-
чили распространение и за рубежом [20 и др.].
Типичный состав неметаллических включений в аустенитных
швах приведен в табл. 23.
Наиболее благоприятные условия для удаления неметалличе-
ских включений из аустенитного шва создаются при электрошла-
ковой сварке, если коэффициент формы металлической ванны пре-
вышает, например, 2—3, т. е. направление роста кристаллов
становится близким к осевому. Вопрос этот рассмотрен более
подробно в гл. VI.
Рассмотренные выше особенности металлургических процессов,
протекающих при сварке аустенитных жаропрочных сталей и
сплавов, позволяют сформулировать некоторые основные требо-
6* 83
Рис. 16. Влияние условий сварки на загрязненность металла аустенитного шва
неметаллическими включениями:
а сварка в углекислом газе (хЮОО); б —силикатный марганцевый флюс (XI10);
в — бескислородный фторидный флюс (Х600), шлиф не травлен
вания, которым должны отве-
чать флюсы-шлаки и электрод-
ные покрытия для сварки ука-
занных материалов:
1. Должны применяться не-
окислительные шлаки: бескис-
лородные (на основе фторидов),
кислородные (на основе термо-
динамически устойчивых окис-
лов, например, системы СаО—
М§0—А12О3) или смешанного
типа (например, системы СаР2—
СаО—АДО 3).
2. Содержание 810 2 и ТЮ2
в шлаке должно быть минималь-
ным; развитие кремнеросстано-
вительпых процессов, как пра-
вило, недопустимо.
3. Могут применяться окис-
лительные, по не силикатные
флюсы-шлаки, содержащие, на-
пример, окислы марганца или
бора.
4. Флюсы и электродные по-
крытия должны приготовляться
из чистых по 81О2, Р, 5 и дру-
гим загрязнениям компонентов.
5. Флюсы и электродные
покрытия должны вносить в пла-
вильное пространство мини-
мальные количества водорода.
В соответствующих разде-
лах гл. VI будут приведены
данные о наиболее типичных
флюсах и электродных покры-
тиях и сделана попытка их клас-
сифицировать. Отметим, что
в ряде случаев возможно при-
менение рутиловых аустепитио-
ферритных электродов [18, 191.
В предыдущей главе гово-
рилось об отрицательном влия-
нии примесей легкоплавких эле-
ментов на жаропрочные свой-
ства аустенитных сплавов и ста-
лей. Все это в большой степени
относится и к сварным швам,
а
в
где ликвационные процессы получают особое развитие. К со-
жалению, при сварке плавлением под флюсом, в защитных
газах, электрошлаковой или при сварке открытой дугой пока
не удается создать условия для эффективного удаления легко-
плавких примесей (за исключением серы) из сварочной ванны.
Для этого нужны принципиально иные условия — более высокая
температура жидкого металла и вакуумирование плавильного
пространства. Такие условия создаются, в частности, при элек-
тронно-лучевой сварке. О металлургических особенностях, ха-
рактерных для того или иного способа сварки, будет сказано
более подробно в соответствующих разделах гл. VI.
4. ПОРЫ ПРИ СВАРКЕ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Основной причиной образования пор в сварных швах угле-
родистых и низколегированных сталей является
водород. Азот также может вызвать поры при сварке обычных
сталей. Об этом свидетельствует общеизвестный факт появления
пор при сварке под флюсом, в условиях попадания воздуха в пла-
вильное пространство (сварка с зазором угловых швов тавро-
вых соединений, односторонняя сварка стыковых швов навесу
с неполным проваром, сварка при недостаточном уровне засыпки
флюса и т. д.), а также при сварке открытой дугой голым электро-
дом .
При сварке аустенитных сталей и сплавов основной
причиной образования пор также является водород. Азот и кисло-
род при обычных концентрациях практически пор не вызывают.
Окись углерода может вызывать поры в аустенитных швах, на-
пример, при сварке в углекислом газе или в газовых смесях, со-
держащих СО2.
Были проведены опыты по сварке углеродистой и нержаве-
ющей сталей в равных условиях, с подачей азота в зону горения
дуги. При подаче одинаковых количеств азота углеродистый
шов оказался испещренным порами и ноздрями. В то же время
аустенитный шов получился плотным. На рис. 17 показана по-
верхность обоих швов. Малая чувствительность сварных швов
хромоникелевых аустенитных сталей к порам, вызываемым азо-
том, объясняется очень хорошей растворимостью азота в этих
сталях. Именно это обстоятельство дало возможность осуществить
так называемую азотно-дуговую сварку нержавеющих сталей.
Однако при сварке открытой дугой голым электродом в аусте-
нитном шве могут появиться поры, вызванные совместным дей-
ствием газов воздуха: кислород может способствовать поступлению
слишком большого количества азота в сварочную ванну [8].
Образование пор связано с резким, скачкообразным уменьше-
нием растворимости газов в металле в момент кристаллизации
86
сварочной ванны. При затвердевании аустенитной стали падение
растворимости водорода происходит в значительно меньшей сте-
пени по сравнению с обычными малоуглеродистыми и ферритными
сталями (рис. 18). Поэтому сварные швы аустенитных сталей
менее подвержены водородным порам, чем швы обычных сталей.
Главным источником водорода при сварке обычных кон-
струкционных сталей служат ржавчина и масло, загрязняющие
свариваемые кромки, а также влага, адсорбированная поверх-
ностью электродного покрытия или зерен флюса. Источником
Рис. 17. Влияние азота на пористость при сварке различных сталей:
а углеродистой МСт.З; б — аустенитной; е — аустенитной, подача водорода в зону
сварки
водорода может послужить также влага, находящаяся в составе
плохо прокаленного покрытия или внутри пемзовидных зерен
флюса. При сварке аустенитных сталей и сплавов ржавчина на
кромках отсутствует, но они могут быть загрязнены маслами.
Водород попадает в зону сварки из флюса, покрытия, воздуха
или с защитным газом. Выше указывалось, что при ручной сварке
аустенитных сталей основными электродами металл шва содер-
жит минимальное количество водорода. Бескислородные, как и
низкокремнистые, флюсы вносят значительное количество водо-
рода в зону сварки.
Растворимость водорода при комнатной температуре в аусте-
нитных швах значительно выше, чем в ферритных; скорость диф-
фузии водорода в аустенитных швах небольшая, поэтому водород,
попавший в металл аустенитного шва при сварке, почти целиком
сохраняется в нем неопределенно долгое время. Автором сов-
местно с Ю. В. Латашем, были проведены опыты, позволившие
количественно оценить кинетику удаления водорода (при комнат-
ной температуре) из аустенитных и ферритных сварных швов
(табл. 24). Из приведенных экспериментальных данных видно,
Рис. 18. Изменение растворимости водорода при затвердевании
аустенитных (/) и ферритных (//) сталей (а), зависимость между
содержанием кислорода и водорода в шве стали типа 25-20 (б)
что в исходном состоянии аустенитный шов содержит водорода
ненамного больше, чем ферритный, причем это количество водо-
рода остается практически неизменным даже после длительного
пребывания при комнатной температуре. В ферритном шве уже
Кинетика удаления водорода при 20° С
из металла сварного шва
Таблица 24
Содержание водорода в металле шва в сла/100 г
Тип металла шва Сразу же после сварки 5 Пос^ ‘20 е сварки через (в ч) 840
45 | /О 120
Ферритный на стали МСт.З 6,2 5,4 4,3 3,4 1,1 1,8
Чистоаустенитный на стали Х23Н18 7,6 — 7,6 7,4 — 8,7 6,8
через 5 ч наблюдается заметное снижение концентрации водорода,
а через 75 ч содержание водорода уменьшается почти в 6 раз.
Еще в 1950 г. автором было впервые обнаружено, что род
тока и его полярность оказывают существенное влияние на про-
цесс образования пор при сварке аустенитных сталей под флю-
сами, содержащими 8Ю2 и СаЕ2.
Наименьшая пористость обычно наблюдается при сварке по-
стоянным током обратной полярности. Д. М. Рабкин теоретически
доказал, что в этом случае обеспечивается наиболее совершенная
защита сварочной ванны от водорода, вследствие образования
над ней слоя фтор-ионов при сварке под флюсами, содержащими
фтор, или избытка электронов при сварке под бесфтористыми
флюсами [15]. При сварке на прямой полярности количество
пор увеличивается. При сварке переменным током наблюдается
наиболее сильная пористость.
По мнению В. В. Подгаецкого [11], влияние рода тока на со-
держание водорода (а также азота) в металле шва можно объяснить
следующим образом. В процессе сварки оба газа могут адсорби-
роваться поверхностью жидкой стали, находясь в виде заряжен-
ных и незаряженных частиц. Заряженными являются положитель-
ные ионы Н+ и Ы+. К незаряженным частицам относятся моле-
кулы и атомы водорода и азота. Положительные ионы могут воз-
никать в сварочной дуге только в области катодного падения на-
пряжения под действием электронных ударов. Электроны, вы-
зывающие ионизацию, вылетают с поверхности катода при про-
хождении сварочного тока. При сварке на постоянном токе,
электроны образуют вокруг катода электронное облако, препят-
ствующее возникновению положительных ионов, и этим умень-
шают возможность растворения газов на катоде. Частая смена
полярности при сварке на переменном токе разрушает электрон-
ное облако возле катода, увеличивая этим возможность появления
положительных ионов в области катодного падения напряжения
и растворения их в жидком металле.
Иной точки зрения по этому вопросу придерживаются В. И. Ла-
комский и Г. М. Григоренко [7]. Они считают, что при дуговой
сварке следует различать два типа поглощения газов металла
из атмосферы дуги: химическое и электрическое, причем электри-
ческое поглощение превалирует над химическим. Металл анода
поглощает газ химически. Содержание в нем газов определяется
стандартной растворимостью, температурой металла и парциаль-
ным давлением газа в газовой фазе. Металл катода поглощает
газ электрически. Концентрация газов в металле катода зависит
от катодного падения напряжения, сварочного тока, парциального
давления газа в атмосфере дуги и температуры металла. Повыше-
ние содержания азота в сварном шве, по мнению указанных ис-
следователей, объясняется электрическим поглощением газа и ма-
лой по сравнению с водородом скоростью диффузии в металле.
Наблюдаемое на практике усиление поступления азота в при-
сутствии кислорода в металл сварочной ванны объясняется
увеличением катодного падения напряжения за счет кисло-
рода.
Известно, что при сварке в гелии катодное падение напряжения
вдвое выше, чем в аргоне. Поэтому металл шва в первом случае
будет более насыщен газами, чем во втором, несмотря на одина-
ковое содержание водорода и азота в атмосфере дуги. Отсюда
следует весьма важный для практики сварки аустенитных сталей
и сплавов вывод о необходимости предъявления к гелию более
строгих требований по чистоте, чем к аргону.
Вопросы, теории поведения газов при дуговой сварке очень
сложны и еще очень мало изучены. Еще в меньшей степени разра-
ботаны эти вопросы применительно к различным способам сварки
плавлением в вакууме.
Какова бы ни была истинная природа влияния рода тока и
его полярности на поведение газов в плавильном пространстве,
остается несомненным факт более высокой стойкости аустенитных
швов против образования пор в случае сварки на постоянном токе
обратной полярности. Исключение составляют бесфтористые основ-
ные флюсы. Этот факт пока что не находит объяснения.
О влиянии полярности постоянного тока на содержание во-
дорода в металле шва можно судить по данным табл. 25.
Таблица 25
Влияние полярности сварочного тока на содержание водорода
и пористость в чистоаустенитном шве на стали типа 25-20
Марка флюса Полярность Содержание водорода в металле шва в сл^/ЮО е Наличие пор в шве
ЛНФ-1 Обратная 7,8 Нет
(95% СаЕ2-| 5% 810,) Прямая 15,1 Есть
ЛН-26 Обратная 4,2 Пет
(32%51О2) Прямая 6,0 »
Положительное влияние сварки постоянным током обратной
полярности на уменьшение пористости в сварных швах облегчает
применение бескислородных и низкокремнистых флюсов. Напом-
ним, что ручная сварка электродами с основным покрытием также
производится постоянным током обратной полярности.
Следует еще раз отметить, что в случае сварки под бесфтори-
стым высокоосновным флюсом наименьшая пористость обеспечи-
вается при работе на прямой полярности (рис. 19).
Относительно высокая стойкость аустенитных сталей против
образования пор позволяет применять режимы сварки, характе-
90
ризуемые большими скоростями охлаждения сварного шва (боль-
шие скорости, сварка швами малого сечения), не опасаясь образо-
вания в нем пор. Это обстоятельство имеет большое практическое
значение, так как именно указанные режимы сварки являются
оптимальными для многих аустенитных сталей.
Известно, что при дуговой сварке металлургические реакции
взаимодействия шлака, металла и газов энергичнее протекают
в столбе дуги, где достигаются наиболее высокие температуры
и создаются наиболее благоприятные условия контактирования
взаимодействующих фаз. Неудивительно поэтому, что водород
в наибольшей степени растворяется в каплях электродного металла
в процессе переноса их через дуговой промежуток, а не в сварочной
Рис. 19. Влияние полярности постоянного тока на пористость аустенит-
ного шва при сварке под высокоосновным бесфтористым флюсом:
а — прямая п б — обратная полярность
ванне. Это явление обнаруживается при многослойной сварке.
По мере перехода от слоя к слою увеличивается доля электродного
металла в шве и повышается содержание в нем водорода. При
многопроходной сварке аустенитной стали пористость обычно об-
наруживается в верхних слоях, а при однопроходной сварке по-
ристость появляется сравнительно редко.
Ранее указывалось, что увеличение напряжения дуги (длины
дуги) при сварке под флюсом приводит к повышению содержания
кислорода и азота в металле шва. Данные табл. 26 показывают,
что при этом содержание водорода в металле шва уменьшается.
Это не случайное явление. Многократно повторенные опыты по
сварке под разными флюсами дают тот же результат.
Чем же объяснить уменьшение содержания водорода и устра-
нение пористости при сварке под флюсом аустенитных швов длин-
ной дугой? Одной из причин, по-видимому, может явиться про-
рыв газов через оболочку расплавленного флюса, удаление их
Влияние напряжения длины дуги на содержание водорода и пористость
в чистоаустенитных сварных швах
стали Марка проволоки флюса Режим Ток в а сварки Напря- жение дуги в а Содержа- ние водорода в металле шва в ^л«а/100 г Наличие пор в шве
Х23П18 Х23Н23МЗДЗ (ЭИ 533) * Сва; СВ-13Х25Н18 ЭИ 533 жа производил АНФ-1 (1% ЗЮ2) АН-22 (26% 3(0,; 6,6% МпО) ась полуоткр 440 450 450 550 550 ытой дугой 28—30 13.2 40—42 8,5 42—41 7,0 * 30—32 4,8 38—40 | 3,9 по слою флюса. Есть Пет » » »
из плавильного пространства в атмосферу и, следовательно, сниже-
ние парциального давления водорода. Другой возможной причиной
снижения содержания водорода при сварке длинной дугой ве-
роятно служит увеличение количества расплавляемого флюса.
Чем больше плавится флюса, тем больше воздуха попадает в пла-
вильное пространство из промежутков между зернами флюса,
выше парциальное давление кислорода и азота, меньше попадает
водорода в сварочную ванну и меньше пористость. Данные табл. 26,
как уже указывалось, свидетельствуют, что уменьшение содержа-
ния водорода происходит одновременно с увеличением концентра-
ции кислорода и азота в шве. К сожалению, не представляется
возможным рекомендовать производить сварку аустенитных ста-
лей длинной дугой. Хотя при этом и уменьшается опасность по-
явления пористости, но, вместе с тем, возрастает опасность по-
ражения швов трещинами ввиду окисления ферритизаторов и воз-
можной аустенитизации структуры шва под совместным действием
кислорода и азота, а также вследствие не всегда допустимого
увеличения коэффициента формы шва. Необходимо, следовательно,
изыскивать другие средства уменьшения содержания водорода
в металле шва при сварке аустенитных сталей. Это тем более не-
обходимо, что аустенитно-ферритные швы, которым отдается пред-
почтение ввиду их высокой стойкости против горячих трещин
и межкристаллитной коррозии, подвержены образованию пор
значительно сильнее, чем чистоаустенитные швы. Это обстоятель-
ство, возможно, связано с увеличением падения растворимости
водорода при наличии кристалликов 6-фазы в кристаллизующемся
шве.
При сварке малоуглеродистых и низколегированных сталей
наиболее надежным средством предотвращения водородной по-
92
ристости служит применение высококремнистых флюсов, содер-
жащих фтористый кальций.
При сварке иод такими флюсами, как показано в работах
И. В. Кирдо и В. В. Подгаецкого, в газовой фазе протекает ре-
акция
8Ю2 :-2СаР2-| Н Х^2СаО 81Р ЗНР. (19)
В результате связывания водорода в НР, нерастворимый в ме-
талле шва, содержание водорода в металле шва надает и пористость
п р е дотв р а ща етс я.
Известно, что устранение пористости при сварке обычных ста-
лей возможно и в случае окисления водорода в гидроксил ОН,
который так же, как и НР нс растворим в жидком металле. Этот
путь борьбы с водородной пористостью с помощью кислорода
не нашел практического применения при сварке углеродистых
сталей, но успешно использован при автоматической сварке алю-
миния полуоткрытой дугой, а также при аргоно-дуговой сварке.
Опыты автора, проведенные совместно с Ю. В. Латашем, по-
казали, что при сварке под бескислородным флюсом, состоящим
в основном из СаР2 и ЫаР и не содержащим 81О2, возможно свя-
зывание водорода в результате диссоциации СаР2 на СаР и Р.
Однако этот процесс идет весьма вяло и поэтому при малой кон-
центрации кремния в металле не удается избавиться от пор. В то же
время даже небольшая добавка ТЮ2 к бескислородному флюсу
позволяет резко снизить содержание водорода в аустенитном шве.
Например, при сварке многопроходного шва на стали ЭИ533
в случае использования бескислородного флюса в верхнем слое
содержалось 9,3 ои3/100 г водорода, при этом оп был поражен
порами. В случае сварки под тем же флюсом с добавкой 10—15%
ТЮ2 содержание водорода снизилось до 5,4 щи3/100 г, а поры от-
сутствовали.
Представляет интерес установление механизма положительного
действия добавки ТЮ2к флюсу. На основании термодинамических
расчетов автору удалось показать, что в зоне сварки может про-
исходить окисление атомарного водорода кислородом двуокиси
титана по реакциям
Т1О2 Н^2Т12О3-| ’/2Н2О (20)
и
2ТЮ2 ; Н72ТЮ3 + ОН. (21)
Устранение пористости в аустенитных швах при сварке под
флюсом, содержащим флюорит СаР2 и ТЮ2, может быть дости-
гнуто и в результате связывания водорода фтором. Причем пере-
датчиком фтора водороду может служить Т1Р4 аналогично тому,
как это происходит при наличии тетрафторида кремния:
ТЮ2 2СаР2712СаО -!-Т1Г4 (22)
и, далее,
Т1Р4Ч-ЗН^ГТ1Е + ЗНР. (23)
Суммарная реакция связывания водорода с помощью фто-
рида титана будет иметь вид
Т1’О2 + 2СаР2 Ь ЗН 72 2СаО + Т1Р + ЗНР. (24)
ДТ°ккал/моль
Рис. 20. Зависимость изобарного
потенциала А/7 от температуры
для различных реакций связы-
вания водорода в НЕ и ОН
Соответствующие данные об изме-
нении изобарного потенциала для раз-
личных реакций связывания водорода
с помощью Т1О2 приведены на рис. 20.
Снижение содержания водорода и
устранение пористости в аустенитных
швах при сварке под флюсом, состоя-
•щим из СаР2 и ТЮ2, как видим,
обусловлено связыванием водорода
в нерастворимые соединения ОН и
НГ. Преимущественное развитие той
или иной реакции связывания водо-
рода, по-видимому, зависит от мно-
гих условий. Тем не менее, термо-
динамические расчеты полностью
подтверждают факты положитель-
ного действия добавки ТЮ2.
В отдельных случаях, например при большом запасе феррит-
ности сварного шва, можно прибегнуть к добавке ТЮ2 к флюсу
для устранения пористости, без ущерба для стойкости шва против
горячих трещин. Однако при
сварке чистоаустенитных швов
добавка ТЮ2, как и 8Ю2, недо-
пустима, ввиду усиления горя-
челомкости.
При сварке аустенитных ста-
лей эффективным средством
уменьшения содержания водо-
рода в шве и предотвращения
пористости является введение
в плавильное пространство не-
большого количества кислорода,
но не в виде окислов 8Ю2 и
ТЮ2 или марганцевой руды,
содержащей фосфор, как это
делается при сварке обычных
сталей. Лучше всего вносить
Таблица 27
Влияние добавки КМпО4
к бескислородному флюсу на содержание
газов в металле аустенитного шва на
стали Х23Н18
Нет 7,8 0,0289 0,0322
1 7,2 0,0392 0,0387
3 5,5 0,0573 0,0296
6 3,6 0,0800 0,0151
кислород в виде чистых окис-
лов марганца. О влиянии добавки кислорода в виде КМпО4
на количество водорода в аустенитном шве можно судить по дан-
ным табл. 27.
Надежным средством снижения содержания водорода в аусте-
нитных швах служит, как уже отмечалось, применение в качестве
защитной среды СО2 либо газовых смесей, содержащих угле-
кислый газ. Возможно еще одно средство — введение углерода
в плавильное пространство [13].
Итак, чем меньше кислорода в аустенитном шве, тем больше
в нем водорода. Алюминий, титан, кремний и другие ферритиза-
торы, а также марганец, являясь сильными раскислителями,
резко снижают содержание кислорода в жидкой ванночке при
сварке аустенитных сталей, вследствие чего неизбежно растет со-
держание водорода в шве. Это обстоятельство служит причиной
большей склонности к порам аустенитно-ферритных швов по срав-
нению с чистоаустепитными. Еще одной причиной увеличения
склонности к порам при повышенном содержании кремния, титана
и алюминия в шве является образование ферритных участков,
растворимость водорода в которых ниже, чем в аустените.
Из всего сказанного в этом разделе следует, что при дуговой
сварке аустенитных сталей и сплавов приходится опасаться глав-
ным образом пор, вызываемых водородом. Устранение главных
источников водорода — влаги, ржавчины, масел и других органи-
ческих загрязнений — и применение постоянного тока позволяет
в значительной мере избавиться от этой опасности. При сварке
с использованием бескислородных и низкокремнистых флюсов на-
дежным средством предотвращения пористости может служить до-
бавка к флюсу небольших количеств кислорода, например, в виде
высших окислов марганца, хрома или железа.
Для этой же цели можно воспользоваться добавкой ТЮ2
к бескислородным флюсам при сварке аустенитно-ферритных швов,
обладающих большим запасом ферритности и весьма стойких про-
тив горячих трещин.
В том случае, когда выход водорода из кристаллизующейся
сварочной ванны затруднен, на поверхности шва возможно обра-
зование вмятин или так называемой побитости, хотя сам шов может
и не иметь пор. Побитость образуется при сварке под короткими
флюсами, вязкость которых при температуре затвердевания шва
настолько велика, что водород, не имея возможности пробить
себе дорогу сквозь густеющий шлак, вынужден двигаться по по-
верхности раздела металл—шлак, оставляя на шве следы. До-
статочно уменьшить вязкость шлака при температуре затвердева-
ния шва, чтобы избавиться от побитости даже в том случае, если
в сварочную ванну внесено такое же количество водорода, как и
при сварке под вязким флюсом. Для снижения вязкости флюсов
па основе СаН2 рекомендуется добавлять от 5 до 25%ЫаР (флюс
АНФ-5). При автоматической сварке высоконикелевых сплавов
типа Х20Н80 добавка МаЕ к бескислородному флюсу на основе
СаЕ2 дает разительный эффект, позволяя надежно избавиться
от побитости.
По мнению В. В. Подгаецкого и В. М. Илюшенко [12], поло-
жительное действие, оказываемое фтористым натрием, связано
не столько со снижением вязкости флюса, сколько с легким
испарением ЫаР. Пары снижают парциальное давление водо-
рода в дуге и тем самым уменьшают возможность попадания его
в шов и образования пористости.
В заключение следует остановиться еще на одном виде пори-
стости сварных швов, возникающей при сварке металла с чрез-
мерно высоким содержанием водорода. Известно, что никель при
кристаллизации растворяет в себе вдвое больше водорода, чем
аустенитная сталь. Особенно много водорода содержится в элек-
тролитическом никеле. При сварке никеля или нераскисленных
Рис. 21. Поры по линии
сплавления,вызванные во-
дородом, попавшим в шов
из основного металла
никелевых сплавов, когда дуга оплавляет
свариваемые кромки, водород в большом
количестве попадает в шов. Ввиду боль-
шой скорости кристаллизации периферий-
ных участков шва, водород не успевает
удалиться, вступая во взаимодействие
с закисью никеля по реакции
ЫЮ -к Н2 ->Ы1 Н2О | . (25)
Здесь близ линии сплавления обра-
зуются поры (рис. 21).
Поры на линии сплавления обнаружи-
ваются также при аргоно-дуговой сварке
аустенитно-мартенситной стали ти па 17-РН.
При аргоно-дуговой сварке никеля и плохораскисленных ни-
келевых сплавов падежным средством предотвращения пор служит
водород.
При сварке в восстановительной атмосфере аргона и водо-
рода исключается возможность образования закиси никеля и,
следовательно, проявления водородной болезни.
При аргоно-дуговой сварке аустенитной стали типа 17-7РН
причиной пористости, по-видимому, служит водород, которым
обогащается основной металл в процессе электролитического трав-
ления. Здесь, вероятно, может помочь добавка кислорода к ар-
гону.
Другой возможной причиной образования пор па линии сплав-
ления при сварке аустенитных сталей с повышенным содержанием
алюминия (в стали 17-7РН более 1 % А1) может явиться локальное
выделение больших количеств азота, вследствие распада нитрида
алюминия. Чтобы избежать пористости у линии сплавления, вы-
зываемой азотом, в состав стали 17-7РН вводят небольшие коли-
чества титана и циркония. Эти элементы связывают азот в устой-
чивые нитриды, сохраняющиеся при температуре плавления
стали.
ЛИТЕРАТУРА
1. Аристов В. С. Анизотропность механических свойств металла
швов при сварке толстых листов аустенитными электродами. «Автоматическая
сварка», 1960, № 9.
2. Герасименко Л. А., Подгаецкий В. В. Активность крем-
незема в сварочных флюсах. «Автоматическая сварка», 1963, № 12.
3. Ерохин А. А. Кинетика металлургических процессов дуговой сварки.
М., Машгиз, 1964.
4. Е р о х и и А. А., Кузнецов О. М. Электроды с безокислитель-
пым покрытием. «Сварочное производство», 1959, № 12.
5. Кобаяси Такуро. Металлургия сварки. «Есэцу Гидзюцу»,
1963, № 8.
6. Любаве кий К. В. Металлургия сварки сталей плавлением. НТО
Машпром, М., 1961.
7. Лакомский В. И., Григоренко Г. М. О поглощении водо-
рода и азота металлом при электродуговой сварке. «Автоматическая сварка»,
1964, № И.
8. М и х а й л о в М. М., Федоренко Л. И., М ы ш а к II. В.,
Галкин В. А. Сварка нержавеющей стали 1Х18Н9Т вольфрамовым электро-
дом в атмосфере азота. Труды Среднеазиатского политехнического института.
Вып. 15, новая серия, 1961.
9. Технология электрической сварки плавлением. Под ред. В. Е. Патона.
М.—Киев, Машгиз, 1963.
10. П е т р о в Г. Л., Минаков И. Т. Характер взаимодействия ме-
талла и флюса при автоматической сварке хромоникелевой аустенитной электрод-
ной проволокой. Сб. № 5. «Сварка», Судиромгиз, 1962.
11. Подгаецкий В. В., Га ли ни ч В. И. О влиянии рода и поляр-
ности тока на поглощение азота и водорода сварочной ванной. «Автоматическая
сварка», 1963, № 11.
12. П о д г а е ц к и й В. В., И л ю ш е н к о В. М. О влиянии соединений
щелочных металлов на пористость швов при сварке под флюсом. «Автоматическая
сварка», 1964, № 10.
13. П о х о д и я И. К- Прогрессивные способы наплавки деталей износо-
стойкими сплавами. Изд. ВИНИТИ. М., 1959, с. 81.
14. П а ш у к а и и с Ф. И. Алюминатное электродное покрытие. Авт.
свид. СССР № 124993 с приоритетом от Й января 1959 г., «Бюллетень изобрете-
ний», № 24, 1959 г.
15. Раб к и п Д. М. Энергетическое исследование приэлектродных областей
мощной сварочной дуги. «Автоматическая сварка», 1951, № 2.
16. Ф р у м и н И. И. Автоматическая электродуговая наплавка. Харьков,
Металлургиздат, 1961.
17. Фр у ми и И. И., Р а б к и и Д. М., Подгаецкий В. В., По-
ход и я И. К-. Лей начу к Е. И. Низкокремнистые флюсы для автомати-
ческой сварки и наплавки. «Автоматическая сварка», 1956. № 1.
18. Я ш у и с к а я Т. В. Электроды для сварки на переменном токе сталей
типа 18-9. «Сварочное производство», 1964, № 11.
19. Раупе В. 8., В о г т е г С. Л., Н а з 1 1 р Ъ. К. Ыте соа(ей уз.
Шаша соа!еб з^ацЯезз з1ее1 ейесДойез. «Т1те \\'е1<Пп;» Лоигпа!», 1962, № 2.
20. Р 1 к п а Е. Коуё рпбаупё ша1ег!а1у рге аи1ота11скё гуагоуате, «7уа-
гаш'е», 1963, № 8.
21. 8 ё 1 ё г 1 а п Г). Ме1а11иг§!е с!е 1а зоиёиге. РагН, 1956 (русский перевод,
Машгиз, 1963).
22. 2 11 папзку В. 81исНит зе^ге^аше з!гу а 1оз1оги уо гуагосЬ зрес!а1-
пусИ сЬготоп1к1оуусЬ. «Коуоуе та1ег1а1у», 1963, № 1.
СТРУКТУРА СВАРНЫХ ШВОВ
ХРОМОНИКЕЛЕВЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
1. ПЕРВИЧНАЯ И ВТОРИЧНАЯ КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
ПРИ СВАРКЕ
Следует различать первичную и вторичную ми про-
стру ктур у сварных швов хромоникелевых аустенитных
сталей.
Первичная структура, т. е. структура металла шва, возникшая
при затвердевании сварочной ванночки, в зависимости от хими-
ческого состава и условий первичной кристаллизации жидкого
металла может быть однофазной (аустенитной) или двухфазной.
Типичная однофазная структура сварного шва аустенит-
ной стали и аустенитного сплава показана на рис. 22, а и б. Свар-
ной шов может иметь двухфазную первичную структуру
следующих типов: аустенптно-ферритную (рис. 22, в) или фер-
ритно-аустенитную (рис. 22, г), представляющую собой смесь кри-
сталлов аустенита у и первичного феррита 6; аустенитно-карбид-
ную (рис. 22, д), представляющую собой аустенит и первичные
карбиды к/ эвтектического (ледебуритного) происхождения;
аустенитно-эвтектическую с эвтектической составляющей нс кар-
бидного характера. Появление эвтектической фазы Э может быть
вызвано серой, фосфором (рис. 22, ж), кремнием, цирконием, нио-
бием, титаном, бором (рис. 22, а) и другими легирующими элемен-
тами, которые способны образовывать эвтектику с основными со-
ставляющими шва (железом, никелем, хромом) или друг с другом.
Сварные швы могут иметь и более сложную, например трех-
ф а з н у ю, первичную структуру у 6 -| Э.
Известно, что при сварке обычных углеродистых и низколе-
гированных сталей вторичная кристаллизация, т. е. появление
новых структурных составляющих в результате распада аустенита
в процессе охлаждения шва, затемняет первичную структуру ме-
талла шва. Нужны специальные методы травления, чтобы выявить
его первичную структуру.
Рис. 22. Микроструктура сварных швов аустенитных сталей и сплавов:
а — однофазная аустенитная сталь типа 25-20 (Х500); б — однофазный аустенитный
сплав типа нимоник (Х300); в — двухфазная аустеннтно-ферритная сталь (Х600);
а — феррнто-ауетенитиая (Х300); д - - аустенитпо-карбидная (первичные карбиды,
(ХЗОО); е — аустеннтно-борндная (Х500); гж — аустенитно-эвтектическая (фосфидиая
эвтектика, х 1200); з — аустенитно-мартеисптиая (Х150); и — аустенит 4- хромони-
келевая эвтектика (ХЮО)
В сварных швах аустенитных сталей, ввиду высокой стабиль-
ности аустенита, вторичная кристаллизация, как правило, не
имеет места, т. е. в процессе охлаждения после затвердевания
сварочной ванны фиксируется структура первичной кристаллиза-
ции. Если же вторичная кристаллизация и происходит, то опа
носит специфический характер. В подавляющем большинстве слу-
чаев она вызывает лишь выпадение избыточной фазы (вторичных
карбидов или карбонитридов, вторичного феррита) по границам
зерен и не касается строения собственно столбчатых кристал-
литов, сохраняющих свою аустенитную структуру. Поэтому
вторичная структура в сварном шве аустенитной стали,
как правило, не затемняет, а лишь подчеркивает картину первич-
ной кристаллизации. Вторичная микроструктура может отли-
чаться от первичной структуры лишь-наличием избыточной фазы.
Она может иметь, например, следующие разновидности: 1) у к";
2) у /с" н- а; 3) у -|- 6 -г к"; 4) у 6 + к" + а; 5) у 1 - 6 -
-г Э + к" + а (у — аустенит; 6 — первичный феррит; ос — вто-
ричный феррит; к', к” — соответственно первичные и вторичные
карбиды — продукт распада аустенита; Э — эвтектическая со-
ставляющая).
При недостаточном содержании никеля, хрома и других ста-
билизаторов аустенита шов может иметь также вторичную аусте-
нитно-мартенситную структуру у г Л4 (рис. 22, з).
В некоторых случаях во вторичной микроструктуре швов мо-
гут быть обнаружены в качестве самостоятельной составляющей
хрупкие интерметаллидцые соединения, известные под общим на-
званием о-фазы.
К процессам вторичной кристаллизации может быть условно
отнесено, впервые обнаруженное Б. А. Мовчаном [13, 14, 151,
явление так называемой высокотемпературной полигонизации. Сущ-
ность этого явления состоит в следующем. По завершении про-
цесса затвердевания сварочной ванны происходит движение и
группировка дислокаций в пространственную сетку новых гра-
ниц. Эти новые границы произвольно ориентированы по отношению
к границам первичных кристаллитов. Явление полигонизации на-
блюдается только в однофазных аустенитных швах. Оно может
быть подавлено при очень больших скоростях кристаллизации
сварочной ванны [3, 13, 14, 15].
Сварные швы аустенитных сталей обладают транскристал-
лической макроструктурой. Ярко выраженная транскристалли-
зация особенно четко обнаруживается при многопроходной
сварке — в многослойных швах при обычном травлении не
удается обнаружить границы отдельных валиков (для этого тре-
буется специальное травление). Столбчатые кристаллы каждого
последующего слоя служат продолжением кристаллитов нижеле-
жащего слоя (рис. 23). В результате образуются кристаллы,
как бы перерастающие из слоя в слой.
Транскристаллическое строение специфично для многослой-
ных швов на сталях и сплавах всех типов, его можно увидеть и
в сварном многослойном шве обычной малоуглеродистой или низко-
легированной стали. Для этого требуется лишь специальное трав-
ление на первичную структуру. Все дело в том, что в аустенитном
Рис. 23. Макро- и микроструктура многослойного сварного шва:
а — измельченная дезориентированная микроструктура аустенитно-ферритного шва
типа 18-8 < X 300); б— направленная транскристаллическая макроструктура этого же
шва (Х8); в — макроструктура многослойного шва типа 25-20, подвергавшегося чеканке
(проковке)
шве, как уже указывалось выше, первичная структура не иска-
жается при вторичной кристаллизации и поэтому легко выяв-
ляется. Аналогичная картина транскристаллического строения
легко обнаруживается и па сварных швах меди, никеля, а также
алюминия, т. е. в тех случаях, когда вторичная кристаллизация
не происходит. Следует отметить, что транскристаллический, т. е.
направленный, характер макроструктуры сохраняется большей
101
частью даже в тех случаях, когда микроструктура сварного шва
носит дезориентированный и измельченный характер. Для ил-
люстрации на рис. 23 приведены макро- и микрофотографии одного
и того же сварного шва типа 18-8, имеющего измельченную микро-
структуру и транскристаллическое макростроение. Вместе с тем,
при очень сильно развитой и измельченной микроструктуре, ха-
рактерной для двухфазных сварных швов, направленность макро-
структуры становится менее выраженной. Транскристаллическая
макроструктура многослойных аустенитных сварных швов может
не иметь места и в том случае, когда перед наложением каждого
Рис. 24. Схема кристаллизации сварного шва в зависимости
от величины зерна аустенитной стали:
а — крупнозернистая сталь; б — мелкозернистая сталь
последующего слоя подвергнуть нижележащий слой чеканке (про-
ковке, рис. 23, в).
Характер микроструктуры сварных швов аустенитных сталей
в значительной степени определяется процессом первичной кри-
сталлизации сварочной ванны. В отличие от жидкой стали, за-
твердевающей в изложнице, в сварочной ванне всегда существует
готовая поверхность раздела между жидкой и твердой фазами —
частично оплавленные дугой зерна основного металла или столб-
чатые кристаллы нижележащего сварного шва. Они служат под-
кладкой, с которой начинается рост кристаллов в сварочной ванне
(рис. 24). Вследствие этого существует непосредственная связь
между величиной зерна аустенитной стали и сечением столбчатых
кристаллов, вырастающих из этих зерен. Чем крупнее зерно
стали, тем крупнее кристаллы шва, и наоборот, чем мельче зерно
стали, тем тоньше столбчатые кристаллы (рис. 24, а и б). К- В. Лю-
бавский и Ф. И. Пашуканис впервые показали, что, подвергнув
чеканке подлежащие ручной сварке кромки аустенитной стали
и измельчив таким образом зерно в основном металле, можно в зна-
чительной степени измельчить и строение аустенитного шва. Ана-
логичная картина наблюдается и в случае сварки литых жаро-
102
прочных аустенитных сплавов (рис. 25). При многопроходной
сварке чеканка каждого слоя приводит к измельчению его струк-
туры, что, в свою очередь, способствует утонению структуры
слоя, накладываемого сверху.
Характерной особенностью микроструктуры сварных швов ау-
стенитных сталей и сплавов является их столбчатое дендритное
Рис. 25. Микроструктура шва при сварке литого жаропрочного сплава ВЛ7-20
(X 120):
а ~~ без наклепа кромок; б — измельченная после наклепа кромок
строение. Ввиду большой скорости кристаллизации четко про-
является анизотропия скорости роста кристаллов: преимуществен-
ный рост главных осей дендритов. Рост осей высших порядков
ограничен, так как кристаллы, берущие начало от соседних зерен
основного металла, вынуждены расти одновременно и быстро
в большой тесноте. И хотя столбчатый кристалл аустенитного
сварного шва по своему виду весьма далек от знаменитого денд-
рита Чернова, он все же представляет собой дендрит со всеми его
особенностями и, прежде всего, с неравномерным распределением
легирующих и других примесей по сечению и объему.
В стальном слитке различают два вида ликвации — макро-
скопическую, или зональную, и микроскопическую, или внутри-
и междендритную. В металле сварного шва, вследствие большой
скорости кристаллизации, как впервые показал Г. И. Погодин-
Алексеев, получает преимущественное развитие микроскопиче-
ская ликвация.
Процесс первичной кристаллизации сварочной ванны носит
периодический характер, как и процесс затвердевания слитка.
Рост кристаллов не непрерывен, периоды роста столбчатого кри-
сталла чередуются с остановками, вследствие чего сварные швы
отличаются слоистым строенном и сравнительно слабо выражен-
ной зональной ликвацией.
Периодичность процесса первичной кристаллизации сварочной
ванны обусловливает появление нового вида ликвации — меж-
слойной ликвации. Установлено, что ликвация между кристал-
Рис. 26. Ликвация в сварном шве:
а — межслойная; б — зональная
лизационными слоями проявляется в наибольшей степени в пери-
ферийных участках шва, где скорость кристаллизации сварочной
ванны наибольшая (рис. 26, а) [1 1. Зональная же ликвация про-
является во внутренних объемах шва, затвердевающих в послед-
нюю очередь и с наименьшей скоростью (рис. 26, б). Следует
отметить, что по мнению ряда исследователей [19, 22] внутренние
объемы металла шва кристаллизуются с наибольшей скоростью.
Автор не разделяет этой точки зрения. Химический или обычный
спектральный анализ не выявляют неоднородности распределения
примесей в шве. Они фиксируют макрооднородность состава шва,
обусловленную хорошим перемешиванием расплавленных основ-
ного и присадочного металлов в сварочной ванне. Но с помощью
металлографических исследований и методов микрорентгеногра-
фии, авторадиографии и рентгеноспектрального анализа удается
выявить микроскопическую ликвацию. Микронеоднородность рас-
пределения легирующих и легкоплавких примесей имеет большое,
иногда определяющее, значение для механических, жаропрочных
и коррозионных свойств сварного шва и стойкости его против
образования горячих трещин. Наиболее четко в аустенитных
швах проявляется зональная и послойная ликвация фосфора
(эвтектика у 4- Ме3Р) [29]. Вопросы микронеоднородности свар-
ных швов детально рассматриваются в работах Г. Л. Петрова
и др. [171.
Тип первичной микроструктуры зависит от химического со-
става шва. Легирующие примеси по своему действию на первичную
104
микроструктуру шва могут быть разделены на две группы:
ау стени ти заторы и ферр и ти заторы.
К числу элементов, способствующих образованию чистоау-
стенитной структуры, кроме никеля, относятся углерод, азот,
марганец, медь, кобальт и, как установлено в последнее время,
бор [11].
К числу ферритообразующих примесей, помимо хрома, отно-
сятся алюминий, титан, кремний, ванадий, ниобий, тантал,
вольфрам, молибден, цирконий, а также бериллий, цинк, мышьяк,
олово, сурьма, литий, уран. Влияние мышьяка на структуру
аустенитной стали рассмотрено в работе [25].
Большинство элементов ферритизаторов изоморфно с решеткой
а-жслеза (Сг, V, Хгв, Та, Мо, XV, 2г).
Наиболее часто применяемые на практике легирующие фер-
ритообразователи хорошо растворяются в железе, что объясняется
сравнительно небольшим различием атомных диаметров этих эле-
ментов и железа (табл. 28) [5].
Таблица 28
Некоторые характеристики элементов-ферритизаторов
Элементы Атомный диаметр в А Различие атомных диаметров элемента и железа в % Растворимость при комнатной температуре в ат. % Растворимость в точке появления жидкой фазы в ат. %
Железо . . . 2,54 .
Хром 2,57 1,5 Непрерывная Непрерывная
Ванадий . . . 2,69 6,0 »
Кремний . . . 2,34 8,0 26,0 31,2 (1195° С)
Молибден 2,80 10,0 2,97 23,0 (1440° С)
Алюминий 2,80 10,0 50,30 52,8 (1232° С)
Вольфрам 2,82 11,0 2,58 13,0 (1525 сС)
Титан .... 2,93 15,0 3,51 6,9 (1295° С)
Ниобий .... 2,94 15,0 0,30 8,2 (1350° С)
Хотя цирконий относительно плохо растворим в а-железе (раз-
личие атомных диаметров 26%), он является одним из энергичных
ферритообразователей в аустенитных сварных швах.
Уместно отметить, что элементы, применяемые иногда для мо-
дификации хромоникелевых аустенитных сталей,—кальций, маг-
ний, а также свинец — практически не растворимы в железе. Раз-
личие атомных диаметров этих элементов и железа достигает 25%
для и 59% для Са.
Из числа ферритообразующих элементов титан, ниобий и тан-
тал, а также цирконий являются более сильными карбидообра-
зователями, чем хром. Ванадий, вольфрам, молибден действуют
слабее хрома. Алюминий и кремпий не образуют карбидов в ау-
стенитных швах.
Первичная структура шва аустенитной стали определяется со-
отношением концентраций в сварочной ванне аустенитизаторов
и ферритизаторов. Если в ванне преобладают аустенитизаторы, шов
приобретает однофазную структуру. Если же суммарная концен-
трация ферритообразующих примесей достаточно велика, шов бу-
дет иметь двухфазную аустеиитио-ферритпую первичную струк-
туру.
Свойства сварных швов аустенитных сталей и сплавов нахо-
дятся в прямой зависимости от их первичной микроструктуры
[21 ].
Рассмотрим некоторые специфические особенности основных
типов первичной структуры сварных швов хромоникелевых сталей.
Аустенитные швы отличаются четко выраженной на-
правленностью столбчатых кристаллов, т. е. транскристалличе-
ским макро- и микростроением. При затвердевании швов такого
типа все кристаллы, выпадающие из жидкой ванны, имеют куби-
ческую гранецентрированную решетку у- твердого раствора (см.
рис. 3). Столбчатые кристаллы имеют сравнительно большое се-
чение. Вследствие этого поверхность кристаллов относительно
небольшая, а толщина межкристаллитных прослоек, разъединя-
ющих столбчатые кристаллы, наоборот, чрезмерно увеличена
(рис. 27, а).
Швы с такой структурой обладают повышенной склонностью
к образованию горячих трещин. При медленном охлаждении или
в результате повторного воздействия критических температур
в аустенитных швах со столбчатой направленной структурой вы-
падение избыточной фазы происходит в виде сплошных цепочек
вдоль границ кристаллитов или вдоль границ полигонизации.
Аустенитные швы в определенных условиях могут иметь измель-
ченную дезориентированную микроструктуру (рис. 28, а и б).
Измельчение структуры чистоаустенитпых швов приводит к уве-
личению поверхности кристаллов и уточнению межкрпсталли-
ческих прослоек, что, в свою очередь, может способствовать не-
которому повышению стойкости швов против образования горячих
трещин. В таких швах выпадение избыточной фазы носит относи-
тельно мелкодисперсный характер.
Аустенит но-ферр и тные швы отличаются от
чисто аустенитных более тонким строением и меньшим сечением
столбчатых кристаллов. Межкристаллические прослойки более
топкие, чем в аустенитных швах, и разъединены участками пер-
вичного 6-феррита, залегающими в междуосных пространствах и
по границам столбчатых кристаллов. Такое строение швов объ-
ясняется тем, что при соответствующем содержания в сварочной
ванне ферритообразующих элементов, вследствие развития денд-
ритной ликвации, из жидкого металла, наряду с кристалликами
•у-твердого раствора (аустенита) выпадают также непревращаемые
кристаллики, имеющие решетку 6-железа, т. е. первичного
106
Рис. 27. Схема первичной кристаллизации сварных швов:
а — аустенитного и б — аустенитно-ферритного
феррита с высоким содержанием хрома и пониженным содержа-
нием никеля и углерода (см. рис. 3, в, И) [2,26]. На первый взгляд
это утверждение может показаться странным. Из диаграммы со-
стояния железо—углерод (см. рис. 3, г) известно, что при затвер-
девании железоуглеродистых сплавов с содержанием углерода
до 0,5%, из жидкости выпадают кристаллики только одного типа,
имеющие объемпоцентрировапную решетку 6-железа. Лишь после
Рис. 28. Направленная и измельченная дезориенти-
рованная микроструктура сварных швов (схема):
а, 6 — аустенитного; б, г — аустеннтно-феррнтного
полного затвердевания, но мерс дальнейшего охлаждения, у ча-
сти из них, а по достижении критической точки на линии, обычно
обозначаемой —./, или на линии —Е у всех кристалликов
решетка 6-железа перестраивается в решетку у-железа. При даль-
нейшем охлаждении затвердевшего металла вплоть до точки Агл
все кристаллы сохраняют решетку аустенита. Специфическая осо-
бенность кристаллизации аустенитно-ферритных швов становится
понятной при рассмотрении верхней части псевдобинарпой диа-
граммы состояния сплавов типа 18-8 (см. рис. 3, а). При содержа-
нии углерода до 0,1 % из жидкости сначала выпадают кристаллики
6-железа, а затем, в отличие от рассмотренного выше случая,
идет одновременное выпадение из материнского раствора кристал-
ликов двух типов — аустенита и феррита. При дальнейшем ох-
108
лаждении шва все кристаллы феррита в соответствии с диаграммой
состояния должны были бы перестроиться в кристаллы аустенита.
Однако этого не происходит. Превращение, имеющее место в кри-
сталлизующейся сварочной ванне по достижении температуры,
отвечающей точке 2 на псевдобинарной диаграмме рис. 3, б,
можно сравнить с перитектическим, хотя оно и происходит не при
постоянной температуре. В самом деле, характерной особенностью
всякого перитектического превращения является реакция кри-
сталлов твердого раствора одного вида с материнской жидкостью,
в результате которой образуются кристаллы нового вида, а жид-
кость резко меняет свой состав (см. рис. 3, б). В нашем случае
в точке 2 (см. рис. 3, б) происходит образование кристаллов у
в результате реакции кристаллов 6 с материнским жидким рас-
твором. А. А. Бочвар указывает, что «. . . перитектическая реак-
ция, в которой участвуют два вида твердых растворов и жидкость,
протекает очень медленно, и в сплавах, охлажденных достаточно
быстро, не доходит до конца. Поэтому даже в сплавах левее точки т
(псретектическая точка — Б. М.) практически почти всегда одно-
временно находятся и кристаллы |3 и кристаллы а». Следовательно,
сохранение в структуре сварного шва типа 18-8 первичного 6-фер-
рита можно объяснить наличием перитектической реакции и чрез-
вычайно большой скоростью кристаллизации сварочной ванны.
Уместно отметить, что, как указывает Ю. А. Нехендзи, выпаде-
ние непревращаемого первичного феррита наблюдается и в слит-
ках низкоуглеродистой стали типа 18-8 с повышенным содержанием
хрома и других ферритизаторов.
Следует подчеркнуть, что аустенитно-ферритные швы, как и
чистоаустенитные швы, могут иметь как направленную, так и
дезориентированную микроструктуру (рис. 28). Аустепитно-фер-
ритные швы с измельченной дезориентированной структурой обла-
дают наиболее высокой стойкостью против образования горячих
трещин. Такого типа швы наиболее устойчивы против межкристал-
литной коррозии вследствие того, что выделения избыточной фазы
разобщены и носят мелкодисперсный характер. В ряде случаев
они не уступают однофазным аустенитным швам по жаропрочности.
Необходимо снова подчеркнуть, что не следует смешивать пер-
вичный 6-феррит, образующийся в процессе первичной кристал-
лизации, и вторичный ос-феррит.— продукт распада аустенита.
К. В. Любавский и В. А. Торопов исследовали сварные швы
сталей-двух типов: 16-12-3 (Сг—ЬИ—Мо) и 16-26-6, обладающие
в натуральном состоянии аустенитной структурой. Сварные швы
подвергали закалке после 10-минутного нагрева при 1350—
1400° С. В швах стали типа 16-26-6 указанная термическая обра-
ботка никаких изменений не вызвала — аустенитная структура
сохранилась. В швах другого типа (16-12-3) после закалки обна-
ружена высокотемпературная фаза, которую авторы считают фер-
ритом. В подтверждение этих соображений приводится схемати-
чсский вертикальный разрез системы Ре—Сг—№1 при постоянной
концентрации (рис. 3, в) хрома. Шов стали 16-26-6 отвечает точке А,
а шов стали 16-12-3 точке В. В работе не дается ответа на вопрос,
почему высокотемпературная фаза, названная ими ферритной,
фиксируется закалкой, но в то же время пе обнаруживается в свар-
ном шве, скорость кристаллизации которого достаточна, чтобы
зафиксировать первичную структуру. Непонятно, как в процессе
быстрого охлаждения аустенитного сварного шва может успеть
произойти превращение 6 -> у, по не происходит обратного пре-
вращения аустенита в феррит, как это имеет место в малоуглеро-
дистом пли низколегированном сварном шве. Автор считает, что
утверждение указанных исследователей о возможности превраще-
ния б -> у непосредственно в процессе кристаллизации сварного
шва не имеет достаточных оснований. Требуется доказать, что
обнаруженная ими фаза представляет собой феррит, а не является
результатом частичного оплавления аустенита.
При кристаллизации сплавов типа 18-8, содержащих более
0,5% С (см. рис. 3, а), происходит нечто подобное описанному
применительно к сплавам типа 18-8 с 0,1 % С. И здесь имеет место
реакция, напоминающая перитектическую. По достижении точки,
лежащей на линии Е—С, в результате реакции кристаллов у
с жидкостью образуются кристаллы карбидной фазы эвтектиче-
ского (ледебуритного) типа. В процессе кристаллизации сплавов,
содержащих более 0,7% С, в материнской жидкости сначала обра-
зуются первичные карбиды, а затем идет совместное образование у
и карбидов. В реальных условиях сварки имеет место неравновес-
ная кристаллизация, и точки Е и С сдвигаются влево, в сторону
более низких концентраций углерода. В сварных швах на сталях
типа 18-8 карбидная эвтектика появляется пе при 0,5% С, а уже
при 0,20—0,25%. Вследствие быстрой кристаллизации сварочной
ванны и наличия квазиперитектических реакций, в сварном шве
фиксируется двухфазная структура у + к'. Аналогичное явление
наблюдается, если вместо карбидной эвтектики совместно с аустени-
том кристаллизуется другая эвтектическая фаза, например си-
лицидная, ниобидная или боридная.
Главной особенностью совместной кристаллизации двух фаз
в сварочной ванне, будь то первичный феррит, карбидная или
иная эвтектика, является двухфазное строение металла шва и,
что особенно важно, измельчение и дезориентация его структуры.
Выдвигаемые автором представления о развитой микроскопи-
ческой ликвации в сварных швах долгое время оспаривались.
В течение 1956—1964 гг. были опубликованы работы, в которых
на основании результатов авторадиографии сварных швов отри-
цалось наличие межкристаллитных прослоек эвтектического про-
исхождения и в том числе сульфидных прослоек (см., например,
Б. А. Мовчан. Микроскопическая неоднородность в литых
сплавах. ГИТЛ, Киев, 1962; Г. А. Петров. Неоднородность
110
металла сварных швов. Судпромгиз, 1963 и др.). Однако в 1965 г.
использование наиболее объективного и современного метода ис-
следования химической неоднородности с помощью рентгеновского
микроанализатора позволило обнаружить сульфидные прослойки
в сварных швах, образующие сетку по границам первичных
кристаллов (Г. И. П а р ф е с с а, В В. Подгаецкий,
Г. Н. Г о р д а и ь. Сульфидные прослойки в сварных швах,
«Автоматическая сварка», 1965, № 11).
2. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ПРИМЕСЕЙ И ГАЗОВ
НА МИКРОСТРУКТУРУ СВАРНЫХ ШВОВ
Аустенитообразующие примеси. Углерод, как аустенити-
затор, действует в десятки раз энергичнее основной аустенитизи-
рующей примеси — никеля. По мере увеличения содержания
в шве углерода, наряду с аустенитизирующим действием прояв-
ляется способность его образовывать с хромом, железом и другими
элементами первичные карбиды эвтектического (ледебуритного)
типа.
Чем выше содержание хрома, никеля и других легирующих
элементов, тем ниже минимальная концентрация углерода, вызы-
вающая появление первичных карбидов, причем средняя аналити-
ческая концентрация углерода в сварочной ванне действительно
ниже эвтектической. Однако в междуосных пространствах и меж-
кристаллических прослойках местная концентрация углерода,
вследствие ликвации, по-видимому, значительно более высокая,
чем средняя аналитическая, и достаточна для выпадения карби-
дов из жидкого металла. Первичные карбиды, выпадающие в сва-
рочной ванне в виде самостоятельной структурной составляющей
в процессе ее кристаллизации, как уже указывалось, не следует
смешивать со вторичными карбидами, т. е. с избыточной фазой,
образующейся в закристаллизовавшемся сварном шве в резуль-
тате фазовых превращений (распада аустенита).
Азот, как известно, оказывает сильное аустенитизирующее
действие на структуру сталей типа 18-8. Для экономии никеля
содержание азота в нержавеющих сталях нередко доводится до
0,3% и более.
Азот в определенных концентрациях способен измельчать пер-
вичную структуру сварных швов аустенитных сталей. В чистоау-
стенитных сварных швах аустенитных сплавов способность азота
измельчать первичную структуру не обнаруживается, хотя
имеются данные, что азот способен измельчать структуру хромо-
никелевых сплавов типа Х20Н80.
Аустенитизирующее действие азота примерно в 30 раз сильнее
никеля.
Бор примерно в 10 раз более сильный аустенитизатор, чем
никель. С увеличением содержания бора проявляется его способ-
ность образовывать боридную фазу эвтектического типа (рис. 29).
Рис. 29. Влияние бора на структуру аустенитных швов типа 18-8 (I)
и 25-20 (//)'.
а — без В; б — 0.20—0,30% В; в — 0,50- 0,60% В
Марганец, медь и кобальт менее сильные аустени-
тизаторы, чем никель. Так, например, для получения чистоаусте-
нитной структуры в швах, содержащих 18—20% Сг и 8% №, необ-
ходимо иметь не менее 5—6 Мп.
Ферритообразующие примеси. По эффективности феррптизи-
рующего действия на структуру шва легирующие примеси могут
быть расположены в следующий убывающий ряд: алюминий, ти-
тан, ванадий, кремний, цирконий, ниобий, вольфрам, молиб-
ден.
Отличительной особенностью элемептов-ферритизаторов яв-
ляется большое сродство к кислороду (алюминий, цирконий, ти-
тан, кремний, ванадий).
Многие из этих элементов, в первую очередь алюминий, титан,
цирконий и ванадий, а также молибден и ниобий, способствуют
заметному измельчению первичной структуры сварных швов.
Измельчение структуры сварного шва оказывает бла-
гоприятное влияние на многие его свойства. Поэтому естественно
стремление сварщиков к получению швов, обладающих наиболее
тонким строением. Однако следует иметь в виду, что швы с измель-
ченной структурой сигматизируются интенсивнее, чем швы с круп-
нокристаллическим строением.
Лабораторные опыты показали, что помимо ферритообразую-
щих примесей с этой целью могут быть использованы элементы-мо-
дификаторы: кальций, магний, бор, а также в известной степени
и РЗМ (лантан и церий). В сталеплавильном и литейном произ-
водстве уже давно пользуются этими средствами для измельчения
структуры слитков и отливок аустенитных сталей и сплавов. В ме-
таллургическом производстве введение указанных элементов осу-
ществляется непосредственным приваживанием в жидкую ванну.
В реальных условиях сварки плавлением введение в сварочную
ванну элементов-модификаторов и РЗМ, отличающихся большим
сродством к кислороду, представляет сложную задачу. Все эти
элементы могут быть введены в ванну через электродную прово-
локу. Однако, как показали опыты, попадая в наиболее перегре-
тую часть металлической ванны, они дезактивируются и уже не
оказывают или почти не оказывают измельчающего действия.
Поэтому более эффективным является введение элементов-моди-
фикаторов и ипокуляторов, в том числе и легкоокисляющихся
РЗМ, через добавочную (без тока) проволоку в наиболее холодную
хвостовую часть сварочной ванны. Такая схема введения модифи-
каторов, легко осуществляемая в лабораторных условиях [3], не
нашла применения на практике. Это объясняется малой гибкостью
предложенной схемы. На самом деле, подача присадочной прово-
локи должна производиться в заданную точку металлической
ванны со строго определенной скоростью, обеспечивающей введение
дозированных количеств примесей и расплавление присадочной
проволоки в самой ванне. Должны быть также приняты меры
8 Б. И. Медовар 1023 1 13
против окисления этих примесей воздухом или шлаком и т. д.,
т. е. до попадания их в жидкий металл.
В лабораторных условиях удалось измельчить структуру
аустенитных швов в помощью ультразвуковых, механических ко-
лебаний, в том числе электротехническими средствами. Это от-
носится и к швам электрошлаковой сварки. На практике все эти
способы измельчения структуры сварных швов не нашли приме-
нения из-за сложности и малой надежности оборудования и аппа-
ратуры для их осуществления.
В настоящее время надежными средствами измельчения струк-
туры сварных швов хромоникелевых сталей в производственных
условиях: легирование их ферритообразующими примесями — ти-
таном, ванадием, молибденом и др., применение основных флюсов
(покрытий) и наклеп (чеканка) швов. Обязательным условием
измельчения строения сварного шва в настоящее время является
создание двухфазной структуры. Задача значительного измельче-
ния структуры однофазного аустенитного шва, обеспечивающего
высокую стойкость против горячих трещин, все еще не разрешена.
Газы. В металле шва всегда содержатся в растворенном виде
кислород, азот и водород. Кислород и азот попадают в шов из
расплавляемых основного и электродного металлов, из воздуха,
а также в результате взаимодействия металла и шлака. Главным
поставщиком водорода, как уже указывалось, служит флюс или
электродное покрытие, а в случае газоэлектрической сварки—влага.
Газы оказывают своеобразное действие на структуру сварных
швов хромоникелевых сталей.
Азот действует и как аустенитизатор, и как ипокулятор, из-
мельчая структуру аустепитно-ферритных сварных швов. Струк-
туру чистоаустенитных швов он измельчает главным образом,
увеличивая число центров кристаллизации в виде тугоплавких ни-
тридов.
Относительно влияния водорода на структуру швов все
еще пет полной ясности. До сих пор нет исчерпывающих данных
также по вопросу о влиянии водорода на кристаллизацию сталь-
ных слитков, хотя еще Д. К. Чернов указывал на способность вы-
деляющихся из слитка газов раздроблять дендриты. Дробящее
действие газов вызвано, по-видимому, их способностью к сегре-
гации. На эту способность газов В. Н. Свечников указал еще
в 1928 г.
В отдельных современных работах подчеркивается, что водо-
род, если содержание его в жидком металле близко к пределу ра-
створимости, способен воспрепятствовать транскристаллизации
стального слитка. Имеются также опытные данные о том, что
связывание водорода устраняет транскристаллизацию хромистых
нержавеющих сталей. Вместе с тем, многие авторы утверждают,
что водород, наоборот, способствует росту столбчатых дендритов
и транскристаллическому строению слитков. Так, например,
114
Н. С. Крещановский и А. Д. Свенчапский установили, что хро-
моникелевый сплав типа Х20Н80, выплавленный в вакууме и со-
держащий всего 2,2 слН/100 г водорода, пе имеет столбчатых
кристаллов, а в таком же сплаве с 16,4 сл*3/100 г водорода обна-
руживается столбчатая структура. К аналогичным выводам при-
шел О. П. Елютин и другие авторы.
Появились работы, указывающие на то, что водород следует
рассматривать как поверхностно-активную присадку в стали,
влияющую на ее макро- и микроструктуру и вид излома стали
в литом состоянии. При этом указывается, что при остывании жид-
кой стали с большим содержанием водорода момент образования
кристаллов совпадает с резким падением растворимости водорода,
который адсорбируется гранями растущих кристаллов (ветвями
осей дендритов). Адсорбционные слои затрудняют диффузию
и способствуют развитию дендритной ликвации. В углероди-
стой стали это приводит затем к образованию видманштеттовой
структуры. Усиление дендритной ликвации, обусловливаемое
водородом, должно было бы способствовать измельчению структуры
сварных швов.
Наши прямые эксперименты по введению различных количеств
водорода в зону сварки под флюсом не выявили сколько-нибудь
заметного влияния этого газа па первичную структуру аустенитно-
ферритных сварных швов. Вместе с тем, водород оказывает неко-
торое влияние на первичную микроструктуру чистоаустенитпых
сварных швов, причем действие водорода сказывается главным
образом на микроструктуре шва в участке зональной ликвации,
т. е. в верхней осевой части шва.
Кислород, в отличие от водорода, оказывает существен-
ное влияние па первичную микроструктуру сварных швов аусте-
нитных сталей. При дополнительном введении относительно не-
больших количеств кислорода типичная для швов на сталях
18-8 дезориентированная аустенитпо-ферритпая структура при-
обретает ярко выраженную столбчатую направленность. Даль-
нейшее увеличение подачи кислорода приводит к исчезновению
феррита и полной аустенитизации шва. Таким образом, характер
влияния кислорода на структуру шва зависит отего концентрации.
В относительно небольшой концентрации кислород, в противопо-
ложность азоту, препятствует образованию измельченной струк-
туры. С увеличением содержания он действует аналогично азоту.
Хотя внешние проявления действия обоих газов одинаковы (аусте-
нитизация структуры сварного шва), механизм их действия раз-
личен. Азот, растворяясь в твердом растворе, непосредственно
изменяет структуру шва. Действие кислорода является косвенным:
аустенитизация шва наступает вследствие интенсивного окисления
ферритообразующих примесей.
Структурная диаграмма. В результате многочисленных опытов
удалось оценить эффективность действия на структуру сварного
8* 115
шва того или иного элемента по сравнению с действием основных
легирующих примесей аустенитных сталей: основного феррито-
образующего элемента — хрома и основной аустенитизирующей
примеси — никеля [27, 28 [.
Если принять эффективность действия хрома за единицу, то
эквивалентная концентрация хрома в сварочной ванне Сгэ может
быть рассчитана по формуле
Сга - Сг Мо 2А1 2Т1 ЫЬ -|- XV 4- 0,5Та 4- 1,58!. (26)
В правой части уравнения химические символы означают про-
центное содержание того или иного элемента в металле шва.
Эквивалентное содержание хрома-<%Сг+'Х,Мо',-1,5*%51+0,5*%М1
Рис. 30. Структурная диаграмма сварных швов (по Шеффлеру)
Эквивалентная концентрация никеля М13 рассчитывается по
другой формуле:
ЫЬ - М1 -г ЗОС 4- ЗОМ г 12В 4- Со Д 0,5Мп. (27)
Пользуясь приведенными уравнениями и зная химический со-
став шва, можно приближенно определить характер его микро-
структуры. Для этого служит так называемая структурная диа-
грамма, предложенная Шеффлером (рис. 30). Эта диаграмма по-
строена на основании опытов, полученных при ручной сварке
электродами с качественным покрытием. Аналогичные данные при-
менительно к сварке под флюсом или аргоно-дуговой сварке
отсутствуют, что все же не препятствует использованию структур-
ной диаграммы и для этих видов сварки [отметим, что в диаграмме
на рис. 30 использованы прежние значения коэффициентов для
Сг3 и Г\'1Э, отличающиеся от приведенных, уточненных в формулах
(26) и (27) ]. Зная состав исходных материалов (стали 7?^ и прово-
локи /?,), режим сварки и типичное для него соотношение долей
основного у и электродного (1 — у) металлов в металле шва,
116
а также величину изменений концентраций того или иного эле-
мента (А/?) в результате взаимодействия с флюсом или газом,
можно наперед рассчитать химический состав сварного шва 2?ш,
прибегнув к известной формуле
- ?/?„ -г- (1 - у)Н3 г АТ?. (28)
Рассчитав затем эквивалентные концентрации хрома и никеля
по структурной диаграмме (рис. 30), можно установить тип микро-
структуры сварного шва и приближенно оценить количество фер-
ритной составляющей в нем.
Пользование структурной диаграммой в известной мере облег-
чает работу исследователей, а также заводских работников, за-
нимающихся сваркой хромоникелевых аустенитных сталей и этих
сталей с обычными конструкционными.
Однако не следует забывать, что структурная диаграмма Шеф-
флера имеет статический характер — опа не может учесть влияния
па микроструктуру шва таких важных факторов, как режимы
сварки, и особенно скорости сварки, сечения шва и т. д. Диаграмма
не учитывает изменений растворимости отдельных элементов,
вовсе не учитывает возможности образования эвтектических со-
ставляющих в сварном шве при повышенном содержании углерода,
кремния, ниобия, бора. Например, судя по диаграмме, повы-
шение содержания углерода в шве, увеличивая эквивалентную
концентрацию никеля, должно лишь сместить точку, характери-
зующую структуру шва, в область стабильного аустенита. Тем не
менее, структурная диаграмма Шеффлера дает, несомненно, воз-
можность качественной оценки микроструктуры сварного шва.
При определении количества ферритной составляющей ею следует
пользоваться с осторожностью.
Структурная диаграмма значительно облегчает задачу пред-
варительных расчетов химического состава шва при сварке раз-
нородных сталей. Зная химический состав электродного металла
и обеих свариваемых сталей, а также долю участия каждого из
трех металлов в шве, можно наперед рассчитать состав шва. Этот
вопрос обстоятельно рассмотрен в работах [4, 18] и др.
Влияние ферритообразующих элементов на строение сварного
шва не ограничивается изменением количества феррита, увеличе-
нием или уменьшением содержания ферритной составляющей.
Изменяются соответственно и качественные характеристики фер-
рита в зависимости от его химического состава. При равных коли-
чествах феррита сварные швы могут обладать различными каче-
ственными характеристиками — жаропрочностью, пластичностью,
коррозионной стойкостью, склонностью к сигматизации и т. д.
Поэтому о свойствах сварного шва нельзя судить только по коли-
честву феррита в его структуре. Важные значения, кроме того,
имеет и дисперсность ферритной составляющей.
3. ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ СВАРКИ НА СТРУКТУРУ
СВАРНЫХ ШВОВ
Условия сварки, режим сварки, направление теплоотвода,
скорость кристаллизации и охлаждения, объем сварочной ванны
оказывают заметное влияние на структуру сварных швов. При
сварке углеродистых и конструкционных сталей, как известно,
условия сварки сказываются не столько на первичной, сколько
на вторичной структуре шва. При сварке хромоникелевых аусте-
нитных сталей и сплавов фазовые превращения, т. е. вторичная
кристаллизация, сводятся, обычно только к выпадению избыточ-
ной фазы по границам зерен (кристаллов) аустенита или по грани-
цам полигонизации. В то же время под влиянием изменений ус-
ловий сварки первичная структура хромоникелевых сварных
швов претерпевает весьма существенные изменения. Большая ско-
рость кристаллизации обусловливает развитие структурной микро-
неоднородности в сварном шве, а также межслойной ликвации
и способствует подавлению зональной ликвации.
С увеличением скорости кристаллизации сварочной ванны
структурная микронеоднородпость сварного шва усиливается.
Режим сварки. Изменение основных составляющих режима
сварки (напряжения дуги, скорости и тока) по-разному сказывается
на первичной структуре шва.
Изменение напряжения дуги (длины дуги) приводит
к ослаблению или, наоборот, усилению металлургических про-
цессов в дуговом промежутке. Чрезмерное увеличение напряжения
дуги, особенно при сварке открытой дугой и при газоэлектриче-
ской сварке, может усилить окисление хрома, титана, ванадия
и других ферритообразующих элементов, что, в свою очередь, мо-
жет привести к уменьшению количества 6-фазы в шве. Поэтому
сварку аустенитных сталей рекомендуется производить короткой
дугой.
Увеличение сварочного тока при неизменной ско-
рости сварки приводит к увеличению объема сварочной ванны.
При этом наблюдается заметное укрупнение структуры шва.
На рис. 31 приведены микрофотографии швов, сваренных элек-
тронным лучом (малая ванна), под флюсом (средняя ванна) и элек-
трошлаковым способом (объем ванны наибольший).
Увеличение скорости сварки приводит к увеличению
скорости кристаллизации и сопровождается заметным измельче-
нием первичной структуры сварных швов аустенитных сталей
(рис. 32). С увеличением скорости сварки измельчение структуры
происходит даже при равной погонной энергии.
Условия теплоотвода. При неизменной скорости сварки изме-
нение температуры основного металла и скорости его охлаждения,
т. е. изменение условий теплоотвода, вызывает увеличение или
уменьшение длины сварочной ванны без существенного изменения
118
Рис. 31. Влияние условий сварки (объем ванны) на первичную структуру сварного
шва на стали толщиной 100 мм (Х500):
а* ® электроннолучевая сварка; б, О — сварка под флюсом; в, г — электрошлаковая
сварка; I — аустенитно-ферритный шов; II — аустенитный шов
ее ширины. На рис. 33 показана конечная часть двух швов на
стали 1Х18Н10Т (для большей наглядности кратер шва, дающий
представление о длине сварочной ванны, закрашен черной краской).
Шов (рис. 33, а, в) сварен в обычных условиях, т. е. при комнат-
ной температуре (длина ванны 50 мм), а шов (рис. 33, б, г) —
Рис. 32. Влияние скорости сварки на первичную структуру сварных швов:
/ (а—г) — аустенитно-ферритных; II е) — аустенитных; а, б равная погонная энер-
гия (0,6 мт»ч/м), но разные скорости сварки (а — 30 м/ч; б — 130 л</ч); а, г, д, е — раз-
ные погонная энергия и скорости сварки (в — 0,85 квт-ч/м', 42 м/ч; я — 0,28 квт^ч/м;
130 м/ч; Э — 1 кв/п-ч/м, 30 м/ч; е — 0,23 квт»ч/м, 130 м/ч) Х300
после подогрева стальной пластины до 400° С. Длина ванны уве-
личилась, вследствие подогрева основного металла, до 80 мм.
Казалось бы, при неизменной скорости перемещения дуги, а зна-
чит, и скорости перемещения фронта кристаллизации вслед за
дугой скорость затвердевания сварного шва не может изменяться
при увеличении или уменьшении длины ванны и должна быть
120
равна скорости сварки. В действительности это не так. Нас инте-
ресует не скорость перемещения фронта кристаллизации вслед
за дугой (О]), т. е. скорость перемещения изотермы, отвечающей
Рис. 33. Влияние подогрева на длину сварочной ванны и условия ее кристалли-
зации:
а, в — сварка в обычных условиях; й, г — сварка с подогревом до 4000 С (а, б — внеш-
ний вид швов; в, г — скорость кристаллизации сварочной ванны; о , г> — вектор ско-
рости перемещения сварочной ванны; ос— скорость сварки; 1'2, р2 —вектор скорости
роста кристаллов)
температуре затвердевания сварочной ванны и определяющей ее
размеры. Структура шва определяется не этой скоростью, а фак-
тической скоростью роста столбчатого кристалла (и2)- Из схемы,
представленной на рис. 33, в, г, видно, что увеличение длины
сварочной ванны приводит к замедлению скорости роста кристал-
лов, а уменьшение ее длины, наоборот, ускоряет рост кристаллов.
Следовательно, при неизменной скорости перемещения сварочной
ванны скорость первичной кристаллизации шва будет раз-
личной в зависимости от длины ванны. Поэтому подогрев и замед-
ленное охлаждение изделия, увеличивая длину ванны, замедляет
первичную кристаллизацию металла шва, а искусственное ускоре-
ние охлаждения изделия, уменьшая длину ванны, увеличивает
скорость кристаллизации, оказывая соответствующее влияние на
первичную и вторичную структуру шва.
При сварке в условиях быстрого охлаждения (на медной ох-
лаждаемой подкладке, при сварке на морозе, при многопроход-
ной сварке толстого металла) аустепитно-ферритные швы приоб-
ретают направленную первичную структуру с повышенным ко-
личеством феррита. При сварке в условиях замедленного охлажде-
ния (на флюсовой подушке, при сварке с подогревом) аустенитно-
ферритные швы имеют дезориентированную структуру, количе-
ство феррита несколько уменьшается, а размеры ферритной со-
ставляющей возрастают.
При сварке стабилыюаустенитных сталей, когда шов имеет
однофазное строение, замедление теплоотвода (сварка с подогре-
вом) не устраняет направленности первичной структуры. С дру-
гой стороны, искусственное увеличение скорости охлаждения сва-
риваемого изделия путем снижения его температуры действует
подобно увеличению скорости сварки, т. е. способствует сохране-
нию направленности структуры. На хромоникелемолибденоме-
дистой аустенитной стали ЭИ533 (Х23Н23МЗДЗ) толщиной 10 мм
проволокой такого же состава были наплавлены два валика под
бескислородным флюсом. Один из них, сваренный с подогревом
до 600е С, имеет укрупненную, по направленную однофазную
аустенитную структуру (рис. 34, а). Второй шов сварен на морозе
(температура пластин — 60° С) и отличается более тонким строе-
нием; здесь появилась вторая фаза, богатая медью (рис. 34, б),
направленность структуры усилилась.
Изменения скорости охлаждения швов при сварке углеродистых
и низколегированных сталей, как показала С. А. Островская, ока-
зывают существенное влияние на характер вторичной кристал-
лизации (выделения перлитной составляющей) и во многом оп-
ределяют механические свойства сварных швов. При сварке
аустенитных сталей и сплавов изменение условий теплоотвода,
скорости охлаждения, мало влияет па вторичную структуру шва;
оно сказывается главным образом па полноте выделения избыточ-
ной фазы по границам зерен аустенита. Чем медленнее остывает
сварной шов, тем большее количество избыточной фазы выпадает
по границам зерен.
Увеличение скорости охлаждения, т. е. скорости кристалли-
зации чистоаустенитных однофазных сварных швов, наблюдаемое,
122
например, при сварке тонколистовых жаропрочных сталей и спла-
вов или при электроннолучевой сварке, способно подавить высо-
котемпературную полигонизацию. В институте электросварки
Б. А. Мовчаном и И. Я- Дзыковичем была предложена специальная
клиновая проба для оценки влияния скорости кристаллизации
сплава на развитие полигонизации [3 ]. В зависимости от химиче-
ского состава сплава могут быть подобраны такие скорости кристал-
лизации, при которых полигонизация вовсе не проявляется.
Направление теплоотвода от сварочной ванны определяет на-
правленность транскристаллической макроструктуры швов. При
Рис. 34. Влияние условий охлаждения на первичную структуру аустенитного шва
а — сварка с подогревом до 600° С‘, 6 — сварка на морозе —60° С (X 150)
сварке на медной подкладке, т. е. в условиях интенсивного тепло-
отвода от корня шва, направленность столбчатой структуры
(рис. 35, а) меняется по сравнению со сваркой без подкладки
(рис. 35, б), т. е. в условиях относительно равномерного теплоот-
вода. Изменение направленности кристаллизации в некоторой
степени влияет на склонность швов к образованию горячих трещин
(см. гл. VI) и к межкристаллитной коррозии. Наличие или от-
сутствие зазора в тавровом соединении непосредственно влияет на
микроструктуру корневой части углового шва и его способность
противостоять горячим трещинам.
Направление теплоотвода определяет, в известной мере, на-
личие или отсутствие зональной ликвации и ее месторасполо-
жение (рис. 36). В швах крупного сечения зональная ликвация,
как правило, проявляется сильнее, чем в швах небольшого ка-
либра (рис. 36, б). Исключение составляют вертикальные швы,
где вследствие специфических условий теплоотвода ликвационная
зона обычно не образуется даже в однопроходных швах на стали
большой толщины, например 250—300 мм (рис. 36, в). Наличие
зональной ликвации отрицательно сказывается на свойствах
хромоникелевых швов и, в частности, на их коррозионной стой
кости, так как ликвациопная зона отличается прежде всего по
вышенным содержанием угле-
рода. Высокое содержание угле-
рода не всегда компенсируется
одновременным увеличением
концентраций феррито- и кар-
Рис. 36. Зональная ликвация в одно-
проходных аустенитных сварных швах:
а — на стали толщиной 10 мм.', б — 40 мм
ив — 50 мм (а, 6 — сварка и нижнем и
в — в вертикальном положениях)
Рис. 35. Влияние направления тепло-
отвода на макроструктуру аустенитных
швов:
а — сварка на медной подкладке; б—сварка
на флюсовой подушке
бидообразующих примесей, которые ликвируют не так интен-
сивно, как углерод, и может привести к появлению чистоаусте-
нитной структуры.
4. ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
НА СТРУКТУРУ СВАРНЫХ ШВОВ
Сварной шов, в отличие от катаной стали и слитка, обычно
находится в сложно-напряженном состоянии вследствие специфи-
ческих особенностей претерпеваемого им термического и деформа-
ционного цикла. Причем преобладающее значение в результате
быстрого нагрева и охлаждения шва приобретают напряжения
растяжения. Так, по данным К. А. Ермака, в сварных швах на
стали 1Х18Н10Т остаточные напряжения растяжения достигают
8 кГ/мм\ а в образцах из стали Х16Н13МЗБ (ЭИ405) до 35 кГ/мм*.
По данным Г. Л. Петрова и В. В. Кырченова, остаточные напряже-
ния при сварке электродами КТИ-5 достигают 25 кГ/мм*. Эти
напряжения могут вызвать довольно сильную деформацию зерен
аустенита в околошовной зоне [30]. Известно, что чем выше сте-
пень напряженности твердого тела, тем более искажена его кри-
сталлическая решетка. Вследствие искаженное™ кристаллической
решетки нужно затратить меньше энергии, чтобы сделать атомы
элементов, легирующих сварной шов, более подвижными, т. е.
уменьшить энергию активации и теплоту диффузии. Следова-
тельно, облегчается и ускоряется протекание диффузионных про-
цессов при нагреве сварных швов, что приводит к ускорению струк-
турных превращений при их термической обработке. Это обстоя-
тельство имеет огромное практическое значение; оно позволяет
124
осуществить на практике так называемую низкотемпературную
закалку и стабилизирующий отжиг сварных конструкций, дает воз-
можность добиться в ряде случаев почти полной ликвидации ли-
той структуры, не прибегая к горячей механической деформации.
Ускорение структурных превращений при нагреве сварного шва
связано с более тонким по сравнению с основным металлом строе-
нием выделявшихся в нем фаз.
В сварных швах хромоникелевых аустенитных сталей и спла-
вов в зависимости от химического состава и первичной структуры
металла шва, термическая обработка может вызвать структурные
превращения различного типа.
Кратковременный нагрев в интервале температур от 900—
1000° С до температуры плавления шва может вызвать превраще-
ния <5 -> у (аустенитизацию шва) или 6 у -> 5', т. е. сперва
аустенитизацию, а затем, в зависимости от состава шва, темпера-
туры нагрева и его продолжительности, появление высокотемпе-
ратурной ферритной фазы. Нагрев в области температур 500—
850° С может вызвать распад аустенита и ферритное превращение
по реакции у к" + а, т. е. появление вторичных карбидов
и феррита. Под воздействием глубокого холода в сварных швах,
как и в некоторых аустенитных сталях, возможно мартенситное
превращение у -> М. Кратковременный нагрев двухфазных швов
с большим количеством феррита при 800—850° С может вызвать
эвтектоидное превращение части 6-фазы, т. е. образование ком-
плекса -у + к", а также перерождение первичного феррита в о-фазу.
Длительный нагрев сварных швов в интервале температур 350—
925° С может вызвать выпадение, коагуляцию и повторное раство-
рение вторичных карбидов, а также появление интерметаллид-
ных фаз (а-фазы, Н-фазы, %-фазы). В сварных швах жаропрочных
аустенитных сталей и сплавов возможно появление фаз Давоса
типа Рс2\У или Ре2Мо, а также у'-фазы (М13А1, М13Т1 и т. п.).
Следует четко разграничить понятия мартенситного (у М)
и ферритного (у -> а) превращений в сварных швах аустенитных
сталей.
Мартенситное превращение может иметь место только
в аустенитных швах со сверхнизким содержанием углерода (ме-
нее 0,04%) в результате охлаждения до очень низких температур.
Сверхнизкое содержание углерода обусловливает малую стабиль-
ность у-твердого раствора при отрицательных температурах. Пла-
стическая деформация может вызвать в таких швах превращение
у -> М и при более высоких температурах. Строго говоря, при
столь низком содержании углерода в шве из аустенита образуется
а-фаза, т. е. идет превращение у -> а, по эту ферритную фазу
принято называть мартенситом ввиду того, что кинетика процесса
носит мартенситный, т. е. бездиффузионный характер.
Ферритное превращение происходит в сварных швах,
содержащих более 0,05—0,06% С, и может последовать только
125
после того, как из аустенита выпали вторичные карбиды и обеднев-
ший углеродом аустенит становится нестабильным; ферритное пре-
вращение идет по схеме у -> к" + а. Образование вторичного
феррита, как указывалось, идет в процессе охлаждения сварного
шва ниже температуры 350° С.
Рассмотрим отдельно влияние термической обработки на струк-
туру однофазных аустенитных и двухфазных аустенитно-фер-
ритпых сварных швов.
Влияние кратковременного нагрева
на структуру сварных швов
Аустенитные швы. В натуральном состоянии аустенитные швы
обладают типичной столбчатой структурой с явно выраженной
дендритной неоднородностью, обусловленной большой скоростью
кристаллизации сварочной ванны. На рис. 37 представлена микро-
структура аустенитного шва на стали типа 18-8, имеющего следую-
щий химический состав (в %): 0,04С; 0,32 81; 1,3 Мп; 18,3 Сг;
10,2 Ы1.
Образцы, вырезанные из этого шва, были подвергнуты закалке
в воду после нагрева в течение 1 ч при 900, 1000, 1100 и 1200° С
и после 10 мин нагрева при 1300—1400° С.
Согласно псевдобинарной диаграмме состояния сплавов типа
18-8 при нагреве аустенитных швов стали типа 18-8 выше темпера-
тур, соответствующих линии С—Е (см. рис. 3, а), вторичные кар-
биды растворяются и переходят в твердый раствор. Однородная
аустенитная структура, полученная после закалки сварного шва,
отличается высокой химической стойкостью и плохо травится.
Чтобы улучшить травимость границ столбчатых кристаллов или
зерен аустенита, необходимо вызвать появление избыточной фазы
на этих границах. Поэтому все образцы после закалки были под-
вергнуты двухчасовому отпуску при 650° С, что дало возможность
четко выявить микроструктуру аустенитных швов.
Нагрев при температурах 450—900° С не оказал заметного
влияния на структуру аустенитного шва (рис. 37, б). Повышение
температуры нагрева до 1000° С усилило диффузионные процессы,
вследствие чего дендритная неоднородность заметно уменьшилась
(рис. 37, в). После закалки от 1100° С произошла рекристаллиза-
ция — столбчатая дендритная структура уступила место равно-
осной крупнозернистой структуре, дендритная неоднородность
исчезла (рис. 37, г). Нагрев при 1200 и 1300° С не вносит существен-
ных изменений в строение шва (рис. 37, д, ё), если нс считать не-
которого уменьшения величины и двойникования зерен аустенита.
Кратковременный нагрев при 1400° С снова вызывает рост зерна
(рис. 37, ж).
Известно, что термическая обработка сама по себе (без соответ-
ствующей деформации) не может ликвидировать литую структуру
126
Рис. 37. Влияние кратковременного
нагрева на микроструктуру чисто-
аустенитного шва стали типа 18-8-
а — натуральное состояние; б — после
закалки от температуры 900° С; в — то
же, 1000° С; а — то же. 1100° С; д — то
же, 1200° С: г — то же. 1300° С; ж__
то же, 1400° С ( X 300) и отпуска при
650° С в течение 2 ч
аустенитной стали или сплава. Чтобы такое изменение структуры
произошло, литой металл нужно либо подвергнуть горячей де-
формации (прокатке, прошивке, ковке, прессованию, экструзии),
либо предварительно наклепать в холодном состоянии. Тот факт,
что даже кратковременный высокотемпературный нагрев сварного
шва может трансформировать его структуру, как мы уже говорили,
свидетельствует либо о наличии в нем растягивающих напряжений,
либо о его наклепе.
Аустенитные сварные швы на стали типа 25-20 реагируют на
термическую обработку аналогично чистоаустенитным швам ста-
Рис. 38. Влияние кратковременного нагрева на микроструктуру стабильно-
аустенитного шва типа 25-20:
а — натуральное состояние (X 300); б — после закалки от 1000° С (ХЗОО); а — то же,
от 1300° С (X 130)
лей типа 18-8. Нагрев до 1000° С (рис. 38, б) устраняет дендритную
неоднородность, характерную для аустенитного шва в натураль-
ном состоянии (рис. 38, а). Нагрев до более высоких температур
действует на форму и величину кристаллов аустенита так же, как
и в случае швов стали типа 18-8. Однако внутреннее строение зе-
рен аустенита в швах сталей типа 25-20 ле остается неизменным.
Нагрев в интервале температур 900—1100° С и последующее ох-
лаждение на воздухе вызывает интенсивное выпадение мелкодис-
персной карбидной фазы по всему объему аустенитных зерен
(рис. 38, б). Аналогичная картина обнаруживается и в основном
металле — в стали марки Х23Н18. Надо полагать, что появление
избыточной фазы обусловлено более высоким содержанием угле-
рода в шве: 0,18—0,20% в шве стали типа 25-20 и 0,08—0,10%
в шве стали типа 19-8.
Кратковременный нагрев (1—2 ч) недостаточен для устранения
дендритной неоднородности в сварных швах сложнолегированных
128
жаропрочных аустенитных сталей или сплавов на никелевой
основе. Характерным для таких швов является повышенное
содержание в них элементов, обладающих малой диффузионной
подвижностью (XV, Мо, Та, ЫЬ и др.). Как известно, именно
высокой энергией активации самодиффузии указанных элемен-
тов и объясняется их способность резко повышать жаропроч-
ность аустенитных сталей и сплавов. Поэтому для гомогениза-
ции структуры высокожаропрочных аустенитных швов требуется
более длительный высокотемпературный нагрев, чем для швов
обычных аустенитных сталей типа 18-8 или 25-20 (рис. 39). Так,
например, для более или менее заметного устранения дендритной
микронсоднородности сварных швов сплава типа нимоник тре-
буется подвергать его гомогенизации при 1080е С в течение 8 ч.
Аустенитно-ферритные и ферритно-аустенитные швы. Феррит
дендритной формы, видимый па микрошлифе сварного шва, яв-
ляется, как уже указывалось, первичным 6-ферритом, который об-
разуется в процессе первичной кристаллизации сварочной ванны.
Это обстоятельство указывает на необходимость критического под-
хода к диаграмме состояния сплавов Ее—Сг—№—С, которая, как
и диаграмма состояния железо--углерод отражает явления, про-
исходящие в условиях равновесной кристаллизации и не учитывает
специфических особенностей сварки — чрезвычайно больших ско-
ростей нагрева и охлаждения металла. Отсутствие превращения
б у -> а в сварных швах при охлаждении в обычных условиях
нс исключает возможности превращения двухфазных аустенитно-
ферритных швов в однофазные путем соответствующей термиче-
ской обработки.
Характер структурных превращений в двухфазных швах при
термической обработке во многом определяется количеством фер-
ритной фазы. Рассмотрим изменения, вызываемые кратковремен-
ным нагревом в сварных швах, состав которых приведен в табл. 29.
Как и в случае аустенитных швов, после нагрева в течение 1 ч
и закалки каждый образец подвергали двухчасовому отпуску
при 650° С. Нагрев при 1300 и 1400° С производился в течение
10 мин.
Таблица 29
Химический состав в % и количество первичного
феррита в сварных швах стали типа 18-8
1 1 мер С । 81 Мп шва ! Сг 5Ч Т1 Количество ферритной фазы
В % в баллах
1 0,09 2 0,05 0,57 1 0,44 1,95 ! 1,07 17,6 18,0 10,8 9,2 0,16 ... 10 15 1 2—3
9 Б. И. Медовар 1023 121
Рис. 39. Влияние кратковременного нагрева на микроструктуру сварного шва на
жаропрочном железо-никелевом сплаве ХН35ВТ (ЭИ725) и жаропрочном сплаве
типа нимоник:
а — натуральное состояние (хЗОО)'. б — после закалки от 1130° С. нагрев 0,5 ч (ХЗОО)?
в — после закалки от 1130° С, нагрев 8 ч (ХЗОО); 1 — сплав ЭИ725; II — сплав типа
нимоник (для сплава ЭИ437Б нагрев при 1080° С). Все образцы состарены при 700е С
в течение 0,5 ч
Шов № 1 (с 3—5% 6-фазы) имеет структуру, представлен'
ную на рис. 40, а. Обычными методами травления в двухфазном
шве в натуральном состоянии не удается выявить границы столб-
чатых кристаллов. Это удается сделать только после нагрева
в области температур, вызывающих выпадение избыточной фазы
(500—850° С). Например, после, двухчасового отпуска при 650° С
в шве уже четко обнаруживаются границы кристаллов. Выпаде-
ние избыточной фазы происходит также внутри ферритных участ-
ков и по границе раздела двух фаз у 6, что проявляется в повы-
шенной травимости феррита после отпуска и особенно хорошо на-
блюдается при электронной микроскопии.
Кратковременный нагрев аустенитно-ферритных швов при тем-
пературах до 700—750° С не вызывает превращения 6 у. Повы-
шение температуры до 800—850° С вызывает коагуляцию феррита
и постепенное растворение его в аустените. Нагрев при 900° С
ускоряет превращеш+е 6 —> у (рис. 40, б). В результате отпуска
четко выявляются границы столбчатых кристаллов аустенита,
которые, как указывалось, не удается выявить в двухфазном
(у + 6) сварном шве в натуральном состоянии (рис. 40, а). Нагрев
при 1000° С приводит к почти полному завершению превращения
6 -> у, одновременно идет процесс рекристаллизации — преобра-
зования столбчатых кристаллов в равноосные зерна (рис. 40, в).
Если исходное содержание феррита в шве невелико (до 2—3%), то
при 1100—1300° С шов сохраняет равноосную чистоаустенитную
структуру (рис. 40, г, д, ё). Если феррита в шве больше (3—5%),
то нагрев при 1300° С может вызвать появление высокотемператур-
ного феррита в виде мелких частиц округлой формы внутри зерен
аустенита и на их границах (рис. 40, ё). Нагрев до 1400—1420°С
вызывает появление высокотемпературного феррита в виде дендрит-
ных образований (рис. 40, ж). Дендритный характер феррита поз-
воляет считать, что его появление вызвано частичным оплавле-
нием шва. Феррит, образовавшийся в результате нагрева шва до
высоких температур (1300—1350° С) или вследствие частичного
оплавления, в отличие от 6-феррита назовем б'-ферритом или
б'-фазой. Первичный б-феррит образуется в процессе первичной
кристаллизации сварочной ванны. Его отличительной особен-
ностью является относительно большая стабильность. Этот феррит
превращается в аустенит только при сравнительно длительном
нагреве в интервале температур 1000—1200° С. Появлению вы-
сокотемпературного б'-феррита предшествует аустенитизация
шва, т. е. превращение б -*• у. Характерной особенностью б'-фер-
рита, образующегося из твердой фазы, является его исключи-
тельно малая стабильность. В одном из исследований, посвящен-
ных металлографии б-феррита, убедительно показано, что даже
непродолжительное пребывание феррита, возникшего в резуль-
тате нагрева стали типа 18-8 до 1350° С, т. е. б'-феррита по нашей
терминологии, при температурах 600—950° С вызывает его распад.
9* 131
I 2
Рнс. 40. Влияние температуры нагрева на микроструктуру аустенитно-ферритных
сварных швов тина 18-8 (К 300):
а — после сварки, без термической обработки; после нагрева в течение I ч и закали 1 от
температур (®С): б — 900; в — 1000; г — 1100; д — 1200; е — 1300; м; — И00; нагрев
при 1400° С производился в течение 10 мин. Все образцы перед д'равлеянем подвергали
отпуску в течение 2 ч при 650э С; Г — шов № 1, 3 5% феррита; У1 • - шов № 2» 10
15% феррита; / — 2—3% феррита; 2 — 3 — 5% феррита
На примере стали, содержащей (в %): 0,046 С; 0,47 81; 1,10 Мп;
0,023 8; 0,016 Р; 17,5 Сг; 10,5 КН; 2,80 Мо, показано, что нагрев
в течение всего нескольких минут при 700-—850° С вызывает
появление в высокотемпературном феррите у-фазы, имеющей иголь-
чатое строение. Возможно появление внутри зерен б'-феррита не
только игол аустенита, но и карбидной фазы (Ре, Сг, Мо)2ПСв,
причем но внешнему виду комплекс аустенита и карбидов напоми-
нает перлит. На этом основании высказано предположение об эв-
тектоидном превращении 6' -> у фк" внутри островков высоко-
температурного феррита. Эвтектоидное превращение или превра-
щение 6' -> у (без появления карбидной фазы) не охватывает всего
объема феррита. Как только в результате указанных превраще-
ний, вследствие меньшей растворимости хрома и молибдена
в у-фазе, в основе феррита повышается содержание этих элементов
и снижается концентрация никеля и углерода, начинается обра-
зование о-фазы по схеме а —> а.
Мы полагаем, что причину различной стабильности первичного
феррита (6) и высокотемпературного феррита (6') следует искать
в различной степени легирования их ферритообразующими эле-
ментами. После нагрева при 1350—1400° С всегда образуется зна-
чительно больше б'-фазы, чем было б-феррита в шве в натуральном
состоянии после сварки. Появлению б'-фазы, как указывалось,
предшествовала аустенитизация шва, т. е. его гомогенизация или
выравнивание химического состава. Вследствие этого б'-феррит
содержит в своем составе меньше элементов-фсрритизаторов, со-
общающих ему стабильность, чем первичный б-феррит.
В швах, имевших в исходном состоянии до 5% первичного фер-
рита, дендритные образования б'-фазы появляются преимущест-
венно на стыках зерен аустенита (рис. 40, ж). В швах с более вы-
соким содержанием феррита (5—10%) нагрев при 1400—1420° С
вызывает появление б'-феррита также внутри аустенитных зерен
(рис. 40, ж). Следует отметить, что высокотемпературный феррит
дендритной формы после указанной термической обработки обра-
зуется и в катаной стали 1Х18Н10Т, имеющей в состоянии по-
ставки однофазную аустенитную структуру.
Шов № 2 имел 10—15% феррита (рис. 40, а). Кратковременный
нагрев при 800—850° С мало влияет на структуру шва. Растворе-
ние феррита еще не наступает. При 900° С двухфазная структура
не претерпевает заметного изменения (рис. 40, б). Повышение
температуры нагрева до 1000° С (рис. 40, <?) и до 1100° С (рис. 40, а)
вызывает постепенное растворение феррита и его коагуляцию.
Одновременно идет процесс преобразования столбчатых кристал-
лов в равноосные зерна (рекристаллизация). Превращение б -> у
идет очень вяло. Лишь нагрев до 1200° С может вызвать полную
аустенитизацию сварного шва (рис. 40, д). В отличие от предыду-
щего шва (5% б-фазы) нагрев при 1300° С вызывает в данном
случае обильное выделение высокотемпературного б'-феррита.
134
В зависимости от исходного количества феррита в сварном шве вы-
деления б'-феррита могут иметь округлую форму или вытянутую
вдоль бывших столбчатых кристаллов. Нагрев при 1400° С вызы-
вает еще более интенсивное превращение у -> б' (рис. 40, ж).
Сопоставление данных, касающихся структурных преобразова-
ний при нагреве швов 1 и 2, показывает, что чем больше б-феррита
в сварном шве, тем труднее осуществить его аустенитизацию.
Если при 3—5% б-фазы в шве это удается сделать путем нагрева
в течение 1 ч при 1100° С, а при 10—15% феррита при 1200°С, то
для аустенитизации шва, содержащего 15—20% феррита, понадо-
бится многочасовой нагрев при 1100—1200° С. Опыты показали, что
в сварных швах, содержащих до 40% б-фазы, так же, как и в фер-
рито-аустенитных швах (более 50% б-фазы), нагрев при 1100°—
1200° С при любой его продолжительности не вызывает превраще-
ния б у. В связи с этим уместно напомнить, что в низкоугле-
родистых ферритных швах хромистых нержавеющих сталей
с 17% Сг и более превращение 6 > у вообще не наступает при лю-
бой высокотемпературной обработке.
Различный характер превращений при нагреве двухфазных
швов с малым и большим количеством б-фазы становится понят-
ным при рассмотрении схемы, представленной на рис. 3, в. Шву
с малым содержанием феррита отвечает линия III—III на рис. 3, в.
При нагреве такого шва вплоть по линии солидуса превращение
у ~>б' не происходит, и закалка фиксирует чистоаустепитную
структуру. При нагреве шва, содержащего 10—15% 6-фазы (ли-
ния 11—11 на рис. 3, в), сначала происходит аустенитизация
(б -> у), а затем с повышением температуры становится возможным
появление высокотемпературного феррита (у -> б'). Наконец, шов
с большим количеством феррита (линия 1—I на рис. 3, е) сохра-
няет двухфазное строение (у + 6) во всем интервале температур
вплоть до линии солидуса.
Приведенные данные показывают, что превращение б -> у
в сварных швах идет сравнительно медленно. Поэтому не прихо-
дится ожидать аустенитизации структуры двухфазных сварных
швов в процессе многослойной сварки. При многослойной сварке
аустенитной стали Х18Н12М2Т в зоне термического влияния верх-
него слоя, располагающейся в нижележащем слое, превращение
6 -> у успевает произойти лишь частично (рис. 41). В процессе мно-
гопроходной сварки, ввиду кратковременности нагрева нижеле-
жащего слоя до высоких температур, превращение у -> б' также
не успевает произойти. Вместе с тем, при сварке катаных аусте-
нитных сталей типа 18-8, имеющих в состоянии поставки одно-
фазную структуру, но изготовленных из слитка с двухфазным
строением, сварочный термический цикл может вызвать появление
высокотемпературного феррита (рис. 41, в, г).
Кратковременный, в течение нескольких часов, нагрев сварных
швов при температурах 450—850° С вызывает выпадение из аусте-
135
Рис. 41. Микроструктура аустенитно-ферритиого шва:
а — верхний слой; б — зола термического влияния верхнего слоя на нижележащий слой
(частичное растворение феррита, Х500); л — высокотемпературный феррит в околошов-
кой зоне аустенитной стали при дуговой сварке (X 130); г— то же, при контактной точеч-
ной сварке, ядро точки — вверху (Х130)
пита избыточной фазы, представляющей собой комплексные кар-
биды железа, хрома и других элементов. При температурах
450—700° С выпадает мелкодисперсная фаза, при более высоких
температурах (750—850° С) выпадают более крупные кар-
биды .
В чистоаустенитных сварных швах избыточная фаза выде-
ляется по границам кристаллов аустенита, границам полигони-
зации и по линиям сдвига внутри кристаллов (в случае нагрева
наклепанных швов). В двухфазных аустенитно-ферритных швах
Рис. 42. Влияние кратковременного нагрева на микроструктуру аустенитпо-
боридиого шва:
а — после сварки; б — после закалки от 1100° С <3 ч) на воздухе (Х400)
карбиды выпадают преимущественно внутри участков первичного
феррита и на границах двух фаз у и 6. В ферритно-аустенитных
сталях типа 25-5, где основу составляет феррит, карбидная фаза
выпадает по границам аустенитных островков.
В двухфазных аустенитно-боридных швах кратковременный
нагрев в области температур 1100—1180°С практически не ска-
зывается на структуре металла шва, как и на строении самой стали
(рис. 42). Чтобы раздробить эвтектическую сетку боридов, тре-
буется горячая деформация литого металла. Ниже будет пока-
зано, что и длительный нагрев в указанном интервале тамператур
не оказывает влияния на структуру аустенитно-боридных швов.
Это свидетельствует о высокой стабильности такого типа микро-
структуры, что с точки зрения жаропрочных свойств является
весьма благоприятным фактором. При нагреве до температуры
1180—1200° С, в зависимости от химического состава эвтектиче-
ской фазы, начинается ее оплавление и, в некоторых случаях,
коагуляция. Сказанное относительно стабильности аустенитно-
эвтектической структуры относится и к швам никелехромовых
сплавов, отличающихся наличием никелехромовой эвтектики.
Речь идет, например, о швах типа Х50Н50 (рис. 43).
Рис. 43. Влияние кратковременного нагрева на микроструктуру шва жаростой-
кого сплава Х50Н50, содержащего хромоникелевую эвтектику (Х500):
а — после сварки; 6 — после закалки (1150° С. 1 «, воздух)
Влияние длительного нагрева
на структуру сварных швов
Аустенитные швы. Длительная выдержка (в течение несколь-
ких десятков, сотен или даже тысяч часов) чистоаустенитных швов
сталей типа 18-8 при температуре 500—900° С обычно не вызы-
вает в них видимых структурных превращений, если не считать
выпадения, коагуляции и повторного растворения карбидной
фазы по границам столбчатых кристаллов. Этот процесс, по мне-
нию В. И. Просвирина, носит стадийный характер — периоды вы-
падения карбидов чередуются с периодами их растворения.
В сварных швах сталей типа 25-20 длительный нагрев в интер-
вале температур 650—875° С вызывает появление новой структур-
ной составляющей, так называемой сг-фазы [5, 9, 12, 16, 23, 24,
31 и др.].
Указанный нагрев приводит к выпадению мелкодисперсных
карбидов по границам кристаллитов и внутри их в местах дендрит-
ной неоднородности. В процессе длительного нагрева, например
в течение 3000 ч при 800—875° С, растворения выпавших кар-
138
бидов не происходит. В случае предварительного наклепа длитель-
ный нагрев приводит к растворению этих карбидов («:"-> у), но
одновременно идет и превращение у — о.
Сигма-фаза — условное название хрупкой, твердой немагнит-
ной структурной составляющей — иптерметаллида, имеющего пе-
ременный состав и сложную кристаллическую решетку. Сигма-
фаза может образоваться непосредственно из аустенита, т. е. по
схеме а, или из феррита (в
схеме а (6) -> о.
В настоящее время все еще
нет достаточно обоснованной
теории образования а-фазы
в двойных и более сложных си-
стемах. Обычно принято рас-
сматривать образование о-фазы
с точки зрения электронной кон-
центрации в атомнокристалли-
ческой решетке. Судя по имею-
щимся данным, полученным для
ряда двойных систем Ре, 141,
Сг, V, Мо, Со, Мп, образование
о-фазы связано с вполне опре-
деленной концентрацией элек-
тронов на атом, равной 7, что
свидетельствует о принадлеж-
ности о-фазы к числу так назы-
ваемых электронных соедине-
ний. Блюм и Грэнт считают,
что возможность образования
о-фазы в данной системе элемен-
двухфазных сварных швах) по
Таблица 30
Наличие а-фазы в различных
двойных системах элементов
первого переходного периода
тов связана с их расположением
относительно марганца в таблице Д. И. Менделеева (табл. 30).
Из табл. 30 видно, что марганец на 3<1 — 4з оболочках имеет
как раз 7 электронов, а это характерно для систем, в которых
образуется а-фаза. Элементы, расположенные левее марганца
(V, Сг), имеют объемноцентрированную решетку; элементы, рас-
положенные правее марганца (Ре, Со, Й1),—грансцентрированную.
Марганец, занимающий промежуточное положение, как известно,
характерен сложной, не присущей металлам, атомной решеткой.
Образование а-фазы в двойных системах идет только между эле-
ментами, находящимися по обе стороны от марганца. Элементы,
расположенные по одну сторону от марганца, между собой а-фазу
не образуют. Сам марганец образует а-фазу не со всеми элементами,
а только с ванадием и хромом, с одной стороны, и с железом —
с другой стороны.
Из сказанного следует, что в аустенитной стали и в шве, имею-
щих в качестве основы железо (от 50 до 75%), повышение содер-
жалия ванадия, хрома, марганца, кобальта, никеля должно спо-
собствовать образованию сг-фазы.
Установлено, что ниобий и, особенно, кремний усиливают
превращение у - > о. Повышение содержания углерода в стали
типа 25-20 и сварных швах от 0,04 до 0,35% делает их менее склон-
ными к образованию о-фазы.
Легирование аустенитного шва стали типа 25-20 марганцем
усиливает процесс сигматизации, т. е. ускоряет превращение у * сг.
По данным Ю. И. Казеннова (частное сообщение) марганец уско-
ряет сигматизацпю и двухфазных аустенитно-ферритных швов.
Автором совместно с Ю. Б. Малевским установлено, что ванадий
вызывает сильное ускорение превращения -у->сг. Молибден и медь
также ускоряют процесс сигматизации аустенитных сварных швов.
Превращение у -> о в сварных швах стали типа 25-20 проис-
ходит наиболее интенсивно при температуре 800—875° С. При бо-
лее низких температурах (650—750° С) превращение длится мно-
гие сотни и даже тысячи часов; при более высоких температурах
сг-фаза неустойчива, а при температуре более 875—900° С вообще
не образуется в сварных швах этого типа.
Было исследовано влияние длительного нагрева на сигмати-
зацию аустенитных сварных швов на стали типа 25-20, состав ко-
торых приведен в табл. 31.
Таблица 31
Химический состав в % аустенитных сварных швов
стали типа 25-20
Но- мер шва Тип металла шва Мп СГ №
с
1 X251120 0,15 0,22 1,5 25,5 19,0 1
2 Х25Н15Г5 0,18 0,14 4,2 25,6 16,3
3 Х25Н15Г5В2 0,17 0,19 4,2 25,4 17,4 | 1,86
В исходном состоянии все три шва имеют типичную однофаз-
ную аустенитную структуру с выраженной дендритной неоднород-
ностью (рис. 44, а). В шве № 1 (без дополнительного легирования
марганцем и вольфрамом) сг-фаза обнаруживается после 400—
500 ч нагрева при 800° С; в шве № 2 (с марганцем) — после 300—
400 ч, а в шве № 3 (с марганцем и вольфрамом) сг-фаза четко вы-
является уже после 200 ч пребывания при 800° С (рис. 44, б, се-
чение поперек столбчатых кристаллов).
Наклеп (холодная деформация аустенитного шва) оказывает
чрезвычайно сильное ускоряющее действие на процесс сигматиза-
ции. Достаточно сказать, что после наклепа растяжением на 30%
в шве № 1 о-фаза появляется после 200 ч нагрева при 800° С,
в шве № 2 после 100 ч, в шве № 3 после наклепа на 30% и на-
грева в течение 100 ч при 800° С сг-фаза уже образует сплошные
цепочки по границам зерен аустенита (рис. 44, г).
г а^г -»».
Рис. 44. Влияние длительного на-
грева при 875° С па микроструктуру
чистоаустенитных швов типа 25-20
(с марганцем и вольфрамом), Х500:
а — натуральное состояние (V); б —
после 300 ч нагрева (? + к" + в}',
в — то же, после 500 ч нагрева (V +
+к“ + а); г — после наклепа на 30%
и 300 ч нагрева (V а); д — а-фаза.
выросшая на шлаковом включении при
нагреве в течение 2200 ч при 800° С
(Х1200)
В стабильноаустенитных сталях и сварных швах наклеп не
вызывает превращения у •-> а, поэтому усиление процесса сигма-
тизации вследствие наклепа не следует приписывать появлению
а-фазы, из которой о-фаза образуется значительно быстрее и легче,
чем из аустенита. Высказывается предположение, что усиление
сигматизации после наклепа в какой-то степени связано с рекри-
сталлизацией деформированного аустенита. Это предположение
высказано па том основании, что процессы рекристаллизации и сиг-
матизации аустенита характеризуются одним и тем же законом.
Сигма-фаза по своему химическому составу резко отличается
от породившего ее аустенита (табл. 32).
Таблица 32
Химический состав в % а-фазы, образовавшейся
в аустенитном и аустенитно-ферритном сварных швах
Тип металла шва Структура шва до старения Объект анализа 51 Мп Сг XI XV Мо
Х25Н20 А Шов а-фаза 0,24 1,10 1,50 0,61 25,5 51,8 18,9 3,0 — —
Х25Н20В2 А Шов а-фаза 0,34 1,26 1,66 0,38 23,8 54,1 18,2 2,6 1,8 7,8 —
Х25Н20М2 А Шов а-фаза 0,30 1,30 1,45 0,21 24,0 50,4 18,5 2,7 — 1,38 5,31
Х25Н20Г4М2 А Шов а-фаза 0,25 1,11 3,9 1,1 23,8 53,2 18,5 2,9 — 1,36 3,31
Х23Н14 А | Ф (2-4%) Шов а-фаза 0,37 3,0 23,6 50,0 13,5 1,7 —
X271113 А : Ф (14- 16%) Шов а-фаза 0,40 3,0 26,7 50,0 12,9 1,8 -
Примечания: 1. Химическому анализу подверглась о-фаза, образо-
вавшаяся после старения в течение 1000 ч при 800° С (шов типа 25-20) и при 700° С
(шов типа 25-13).
2. А — аустенит; А ± Ф - аустенит -|- феррит. Данные по аустенитно-
ферритному шву заимствованы из работы Н. Я. Карасика и Н. Е. Шлепяповой.
«Автоматическая сварка», 1964, № 2.
3. Шов типа Х27П13 после старения в течение 1000 ч при 700° С содержит
до 13% а-фазы.
Сигма-фаза в сварном шве выпадает преимущественно на грани-
цах столбчатых кристаллов аустенита, а в деформированных
швах и внутри кристаллов по линиям (плоскостям) сдвига и между
ними. По плоскостям двойникования о-фаза обычно не образуется.
Обращает на себя внимание тот факт, что вокруг участков о-фазы
карбидная фаза отсутствует (рис. 44, в). Можно высказать два
предположения о причинах этого явления.
Известно, что растворимость углерода в аустените тем выше,
чем менее он легирован. Так, например, в сплавах Ее-С в у-железе
растворяется до 1,7% С, а в сплаве 74% Ее — 18% Сг — 8% Г\Ч
только 0,5% С. В результате образования сг-фазы прилегающие
к ней участки аустенита содержат относительно меньше Сг, 81, Мо
и других легирующих примесей, чем основной объем аустенитной
матрицы. Вследствие этого растворимость углерода в менее леги-
рованных участках аустенита повышается, карбидная фаза рас-
творяется в аустените и поэтому близ участков о-фазы не обнару-
живается.
Другой причиной отсутствия карбидов близ сг-фазы может
явиться растворение углерода в самой о-фазе.
Опыты автора показали, что мелкозернистые чистоаустенитные
стали при прочих равных условиях сигматизируются значительно
интенсивнее, чем крупнозернистые стали. То же относится к од-
нофазным швам: чем тоньше структура, тем сильнее сигматизация.
Сигма-фаза, как будет показано ниже, вызывает резкое сни-
жение пластических свойств аустенитных сварных швов и может
явиться причиной хрупкого разрушения сварных конструкций из
жаропрочных и окалиностойких сталей. Известен случай прежде-
временного выхода из строя трубчатки пиролизной печи одного
из отечественных заводов синтетического каучука, изготовлен-
ной из стали типа 25-20. В сварных швах этой трубчатки, под-
вергавшихся наклепу в процессе изготовления, в результате на-
грева при 800—870° С образовалось огромное количество сг-фазы.
Вследствие появления сг-фазы пластичность швов, особенно удар-
ная вязкость, резко снизилась (от 16,0 до 2,0 кГ-м/см2), и после
3000 ч работы швы хрупко разрушились. Из литературы известны
случаи аналогичных аварий сварных конструкций за рубежом, вы-
званных сигматизацией металла шва.
Воспрепятствовать появлению сг-фазы в чистоаустенитных
швах, работающих при указанных выше температурах, невоз-
можно. Единственным радикальным средством устранения уже
образовавшейся ст-фазы является хотя бы кратковременный на-
грев сварных соединений до температур, при которых сг-фаза
становится неустойчивой и может раствориться в аустените. Пре-
вращение а у довольно быстро протекает при 1000° С. Доста-
точно нагреть сигматизированный шов стали типа 25-20 при этой
температуре в течение 2—4 ч, чтобы восстановить его высокую
пластичность. На рис. 45 представлена структура шва стали
типа 25-20, сначала сигматизированного (рис. 45, а), а затем на-
гретого при 1000° С (рис. 45, б).
Естественно, что дальнейшее пребывание шва при более низкой
температуре, например 900° С, снова вызовет появление сг-фазы.
Поэтому операцию кратковременного подъема рабочей темпера-
туры для растворения сг-фазы следует повторять регулярно через
каждые несколько сот часов. Следует отметить, что в аустенитных
143
Рис. 45. Растворение сг-фазы в сварном шве тина 25-20 при высокотемпературном
нагреве (Х300):
а ~~ а-фаза в шве после пребывания более 3000 ч при 800—870° С; б — тот же шов после
4 ч нагрева при 1000° С
Рис. 46. Влияние углерода и азота на сигматизацию сварных швов типа 25-20
(сварка проволокой 20Х20Н15Г7АТ) (Х500):
а — после сварки; б, в, г — соответственно после 4 ч, 3000 ч и 5000 ч нагрева при 800° С
144
швах шлаковые включения играют роль центров кристаллизации
для о-фазы. Чем больше неметаллических включений в шве, тем
больше в нем а-фазы (рис. 44, д). Углерод и азот ослабляют сигма-
тизацию швов типа 25-20 [12] (рис. 46, табл. 60).
Длительный нагрев сварных швов сложнолегированных жаро-
прочных аустенитных сталей, имеющих в исходном состоянии обыч-
Рис. 47. Влияние длительного нагрева на микроструктуру сварных швов жаро-
прочного шва на железо-никелевом сплаве ХН35ВТ (ЭИ725), ХЗОО:
а — натуральное состояние; б — после закалки (1130° С, 2 ч, воздух); в — после закалки
и 10 ч нагрева при 800° С; г — после закалки и 5000 ч нагрева при 800° С
ное дендритное строение (рис. 47, а), приводит к образованию так
называемой фазы Лавеса типа Ме2-Ме", например, Ее2\У или
НеаМо (рис. 47, б) [7, 8 и др. ]. Появление фазы Лавеса сопровож-
дается весьма заметным снижением ударной вязкости сварных
швов. Соответствующие данные, касающиеся сварных швов жаро-
прочных аустенитных сталей типа 16-26 и 15-35, приведены
в табл. 68. Обнаружено, что процессы образования фазы Лавеса
и охрупчивания металла шва идут наиболее интенсивно в случае
комплексного легирования металла шва вольфрамом и молибде-
ном, особенно в присутствии титана и ниобия.
Применительно к сварным швам жаропрочных сталей и сплавов
с интерметаллидным упрочнением длительный нагрев приводит
к образованию интсрметаллидов типа г\Н3Т1, Т\Н3А1 (рис. 48).
Аустенитно-ферритные швы. Для аустенитно-ферритных швов
интервал температур, могущих вызвать структурные превраще-
ния, отрицательно влияющие на их пластические свойства, значи-
тельно шире, чем для однофазных аустенитных швов. В аустенитно-
ферритных швах фазовые превращения протекают обычно быстрее,
чем в аустенитных. Это, возможно, связано с большей скоростью
диффузии элементов в феррите по сравнению с аустенитом.
Нагрев двухфазных сварных швов, содержащих более 8—10%
феррита, при температурах 350—600° С вызывает резкое упрочне-
ние и хрупкость, причем структура швов не претерпевает видимых
изменений и магнитность их сохраняется. Швы, содержащие мень-
шее количество феррита, как и чистоаустенитпые швы, не охрупчи-
ваются при нагреве в указанном выше интервале температур.
Обнаруженное явление пе связано, по-видимому, пи с выпадением
карбидов, ни с превращением б -> ст и по своей природе, вероятно,
аналогично так называемой «475-градусной хрупкости», наблю-
давшейся ранее только в высокохромистых сталях.
Природа «475-градусной хрупкости» хромистых ферритных и
хромоникелевых аустенитно-ферритных сталей все еще неясна,
хотя этому вопросу посвящено немало работ иностранных и совет-
ских исследователей [6 и др.1.
Каковы бы ни были причины «475-градусной хрупкости», не
следует допускать большого количества первичного феррита (б-
фазы) в сварных швах конструкций, работающих при температурах
350—600° С, из-за опасности хрупкого разрушения. Особое вни-
мание в этих случаях должно быть уделено не только ограничению
количества б-фазы, но и выбору системы легирования шва.
Длительный нагрев аустенитно-ферритных швов при темпера-
турах 500—875° С вызывает перерождение феррита в ст-фазу.
В процессе затвердевания и охлаждения сварных швов ст-фаза
обычно не образуется, так как металл шва в области опасных
температур пребывает непродолжительное время. Это положение
относится только к случаю сварки однопроходных швов. При мно-
гопроходной сварке толстой аустенитной стали типа 18-8 в нижних
слоях, если они содержат много ферритизаторов, многократное
термическое воздействие может вызвать перерождение отдельных
участков феррита в ст-фазу. Охрупчивание шва, вследствие пре-
вращения б -> ст, может быть настолько значительным, что еще
в процессе сварки шов разрушится.
При сварке стали типа 25-20 ст-фаза может образоваться в про-
цессе охлаждения даже однопроходного шва, если он содер-
жит 4—5% 81 или Мо (рис. 49, а) или концентрация хрома в нем
146
Рис. 48. Влияние длительного на-
грева на микроструктуру сварных
швов жаропрочного шва на никеле-
вом сплаве типа нимоник
Х20Н77ТЗЮ (ЭИ437Б):
а — после сварки без термической об-
работки; после нагрева при 1080° С
в течение 8 ч с охлаждением на воз-
духе и старением при 800° С в течение:
б — 0 ч; в — 10 ч; а—100 ч и д — 500 ч
(X 300)
достигает 28—30%. Однако при 35—40% Сг и отсутствии железа,
т. е. в никелевых сплавах, ст-фаза пе образуется.
Установлено, что скорость и степень сигматизации аустенитно-
ферритных швов зависит не столько от количества 5-фазы, сколько
Рис. 49. Сигма-фаза в двухфазных сварных швах (X 120):
а — а-фаза в аустенитно-эвтектическом шве типа 25-20 с 4,8% (силицидная эвтектика};
б — то же, в шве с 5,5% Мо; в — частичное превращение д -> а в шве типа 18-8 (V — бе-
лая; д — светло-фиолетовая; <5 — оранжевая); г — О-фаза в шве типа 18-8 после 3500 ч
нагрева при 650° С
от состава феррита, от характера его легирования, т. е. от качества
д-фазы, а также от степени ее дисперсности. Скорость превращения
5 ст зависит в значительной степени от температуры нагрева.
В аустенитно-ферритных швах ст-фаза образуется непосред-
ственно в феррите. Появление сг-фазы в аустените обычно не на-
блюдается, причем ст-фаза занимает не весь участок, где в исходном
состоянии располагался феррит дендритной формы (рис. 49, в).
148
Это свидетельствует о более высокой концентрации легирующих
элементов в сг-фазе ио сравнению с породившим его ферритом.
Опытные данные подтверждают это. Например, в стали типа 18-8
с 3% Мо выделяется феррит, содержащий вдвое больше Мо и вдвое
меньше Г\Ч, чем исходный аустенит; сг-фаза, образующаяся в такой
стали из феррита, содержит молибдена почти в 2 раза больше, чем
феррит, а /-фаза даже в 3 раза больше.
Процесс сигматизации аустепитно-ферритных швов, так же
как аустенитных швов, резко ускоряется с повышением темпера-
туры нагрева. Так, например,в случае нагрева при 650е С превра-
щение в сварном шве с 10—15% 6-фазы в основном завершается за
300—500 ч (в зависимости от легирования), а при 800—850° С
этот процесс может произойти за несколько часов.
В результате медленного превращения, как мы уже отмечали,
о-фазы получается меньше, чем было б-фазы (рис. 49, в). Если же
процесс сигматизации идет быстро, например при 800—850е С,
дендритные образования б-фазы превращаются в ст-фазу почти
без изменения размеров и формы. Это, по-видимому, означает,
что в данном случае сг-фаза, имея совершенно иное атомнокристал-
лическое строение, мало отличается по химическому составу от
феррита.
Автор полагает, что быстрое превращение 6 -> ст, наблюдаемое
в сварном шве при температурах 800—750° С, происходит без
образования промежуточных фаз. Что касается длительной сигма-
тизации, имеющей место под действием более низких температур
(600—700° С), то она, возможно, происходит с образованием про-
межуточных фаз.
О степени сигматизации аустенитных сталей и сварных швов
проще всего судить по изменению ударной вязкости: чем ниже
ударная вязкость, тем, при прочих равных условиях, больше
о-фазы в шве.
Мы уже отмечали, что степень сигматизации двухфазных швов
зависит не только от количества феррита, по и от химического
состава феррита, т. е. от его качественных характеристик, а также,
как показали К. А. Любавский, А. Е. Рунов и др., от степени дис-
персности ферритной составляющей.
Лучшим доказательством того, что качественные характери-
стики феррита оказывают большее влияние на превращение, чем
количество феррита, служит следующий опыт. Сварные образцы,
выполненные электродной проволокой из стали типа 18-8 с нио-
бием, имеющие в исходном состоянии до 5% б-фазы, были подверг-
нуты закалке в воду после 10 мин нагрева при 1300° С. В резуль-
тате такой термической обработки в шве появилось более 10%
высокотемпературного б'-феррита. Как указывалось выше, такой
б'-феррит отличается от первичного б-феррита меньшим содержа-
нием хрома, ниобия и других ферритизаторов.. Образцы в нату-
ральном состоянии и после закалки от 1300е С были подвергнуты
300-часовой выдержке при 650" С. Ударная вязкость образцов
в 5% первичного феррита снизилась вдвое против исходной. У об-
разцов с более высоким содержанием феррита (10% б'-фазы),
но менее легированного, ударная вязкость почти не снизилась.
Опыты показали, что все ферритообразующие элементы спо-
собствуют усилению превращения б от. По степени влияния на
интенсивность сигматизации двухфазных швов стали типа 18-8
ферритизаторы можно расположить в следующий убывающий
ряд: хром, титан, алюминий, ниобий, ванадий, молибден и крем-
ний. Г. Г. Мухин и Н. Ю. Пальчук, исследовавшие влияние Сг, 81,
МЬ и 81 4 V на превращение б -> сг в ручных швах стали типа 18-8,
пришли к выводу, что эти элементы вызывают превращение б -» а.
В исследованных ими швах нагрев при 850е С не вызывает сигмати-
зации. Они же впервые нашли, что при содержании в шве на стали
типа 18-8 более 2% МЬ длительный нагрев вызывает появление
хрупкой Я-фазы, изоморфной %-фазы в швах с молибденом. Сигма-
фаза в швах, содержащих более 2% Ь1Ь, не образуется.
Аустенитизирующие элементы и, в том числе марганец, умень-
шая количество б-фазы в сварных швах сталей типа 18-8, делают
их менее склонными к сигматизации (в чистоаустенитных швах
сталей типа 25-20 марганец, как указывалось, усиливает процесс
образования о-фазы).
Положительное действие углерода, в смысле уменьшения
склонности двухфазных швов к сигматизации, объясняется не
только уменьшением количества феррита, но также связыванием
титана и других элементов в устойчивые карбиды. Титан, ниобий,
хром, связанные с углеродом, не могут участвовать в построении
сг-фазы.
Установлено, что при равном химическом и фазовом составах
в сварных швах небольшого сечения с мелкой первичной структу-
рой а-фаза имеет более дисперсный характер, чем в швах большого
сечения.
Наклеп заметно ускоряет сигматизацию аустснитно-феррит-
ных сварных швов. Присутствие сг-фазы в аустенитно-ферритных
сварных швах также не желательно, как и в чистоаустенитных,
а-фаза появляется в результате перерождения б-фазы, поэтому,
чтобы воспрепятствовать появлению сг-фазы, нужно устранить
ферритную составляющую или хотя бы уменьшить ее количество.
Опыты показали, что предварительная аустенитизация двухфаз-
ных швов путем закалки после 1 ч нагрева при 1100е С делает их
невосприимчивыми к последующему воздействию опасных темпе-
ратур. Аустенитно-ферритный шов, содержащий 0,09% С;
1,64% 81; 1,02% Мп; 19,2% Сг; 9,7% Ы1; 0,66% V; 1,01% КТЪ,
имеет в исходном состоянии типичное двухфазное строение
(рис. 50, а). В результате закалки шва от 1100е после 1 ч нагрева
шов приобретает почти однофазную структуру. Превращение б у
полностью не произошло, поэтому небольшое количество феррита
150
в виде частиц округлой формы сохраняется (рис. 50, б). Оба шва
(в исходном состоянии и после закалки) подвергли нагреву в те-
чение 200 ч при 650° С. В первом из них появилось большое коли-
чество аг-фазы (рис. 50, в), во втором — лишь отдельные включе-
Рис. 50. Влияние предварительной
закалки на сигматизации аусте-
нитно-ферритного шва типа 18-8:
а — натуральное состояние; б — после
закалки от 1100° С: а -- (Т-фаза после
200 ч нагрева при 650° С натурального
шва; а — О-фаза после 200 ч »нагрева
при Г>50° С предварительно закаленного
шва (X 1200); д — структура шва после
2235 ч нагрева при 650° С и последую-
щей закалки от 900° С (Х600)
ния (рис. 50, г). Предварительно закаленный шов после сигмати-
зации имеет ударную вязкость в 4 раза большую, чем шов, не под-
вергавшийся аустенитизации.
Другим средством повышения пластических свойств двухфаз-
ных швов, в которых уже произошло превращение 6 -> аг, как
и в случае аустенитных швов сталей типа 25-20, может служить их
последующая закалка. Причем для этого нет необходимости при-
бегать к закалке на аустенит, в ряде случаев достаточен лишь
нагрев до 900—1000° С.
Нагрев в течение 1 ч при 900—1000° С устраняет ст-фазу. Однако
химическая неоднородность шва еще сохраняется (рис. 50, д),
участки, где была сг-фаза теряют свою очерченность, окраска их
меняется, становится более светлой, что свидетельствует, по-ви-
Рис. 51. Влияние длительного нагрева на микроструктуру двухфазного аустенитно-
боридцого шва (Х600):
а — натуральное состояние; б — после 1045 ч нагрева при 650° С
димому, об уменьшении содержания в этих участках ферритообра-
зующих примесей.
Однако нагрев при 900—1000° С еще недостаточен для устра-
нения химической и структурной неоднородности. Для полной
аустенитизации сигматизированного шва нужен нагрев до более
высоких температур (1100—1150° С).
Естественно, что в сварных швах с высоким содержанием фер-
рита, не поддающихся, как указывалось выше, аустенитизации,
предварительная закалка не может предотвратить последующее
превращение б -> ст. Такие швы, если они работают при темпера-
турах, вызывающих превращение б -> ст, надлежит подвергать
периодическим высокотемпературным нагревам для растворе-
ния ст-фазы, как это рекомендовалось для аустенитных швов стали
типа 25-20.
Выше указывалось, что при содержании более 20—25% фер-
рита или легировании швов ниобием и ванадием стабилизирующий
отжиг, т. е. двух-трехчасовой нагрев при 850—870° С, может вы-
звать превращение б -> ст. В швах с меныпим количеством феррита
такая термическая обработка нс вызывает превращения б > ст.
152
Длительный нагрев двухфазных швов, содержащих вторую
фазу эвтектического происхождения (ледебурит, боридную, хромо-
никелевую эвтектику), не приводит к заметным изменениям их ми-
кроструктуры (рис. 51).
5. ВЛИЯНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
И НАГРЕВА НА СТРУКТУРУ СВАРНЫХ ШВОВ
Пластическая деформация (наклеп) оказывает различное влия-
ние на строение сварных швов в зависимости от их состава и пер-
вичной микроструктуры. Общим для всех швов, подвергающихся
наклепу, является снижение стабильности аустенита. Аустенит,
имеющий гранецентрированную кристаллическую решетку у-же-
леза, обладает большей плотностью и меныпим удельным объемом,
чем феррит, обладающий менее плотно упакованной решеткой
а-железа. При пластической деформации растяжения плотная
решетка у-фазы относительно легко перестраивается в менее плот-
ную решетку а-фазы. При пластической деформации сжатия ре-
шетка у-фазы не получает заметного изменения плотности. По-
этому в сварных швах аустенитных сталей, подвергшихся наклепу
от растяжения, распад аустенита идет более интенсивно, чем
в швах, подвергшихся деформации сжатия в холодном состоянии.
Пластическая деформация вызывает раздробление зерен аусте-
нита на более мелкие, измельчение блоков и увеличение угла их
разориентировки. Во время деформации сварного шва наблю-
даются процессы сдвига кристаллов и двойникование, как и при
деформировании катаной стали. Особенно сильный наклеп пре-
терпевают швы аустенитных сталей при холодной штамповке,
а также при холодной калибровке обжатием.
Искажение кристаллической решетки, вызванное наклепом, и
возникающие при этом напряжения II и III рода способствуют
резкому ускорению диффузионных процессов при последующем
нагреве. Еще интенсивнее идут эти процессы, если деформация и
нагрев сварных швов осуществляются одновременно. Поэтому
структурные превращения при нагреве наклепанных сварных
швов значительно ускоряются по сравнению со швами, взятыми
в исходном состоянии после сварки. Это позволяет путем кратко-
временного нагрева сварных швов добиться таких результатов,
которые в ненаклепанном металле потребовали бы длительного
воздействия высокой температуры.
Наклеп при комнатной температуре может значительно уско-
рить мартенситное превращение при низких температурах в аусте-
нитных швах стали типа 18-8 с малым содержанием углерода.
Исследования Г. В. Курдюмова и его учеников показали, что ин-
тенсивность превращения у М (в сталях типа 18-8) зависит от
степени деформации. Малые деформации могут активизировать
мартенситное превращение, большие, наоборот, затормозить его.
Активизации превращения у -> М способствуют микронапряже-
ния, вызываемые пластической деформацией. Дополнительные
внутренние границы раздела, возникающие в аустените в резуль-
тате дробления зерен и блоков при деформации, препятствуют
протеканию превращения у -> М. В сталях типа 18-8 малые де-
формации вызывают значительные напряжения высшего порядка
без заметного дробления зерен, поэтому в малодеформированном
металле мартенсит образуется легче, чем в сильно деформированном.
Рис. 52. Влияние наклепа и после-
дующего нагрева иа рекристалли-
зацию чистоаустенитных сварных
швов типа 25-20:
а — натуральное состояние (Х500);
5 — после 1 ч нагрена при 1200° С и
закалки в воду (X 150); в — после
наклепа на 30% и отпуска при 700° С
( X 150): а — после наклепа на 5% и
закалки от 1200° С; <Э — после Наклепа
иа 30% и закалки от 1200? С (Х150)
Рассмотрим отдельно влияние наклепа и нагрева на сварные
швы, обладающие различной микроструктурой.
Аустенитные швы. В однофазных швах наклеп не вызывает
видимых структурных превращений. Требуется последующий от-
пуск, чтобы обнаружились линии сдвига. В однофазных швах
стали типа 18-8 после деформации и отпуска выпадают вторичные
карбиды и образуется вторичный феррит.
В аустенитных швах стали типа 25-20 выпадает только карбид-
ная фаза, вторичный феррит не образуется. На рис. 52 показана
структура шва на стали типа 25-20 и основного металла в около-
Рис. 53. Влияние наклепа на микроструктуру аустеиитно-ферритных швов
(X 1200):
а — после наклепа растяжением на 40%; б — после наклепа от холодной штамповки
и стабилизирующего отжига (850° С, 2 «)
шовной зоне после наклепа растяжением на 30% и отпуска при
700° С. Высокотемпературный нагрев (до 1000—1200° С) наклепан-
ных аустенитных швов ускоряет рекристаллизацию, причем рост
зерна или его измельчение определяются степенью деформации и
температурой нагрева (рис. 52). Это явление используют для из-
мельчения структуры шва при сварке с наклепом кромок или ниже-
лежащих валиков в случае многопроходной сварки.
Аусте нити о-ферритные швы. В таких швах деформация вызы-
вает дробление зерен аустенита, появление линий сдвига (рис. 53, а)
и искажение формы первичного феррита. В результате наклепа
растяжением ферритные образования дендритной формы вытяги-
ваются вдоль направления деформации. Наклеп сжатием вызывает
более интенсивное дробление аустенита, без заметного искажения
формы феррита. На рис. 53, б показана микроструктура сварного
шва стали 1Х18Н10Т, претерпевшего сложную пластическую де-
формацию в процессе холодной штамповки. Отчетливо видны гра-
ницы зерен аустенита, образовавшихся внутри столбчатых кри-
сталлов, линии сдвига и двойникование.
Распад аустенита в двухфазных швах с образованием вторич-
ного феррита идет особенно интенсивно, если деформация растяже-
ния и нагрев воздействуют на шов одновременно. Были исследо-
ваны превращения в сварных швах стали 1Х18Н10Т, подверг-
шихся нагреву при 650° С в течение 4 ч под нагрузкой, вызвавшей
в шве напряжения растяжением около 12 кГ/мм.1. В исходном
Рис. 54. Совместное действие растягивающих деформаций и нагрева на микро-
структуру двухфазных швов типа 18-8:
а — исходное состояние (X 150); б — выдержка при 650° С в течение 30 ч под действием
растягивающих напряжений, а = 12 кГ!ммг (Х110)
состоянии шов содержал до 5—7% 6-фазы (рис. 54, а). В резуль-
тате совместного действия пластической деформации и нагрева
количество магнитной фазы, образовавшейся в результате превра-
щения у -> а, достигло 40—50% (рис. 54, б). Образование вторич-
ного феррита происходит преимущественно близ участков, зани-
маемых 6-фазой.
Чувствительность аустенитных швов к воздействию пластиче-
ской деформации проявляется в их способности к самонаклепу
в процессе сварки в условиях затрудненной усадки (см. гл. V).
В. СТРУКТУРА ОКОЛОШОВНОЙ зоны
В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ
Околошовная зона аустенитных сталей и сплавов схематически
представлена на рис. 55, а.
Границу 2 между металлом шва 1 и основным металлом 5, пере-
секающую частично оплавленные зерна свариваемого металла,
принято называть линией или точнее поверхностью сплавления.
А. А. Алов считает, что при сварке металлов плавлением в месте
контакта жидкого металла сварочной ванны и основного металла,
т. е. на линии сплавления, происходит «взаимная кристаллизация»
этих двух металлов [1 ].
156
По терминологии Н. Ф. Лашко и С. В. Лашко ПО] здесь
происходит «совместная кристаллизация».
Если сопоставить диаграмму состояния свариваемого металла
и его температурное поле (имеется в виду, что основной металл
представляет собой псевдобинарный сплав элементов, образующих
твердые растворы), то необходимо сделать вывод о принципиальной
возможности появления участка частичного оплавления в свари-
ваемом металле (рис. 55, в). Этот участок в основном металле отвс-
Рис. 55. Околошовная зона при сварке аустенитных сталей и сплавов:
а — различные участки сварного соединения (/ — металл шра; 2 — линия сплавления;
3 участок возможного роста зерна, частичного превращения у + 6' или оплавления
эвтектической фазы; 4 — участок, где возможен распад аустенита по схеме у к" а;
5 — основной металл); б — схема роста зерна в околошовной зоне. Влияние интервала
кристаллизации свариваемого сплава системы В — Г (состав /) на ширину зоны частич-
ного расплавления основного металла; в — при большом и г - при малом интервалах
кристаллизации
чает интервалу температур, в котором свариваемый сплав нахо-
дится в твердо-жидком состоянии (по терминологии, предложен-
ной А. А. Бочваром). Следовательно, в принципе, может идти речь
о существовании переходной золы или «зоны сплавления», а не
только линии сплавления между основным металлом и швом.
Это особенно справедливо для двухфазных доэвтектических сталей
и сплавов.
Если температурный градиент мал (слабая концентрация сва-
рочного нагрева), например, при электрошлаковой сварке, а ин-
тервал кристаллизации свариваемого металла велик, то ширина
«зоны сплавления» возрастает. Если же сварочный нагрев сконцен-
трирован, температурный градиент велик, в случае, например,
электроннолучевой сварки, а интервал кристаллизации металла,
подвергающегося сварке, мал, то ширина зоны сплавления умень-
шается.
При сварке сплавов некоторых цветных металлов, как показали
Н. Ф. Лашко и С. В. Авакян-Лашко, действительно имеет место
переходная зона между основным металлом и металлом шва.
При сварке однофазных аустенитных сталей, имеющих сравни-
тельно малый интервал кристаллизации, зона сплавления обычно
не очень заметна. Иногда приходится наблюдать вполне определен-
ный раздел, границу между швом и сталью, обычно пересекающую
зерна основного металла, на которых непосредственно выросли
кристаллы шва. В этом случае правильнее говорить о линии, а не
о зоне сплавления. Термин «взаимная кристаллизация» нельзя
признать удачным. Он вызывает превратное представление о яв-
лении, поскольку он, как нам кажется, затушевывает факт само-
стоятельной кристаллизации металла сварочной ванны. Термин
«совместная кристаллизация», вопреки желанию его авторов, мо-
жет вызвать представление о сосуществовании двух жидких фаз,
хотя под этим термином подразумевается только мысль о том,
«. . . что хотя бы одна из фаз свариваемого сплава непосредственно
без поверхностей раздела продолжает кристаллизоваться в свар-
ном шве» [10].
Автор полагает, что понятие о кристаллизации сварочной ванны
на твердой подкладке является наиболее подходящим.
Аустенитные стали, в большинстве своем, не претерпевают
видимых фазовых превращений при воздействии па них свароч-
ного термического цикла. Вследствие этого околошовная зона хро-
моникелевых сталей имеет менее сложное строение, чем зона при
сварке обычных конструкционных сталей.
В околошовной зоне хромоникелевых аустенитных сталей
(речь идет об однопроходной сварке) можно различить только
два участка — участок увеличенного зерна, непосредственно со-
прикасающийся со швом (рис. 55, а), и участок 4, в котором воз-
можен распад аустенита, ограниченный изотермами примерно
400—850° С (рис. 55, а). Эти температуры, как указывалось, могут
вызвать выпадение избыточной фазы по границам аустенитных
зерен и по линиям сдвига и двойникования внутри этих зерен.
Хромоникелевые аустенитные стали, в отличие от углеродистых
сталей, менее склонны к росту зерна. Даже при сварке на режимах,
отличающихся очень высокой погонной энергией, например при
электрошлаковой сварке, обычно не наблюдается столь интенсив-
ного укрупнения зерен, как при сварке обычных углеродистых
сталей.
Рост зерна в стали происходит путем слияния между собой
отдельных зерен и поглощения крупными зернами своих более
мелких соседей, т. е. идет процесс собирательной рекристаллиза-
ции. При этом, как показал М. Г. Лозинский, происходит переме-
щение границ поглощаемых мелких зерен к периферии вновь воз-
158
никающих крупных зерен. Результатом перемещения границ яв-
ляется гомогенизация внутреннего строения нового зерна. В про-
цессе роста новых зерен, по-видимому, не успевает произойти их
гомогенизация ввиду большой скорости нагрева основного металла
в околошовной зоне и кратковременного пребывания при высоких
температурах.
Поэтому в значительной степени сохраняется химическая не-
однородность там, где располагались ранее границы мелких зерен,
из которых выросло новое зерно (рис. 55, б, схема).
На участке перегрева околошовной зоны, подвергающемся
при сварке нагреву до температур, превышающих 1200—1250° С,
на границах зерен аустенита протекают необратимые процессы.
Последующее замедленное охлаждение сварного соединения или
длительное воздействие рабочих температур может вызвать выпаде-
ние избыточных фаз по этим границам с понижением пластических
свойств или с появлением склонности к ножевой коррозии. Охруп-
чивание, являющееся следствием сварочного перегрева аустенит-
ной стали, может привести к так называемым локальным разруше-
ниям сварных соединений, причем последующая аустенитизация
сварных соединений в большинстве случаев не устраняет пагуб-
ного действия высокотемпературной части термодеформационного
сварочного цикла.
По этой причине применительно к аустенитным сталям заслу-
живают предпочтения те виды сварки и режшмы, которые сводят
к минимуму возможность развития необратимых процессов на
границах аустенитных зерен в околошовной зоне свариваемого
металла. Поэтому автор считает, что применительно к аустенитным
сталям и сплавам в будущем следует ориентироваться не на сварку
плавлением, а па различные способы диффузионного соединения,
исключающие перегрев основного металла в околошовной зоне.
В однофазных катаных сталях типа 18-8, в участке околопюв-
ной зоны, примыкающем непосредственно ко шву и, следова-
тельно, нагревающемся до температур, достигающих температуры
солидуса, возможно появление высокотемпературного феррита
(см. рис. 41, в, г). Этот феррит обычно вытянут вдоль проката и,
по-видимому, образуется в тех участках стали, где содержание
хрома и других ферритизаторов наибольшее. Возможно в этих
участках стали находился первичный феррит, который раство-
рился при нагреве ее для закалки на аустенит (как известно, горя-
чекатаные аустенитные стали обычно поставляются в закаленном
состоянии). Высокотемпературный феррит в стали 1Х18Н10Т
может появиться и в результате точечной контактной сварки (см.
рис. 41, г). Появление высокотемпературного феррита в около-
шовной зоне препятствует образованию горячих трещин в этом
участке сварного соединения.
Ввиду кратковременности нагрева сварка не вызывает превра-
щения 6 от или у 0 в околошовной зоне.
В отдельных случаях в рассматриваемом участке околошовной
зоны может наблюдаться проникание из шва в основной металл
эвтектической структурной составляющей. Проникание носит
исключительно межкристаллический характер, и связано, по-ви-
димому, с адсорбционным эффектом Ребиндера [20]. Обнаружена
Рис. 56. Распространение эвтектической составляющей сварного шва
по границам зерен основного металла в околошовной зоне (ХЗОО):
а — сталь I Х231123М.ЗДЗ — медистая фаза”, б — та же сталь» сульфидная
эвтектика, третцина между кристаллизационными слоями
способность сульфидной, ниобидной, боридной, циркониевой
эвтектики и фазы, богатой медью, обволакивать зерна основного
металла (рис. 56). Об этом явлении более подробно сказано в раз-
деле, посвященном горячим трещинам в околошовной зоне аусте-
нитных сталей.
Первые два-три кристаллизационных слоя сварного шва более
богаты примесями основного металла, чем внутренние объемы шва.
В случае сварки аусгенитно-ферритными электродами чисто-
аустенитной стали с большим запасом аустенитности, первые кри-
160
сталлизационные слои могут иметь аустенитную структуру и по-
ражаться горячими трещинами (рис. 57).
При сварке сталей типа 18-8 возможно образование повышен-
ного количества феррита в первых кристаллизационных слоях
вследствие обогащения их хромом, титаном, ниобием, кремнием
Рис. 57. Микроструктура аустепитно-ферритного шва типа 18-8
на жаростойкой аустенитной стали ЭИ417 (а), X 150, и аустенит-
ного шва типа Х20Ш5 на стали 1Х18НГ0Т (б), X 150. Первый
кристаллизационный слой имеет структуру основного металла
(а — аустенит и б — аустенит + феррит)
и другими ферритизаторами, содержащимися в основном металле.
Можно предположить, что это явление должно сопровождаться
соответствующим снижением концентрации указанных элементов
в околошовной зоне. Последнее обстоятельство может оказывать
влияние на развитие так называемой ножевой коррозии.
При сварке (с разделкой кромок) аустенитно-ферритной стали
типа 18-8 электродной проволокой марки Св-13Х25Н18 шов.
имеет чистоаустенитную структуру.,Однако первые два-три кри-
11 Б. И. Медовар 1023 161
стабилизационных слоя имеют типичную двухфазную структуру
из-за близости их химического состава к составу свариваемой
стали.
При сварке аустенитными швами неаустенитных сталей и
в том числе 12%-пых хромистых нержавеющих сталей возможна
диффузия углерода из участка перегрева околошовной зоны основ-
ного металла в шов. Это явление перехода углерода из стали в шов,
обусловленное реакционной диффузией углерода (его стремлением
к сильным карбидообразователям — хрому, титану, ниобию,
находящимся в металле шва), обычно наблюдали только в свар-
ных швах, находившихся длительное время под действием высоких
температур. Установлено, однако, что диффузия углерода из стали
в аустенитный шов успевает получить заметное развитие еще в про-
цессе сварки, т. е. под действием сварочного нагрева. Вопросы
диффузии на линии сплавления шов—основной металл детально
рассмотрены в известных работах Г. Л. Петрова [17, 18], В. Н. Зем-
зина [4 ] и др.
ЛИТЕРАТУРА
1. Алов А. А. Основы теории процессов сварки и пайки. М., Изд-во
«Машиностроение», 1964.
2. Выклицкий М., К р а л и к Ф., Тума Г. Распределение эле-
ментов в а- и у-фазах хромоникелевых аустенитно-ферритных сталей. «Автома-
тическая сварка», 1964, № 2.
3. Дзыкович И. Я. Исследование структуры и условий кристаллиза-
ции металла сварных швов на хромоникелевых аустенитных сталях. «Автомати-
ческая сварка», 1962, № 11.
4. 3 е м з и н В. Н., Френкель Л. Д. Сварные конструкции паровых
я газовых турбин. М.—Д., Машгиз, 1962.
5. Корнилов И. И. Сплавы системы железо—хром—никель. М.,
Изд-во АН СССР, 1956.
6. И в а н о в К. М. Влияние температуры старения и скорости охлажде-
ния на процессы охрупчивания аустеиитно-ферритного наплавленного металла.
Сб. № 4, «Сварка», Судпромгиз, 1961.
7. 3 е м з и н В. Н. Зоны сплавления сварных соединений разнородных
сталей. «Котлотурбостроение», 1950, № 6.
8. Иванова Т. И., Грнпалис И. В. Влияние термической обра-
ботки па механические свойства наплавленного .металла типа 16-25-6 (ЭИ395).
Сб. № 2, «Сварка», Судпромгиз, 1959.
9. Карасик Н. Я., Шлепянова И. Е. Рентгенографические
исследования фазовых превращений в аустенитно-ферритном наплавленном
металле тина Х251113. «Автоматическая сварка», 1962, Лв 3.
10. Дашко Н. Ф., Л а ш к о С. В. Некоторые проблемы свариваемости
металлов. М., Машгиз, 1963.
11. М е д о в а р Б. И., Пинчук 11. И Влияние бора на структуру
аустенитного шва. «Автоматическая сварка», 1963, № 6.
12. М е д о в а р Б. И., Пинчук Н. И. Предотвращение охрупчивания
аустенитных сварных швов типа 25-20. «Автоматическая сварка», 1962, № 10.
13. Моа ча н Б. А. Полигонизация литых металлов и сплавов. Известия
ОТН АН СССР, 1958, № 10.
14. М о в ч а н Б. А. Современные данные о границах кристаллитов в ли-
тых металлах и сплавах. Сб. «Новые проблемы сварочной техники». Киев, Изд-во
«Техника», 1964.
15. Мовчан Б. А., Н е р о д е н к о Л. М. Новые данные о границах
кристаллитов в сварных швах с аустенитной структурой. «Автоматическая сварка»,
1962, № 6.
16. П а л ь ч у к Н. Ю., Мухин Г. Г. Влияние хрома, кремния и вана-
дия на образование а-фазы в швах, выполненных ручной сваркой на сталях
типа 18-8. «Автоматическая сварка», 1955, № 4.
17. Петров Г. Л. Неоднородность металла сварных соединений. Суд-
промгиз, 1963,
18. Петров Г. Л., 3 е м з и н В. Н., Гонсеровский Ф.Г. Сварка
жаропрочных нержавеющих сталей. М., Машгиз, 1963.
19. Петров Г. Л., Ш а м а н и н М. В. Вопросы кристаллизации ме-
талла шва при электродуговой сварке. Сб. № 4, «Сварка», Судпромгиз, 1961.
20. Р е б и и д е р П. А. Физико-химические исследования процессов де-
формации твердых тел. Юбилейный сборник. Изд-во АН СССР, 1947, стр. 533.
21. Рунов А. Е., Л ю б а в с к и й К. В. О влиянии ферритной фазы
на свойства наплавленного и основного металла сварных соединений хромони-
келевых аустенитных сталей. «Сварочное производство», 1959, № 9.
22. Стеренбоген 1О. А. К вопросу кристаллизации сварочной ванны.
«Автоматическая сварка», 1964, № 10.
23. Вип§агс1< К., Ее п п аг 1г 6. Е1пПий уоп Мо1уЬс1ап аи( СеЕй^е,
НагЕе ип<1 КегЬ8ск1а§хакЕчиеЕЕ шоЬкаШ^ег аизЕепШзсЬег Скгот—ЬПске! 8Еак1е
паск СИйкеп Ье1 650 Ыз 850° С. «АгсИЕу Гиг баз ЕЕзепЫШеп'й'езеп», 33, 1962, Ы 4.
24. С 1 И а 1 V-, Р г а 2 а к М. 81е<1оуап1 ргетёпу ЕеггНи 6 V апПкогозпЕск
осеИск 18/9 з уу§<Нт окзакет ЕЕЕапи. «НиЕпЕеке ЬЕзЕу». 1957, Ы 3.
25. О о 1 6 з с Ь т 1 <1Е НЛ., Наш XV. М. СопзЕИиПопа! еЕЕесЕ оЕ агзеп!с
айсЕШопз оп ап аизЕепШс а!ее1. «Лоигпа1 оЕ ЕЬе 1гоп апб 5Еее1 ЕпзЕЕЕиЕе», V. 202,
1964, К 4.
26. 1ЕскЕ Та]1г1 аЕ а!1. Пе11а ЕегпЕе 1п аиьЕепИе 81аш1е88 бЕе11. «Яоитпа! бЕ Еке
коп апб 5Еее1 ЕпзЕИиЕе», 202. р 2, 1964, 14 2.
27. Ее <Иа§гатте сЕе 8скаеЕЕ1ег. «Агсоз», 40, 1963, № 150.
28. Ь б Ь 1 К., Р Е 1 о и 8 V. РгЕзрсуек е оЕахке зуагоуапЕ зПпозЕёппУсЬ
аизЕепЕЕЕскуск осПккй рго епег§еЕ1ки. «Хуагасзку зЬогпЕк», 1961, 14 2.
29. М а к 1 п 8. М., А 1 с о с к С. В., А г к е 1 1 Э. К., Р Е е Е 1 Р. С. Ь.
ПЕзЕгПшИоп оЕ ркозркогиз апб 8и1ркиг т ЕиПу аизЕепИЕс зЕаЕп1ев8 зЕее! угеМз.
«ВгЕЕ1&Ь АЛ/еЕсЕЕпз Яоигпа!», 1960, Ы 10.
30. К о ц и е 8 С., 6 и§епа и(1 А. РгоЫёте розёз раг 1е зондаже <Еез
сопэЕгисПопз еп асЕегз аизЕепИЕдиез. «Кеуие <3е 1а Ме1а11иг§1е», 1964, И 5.
31. Зутроешт оп Еке паЕиге, оссигепсе ап<1 еЕЕесЕз оЕ зЕ^та рказе. А8ТМ.
5ТР, 1951, И НО.
ТРЕЩИНЫ В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ
ЖАРОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
1. КЛАССИФИКАЦИЯ ХРУПКИХ РАЗРУШЕНИЙ
СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
Хрупкие разрушения — трещины — могут поразить сварные
соединения аустенитных сталей и сплавов еще в процессе сварки.
Но они могут появиться и после сварки — во время термической
обработки или в процессе эксплуатации сварных соединений.
Трещины наблюдаются в металле шва и в околошовной зоне.
Несмотря на сходство металлографической картины трещин раз-
личного происхождения, причины и усилия, вызвавшие их появ-
ление в металле шва или околошовной зоне, могут быть самыми
различными.
Различают три вида трещин, образующихся в аустенитном
шве в процессе сварки: кристаллизационные; полигонизационные и
холодные.
Первые два вида трещин, в отличие от третьего, называют
горячими.
Кристаллизационные трещины связаны с процессом первичной
кристаллизации сварочной ванны. Образуются они на том этапе
кристаллизации, когда металл сварного шва находится в твердо-
жидком состоянии. Иными словами, эти трещины образуются
в интервале температур, превышающих температуру реального
солидуса металла шва. Кристаллизационные трещины носят четко
выраженный межкристаллитный характер, располагаясь по гра-
ницам столбчатых кристаллов аустенита, т. е. по границам первич-
ной кристаллизации (рис. 58, а). Они могут образоваться и между
кристаллизационными слоями (рис. 58, б) при обогащении свароч-
ной ванны легко ликвирующими примесями, например серой.
Полигонизационные трещины образуются, по-видимому, непо-
средственно после завершения процесса затвердевания сварочной
ванны при подсолидусных температурах. Опи располагаются
по полигонизационпым границам преимущественно на тех их
164
Рис. 58. Кристаллизационные трещины в аустенитном шве:
а — между столбчатыми кристаллитами (Х 900); б — между слоями кристал-
лизации (Х150) (см. также рис. 56, б)
«)
6")
В)
Рис. 59. Горячие трещины при свар-
ке аустенитных сталей и сплавов:
а—продольные в Шве; б—поперечные
в шве; в — кратерные в шве; г — по-
перечные д околошовной зоне: д -
продольные в зоне
участках, которые совпадают с участками твердого раствора, обога-
щенными примесями, снижающими его пластические свойства при
высоких температурах, т. е. на тех участках, которые соответ-
ствуют бывшим границам первичной кристаллизации.
Рис. 60. Наружные (а), внутренние (б) и кратерные (а) трещины
в аустенитном шве
Горячие трещины могут наблюдаться в сварных швах аусте-
нитных сталей всех типов и марок. Они бывают поперечными и про-
дольными (рис. 59), наружными, внутренними, кратерными
(рис. 59 и 60), макро- и микроскопическими. Наличие макротре-
щин свидетельствует обычно и о присутствии микротрещин в шве.
Вместе с тем, горячие микротрещины могут и не сопровождаться
166
макротрещинами. Макротрещины хорошо обнаруживаются (рас-
крываются) при испытаниях на растяжение образцов, целиком вы-
резанных из металла шва или наплавленного металла, а также при
испытаниях сварных соединений на изгиб (на ребро). Понижен-
ные показатели относительного удлинения обычно свидетельствуют
о наличии горячих микротрещин в шве.
Холодные трещины (рис. 61), строго говоря, можно разделить
па два вида: теплые трещины, возникающие еще в процессе
Рис. 61. Холодные трещины
в аустенитном шве:
а —вызванные кремнием (шов типа
25-20); б — вызванные бором от шла-
ковых включений (шов типа X 15Н25
с 0,8% В)
остывания шва, вследствие недостаточной его прочности или пла-
стичности, например, в интервале температур 500—700° С, и соб-
ственно холодные трещины, образующиеся при комнатной
температуре, спустя более или менее продолжительное время по
окончании сварки.
Причиной появления теплых трещин могут явиться фазовые
превращения, например образование сг-фазы. Но они могут пора-
жать и швы, не претерпевающие структурных превращений, но
обладающие малым запасом пластичности из-за чрезмерно высокой
степени упрочнения твердого раствора, в частности эвтектической
составляющей. И холодные и теплые трещины обычно образуются
с ясно различимым характерным звоном.
Причиной появления собственно холодных трещин при ком-
натной температуре может быть наличие ст-фазы, образование мар-
тенситной составляющей или очень большое количество охрупчи-
вающей составляющей, в том числе эвтектической. Иными словами,
появление холодных трещин связано с теми же факторами, что
и теплых трещин. Природа и тех и других трещин одна и та же, раз-
личие в температурах образования обусловлено лишь темпом
нарастания внутренних напряжений и степенью охрупчивания
металла шва в данных конкретных условиях. Следует отметить, что
холодные трещины, связанные с мартенситным превращением,
могут наблюдаться при сварке разнородных сталей, т. е. аусте-
нитных с неаустенитными, когда металл шва, ввиду неправиль-
ного выбора присадочных материалов и технологии сварки, обла-
дает недостаточным запасом аустснитности.
Холодные и теплые трещины, в отличие от горячих, могут
иметь внутрикристаллический характер. Наличие концентраторов
напряжений в виде невроваров, несплавлений, шлаковых включе-
ний повышает вероятность образования холодных трещин
(рис. 61, б). Очагами зарождения холодных трещин могут быть и
горячие трещины в шве. Холодные трещины, возникшие из горя-
чих трещин, могут распространяться на околошовную зону и ос-
новной металл.
Общеизвестно, что аустенитные стали подвержены растрески-
ванию швов в значительно большей степени, чем обычные стали.
Вместе с тем, долгое время считали, что аустенитные стали вовсе
не склонны к околошовным трещинам. Некоторые исследователи
даже утверждали, что горячие трещины в основном металле на-
блюдаются только при газовой сварке, а при дуговой сварке тре-
щины могут располагаться лишь в шве, независимо от класса и
сорта стали. Между тем, за последние годы в нашей стране и за
рубежом отмечены многочисленные факты появления околошов-
ных трещин при различных видах сварки плавлением аустенитных
сталей и сплавов различных типов. Более того, в настоящее время
околошовные трещины создают значительно более серьезные за-
труднения при сварке аустенитных сталей, чем трещины в шве
[13, 15, 47, 49, 53, 54, 59, 61 I.
Околошовные трещины, как и трещины в металле шва, можно
разделить на горячие и холодные. И те, и другие могут быть про-
дольными и поперечными, выходящими наружу, и внутренними,
макро- и микроскопическими.
Горячие околошовные трещины могут быть кристаллизацион-
ными и некристаллизационными или подсолидусными.
Кристаллизационные околошовные трещины образуются в об-
ласти высоких температур, когда металл в околошовной зоне
находится в двухфазном твердо-жидком состоянии, т. е. в усло-
виях, когда на границах зерен или кристаллитов аустенита (в слу-
чае сварки литого металла) еще сохраняется жидкая составля-
ющая (рис. 62). Естественно, что кристаллизационные око-
лошовные трещины располагаются по границам зерен (кри-
сталлитов) основного металла и подобно кристаллизационным
168
трещинам в металле шва имеют межкристаллитный характер
(рис. 63, а, б).
Подсолидусные трещины образуются, как правило, по уже за-
твердевшим межзеренным прослойкам, но могут располагаться и
Рис. 62. Механизм образования околошовных межкристаллических горячих
трещин:
а — влияние температуры плавления межкристаллических прослоек на вероятность
возникновения околошовных трещин; б — околошовные трещины — причина появления
горячих трещин в шве; в — околошовные трещины — следствие проявления адсорбцион-
ного эффекта Рсбиидера. Кривые / — 4 — изменение во времени наличия жидкой фазы
на границах зерен в зависимости от температуры затвердевания межкристаллических
прослоек: / — низкая температура; 2 — 3 — средняя; 4 — высокая; ,5 — количество
трещин в зоне; I — щель между зернами не заполнена жидкостью — образование тре-
щин; II — щель заполнена (залечена) легкоплавкой жидкостью, трещина не образуется
вдоль строчечных или иных скоплений неметаллических включе-
ний и интерметаллидов (рис. 63, г), чаще всего в тех участках, где
они совпадают с границами зерен аустенита. Околошовные тре-
щины чаще поражают литые, чем деформированные аустенитные
стали и сплавы. Крупнозернистые (крупнокристаллические) и
170
разнозернистые аустенитные стали или сплавы более подвержены
кристаллизационным и подсолидусным околошовным трещинам,
нежели меднозернистые
Холодные около ню иные трещины могут появиться в процессе
остывания шва в интервале температур, вызывающих резкое па-
дение пластических свойств металла в околошовной зоне. Они мо-
гут быть обнаружены и после термической обработки сварных
соединений или конструкций.
Термические околошовные трещины могут располагаться на не-
котором, иногда довольно значительном (несколько миллиметров)
расстоянии от шва (рис. 63, в, д). Очагами зарождения холодных
трещин могут служить несплавления, шлаковые включения, го-
рячие трещины.
Одним из наиболее распространенных видов хрупкого разруше-
ния сварных соединений аустенитных сталей являются околошов-
ные трещины, идущие эквидистантно линии (поверхности) сплав-
ления на расстоянии всего одного-нескольких зерен. Такого рода
околошовные трещины получили условное название локальных
разрушений в околошовной зоне (рис. 63, а). Обнаруживаются
они в процессе эксплуатации сварных конструкций из аустенитных
Рис. 63. Околошовные трещины при
сварке аустенитных сталей и сплавов:
а — кристаллизационные, вызванные про-
никновением ниобия из шва, сплав ХН35ВТ
(Х120); б — кристаллизационные» сплав
ЭИ437В (Х70); в — термические, сплав
ЭИ445Р» г — подсолидусные, сплав ЭИ725
(X 120); д — термические, жаростойкая
сталь; е и ас—локальное разрушение, сталь
ЭИ257 (е—после длительной эксплуатации
на Черепетской ГРЭС» ас—после экспрес-
сных испытаний в институте электро-
сварки)
сталей в температурном интервале распада у-твердого раствора.
Для аустенитных трубных сталей, например, это температура
500—700° С.
2. ПРИЧИНЫ ОБРАЗОВАНИЯ ГОРЯЧИХ И ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН
В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ
Вопросы, связанные с хрупкими разрушениями сварных соеди-
нений, давно занимают сварщиков. Особое внимание, естественно,
привлекают к себе проблемы борьбы с горячими трещинами.
Известно, что в готовой сварной конструкции их бывает очень
трудно обнаружить. Между тем, наличие горячих микротрещин
может привести к разрушению не только сварного соединения, но
и целиком всей конструкции в процессе ее эксплуатации.
На протяжении почти 15 лет велись, норой, ожесточенные
дискуссии по вопросу о природе и механизме образования горя-
чих трещин в сварных швах. Высказывались различные гипотезы,
принимались па всесоюзных совещаниях развернутые решения
129, 30]. Однако единой точки зрения все еще нет. Можно, правда,
отметить, что за последнее время наметилась тенденция к некото-
рому сближению взглядов различных исследователей на эту про-
блему.
Учитывая, что в настоящее время имеется обширная литера-
тура по вопросу горячеломкости сварных швов, автор книги не счи-
тает нужным пересказывать существующие различные гипотезы
и предположения. Здесь будут кратко сформулированы взгляды
автора на причины образования трещин в сварных соединениях
аустенитных сталей и сплавов. Имеются в виду трещины в шве
и в околошовной зоне.
Кристаллизационные трещины в шве образуются на завершаю-
щей стадии процесса затвердевания сварочной_ванны под действием
растягивающих деформаций, появление которых обусловлено не-
равномерным сварочным нагревом.
При сварке плавлением всегда или почти всегда создаются
потенциальные возможности для образования кристаллизацион-
ных трещин.
Появление или отсутствие этих трещин зависит от ряда факто-
ров и прежде всего от того, насколько велики эффективный интер-
вал кристаллизации и литейная усадка металла шва [2—4].
Чем больше этот интервал, тем больше усадка, тем более благо-
приятны условия для появления трещин (рис. 64).
Появление или отсутствие кристаллизационных трещин во
многом зависит от свойств материнской жидкости, оставшейся па
границах кристаллов к моменту завершения процесса кристалли-
зации сварочной ванны. Чем ниже вязкость этой жидкости, чем
больше ее и чем легче перемещается опа в междендритных проме-
жутках, в междуосных пространствах, тем меньше вероятность
появления трещин.
Появление или отсутствие кристаллизационных трещин зави-
сит, наконец, от запаса пластичности каркаса дендритов в местах
их срастания. Чем выше пластичность, чем больше податливость
вырастающего из жидкости каркаса, тем меньше вероятность
образования трещин.
Исходя из описанных представлений о причинах, вызывающих
появление кристаллизационных трещин в сварных швах, могут
быть указаны и основные средства борьбы с ними.
Рис. 64. Два этапа в процессе первичной кристаллизации сварного шва:
а — жидко-твердое состояние, трещины не образуются; б — твердо-жидкое состояние,
трещины могут возникнуть; в — зависимость «горячеломкость шва — концентрация при-
месей»; / -- температурно-концентрационная область жидко-твердого состояния; 2 —
область твердо-жидкого состояния; <3 — кривая «горячеломкость шва — концентрация
примесей»
Это, во-первых, такое воздействие на процесс первичной кри-
сталлизации сварочной ванны, которое позволило бы максимально
развить границы кристаллитов и затруднить разобщение их мате-
ринской жидкостью.
Это, во-вторых, такое изменение химического состава металла
шва, которое привело бы к значительному уменьшению эффектив-
ного интервала кристаллизации сварочной ванны и повышению
температуры ее реального солидуса.
Это, в-третьих, создание условий для свободного перемещения
материнской жидкости и залечивания ею промежутков, возни-
кающих между дендритами под действием растягивающих дефор-
маций.
Это, наконец, такое воздействие на термодеформационный цикл
сварки, которое сделает усадку сварного шва минимально-затруд-
ненной.
Б. А. Мовчан, обнаруживший явление высокотемпературной
полигонизации литого металла, считает, что для предотвращения
полигонизационных трещин следует легировать шов элементами,
отличающимися большой энергией активации самодиффузии и
способными поэтому подавить сам процесс полигонизации [21 ].
Механизм образования околошовных кристаллизационных
трещин в общих чертах сходен с описанным выше и иллюстри-
руется схемой на рис. 62. Имеется двусторонняя связь между тре-
щинами в шве и околошовной зоне.
В том случае, когда шов содержит поверхностно-активные
элементы или элементы, обладающие способностью ускоренно
диффундировать по границам зерен, возможно их проникновение
в глубь основного металла (см. рис. 56, 62, в и 63, а). Проникнове-
соединение газотурбинного ротора с приваренны-
ми к диску лопатками. Трещины в шве вызваны
наличием зазоров между лопатками
ние таких элементов из шва в околошовную зону облегчается дей-
ствием растягивающих усилий. При сварке в околошовной зоне
может иметь место проявление так называемого эффекта Ребин-
дера [см. гл. III I. Если в сварочной ванне недостаточно жидкости,
чтобы заполнить зазор, возникающий между соседними зернами
основного металла, то могут образоваться околошовные трещины.
Если жидкости достаточно, чтобы заполнить зазоры между зер-
нами (кристаллитами в случае сварки литого металла), то трещины
не образуются. Это наблюдается и при роликовой сварке [601.
В этом случае металл шва, проникший в основной металл, затвер-
девает, не создавая несплошиостей между соседними зернами.
Из сказанного следует, что появление кристаллизационных трещин
в шве может повлечь за собой образование трещин и в околошов-
ной зоне. Но, с другой стороны, и околошовные трещины могут
вызвать появление трещин в шве. Лучшим доказательством такой
зависимости служит так называемая клавишная проба, имитиру-
ющая сварное соединение газотурбинного ротора с приваренными
к диску лопатками (рис. 65) [39]. Зазоры между клавишами вызы-
вают трещины в шве.
Наличие тесной взаимозависимости между условиями образова-
ния кристаллизационных трещин в металле шва и в околошовной
зоне предопределяет большую роль соотношения температур
174
реального солидуса для сварочной ванны и участка частичного
расплавления основного металла. Нетрудно понять, что при боль-
шой разнице этих температур (речь идет о более низкой темпера-
туре солидуса металла шва) трещины в околошовной зоне могут
вообще не образоваться. Ведь вплоть до полного затвердевания
межкристаллических (межзерепных) прослоек в основном металле
растягивающие деформации будут сосредоточены в шве, находя-
щемся еще в жидко-твердом состоянии и способном воспринять эти
деформации без разрушения. В этой главе, посвященной изыска-
нию средств борьбы с околошовпыми кристаллизационными тре-
щинами, мы остановимся более подробно на указанном интересном
явлении.
Горячие, т. е. подсолидусные, околошовные трещины обра-
зуются примерно по такой же схеме, как подсолидусные трещины
в шве. Причиной их появления служит недостаточность межзерен-
ной пластичности основного металла в участке, примыкающем ко
шву. Как и в сварном шве, возможен и такой случай, когда очагами
для развития подсолидусных околошовных трещин служат кри-
сталлизационные трещины, играющие роль концентраторов растя-
гивающих напряжений. Склонность аустенитной стали или сплава
к околошовным трещинам, как будет показано ниже, находится
в тесной связи со структурой основного металла.
Из сказанного о механизме и причинах образования околошов-
ных кристаллизационных трещин следует, что для их предотвраще-
ния могут быть использованы две категории средств — чисто сва-
рочных и металлургических.
К первой из них относятся:
1) снижение температуры фактического солидуса металла
шва относительно реального солидуса основного металла в участке
перегрева околошовной зоны;
2) наклеп свариваемых кромок для рекристаллизации аусте-
нитных зерен и максимального отдаления момента перемены знака
напряжений в околошовной зоне;
3) замедление темпа нарастания растягивающих напряжений
с помощью подогрева.
Однако все перечисленные средства недостаточно эффективны.
Наиболее радикальным и надежным средством предотвращения
горячих околошовных трещин при сварке аустенитных сталей и
сплавов является повышение их качества. Речь идет и о повышении
чистоты основного металла по легкоплавким соединениям и газам,
и о коренном улучшении его структуры — полном устранении
разнозерпистости, а также строчечное™ и других видов сегрегации.
Повышение качества аустенитных сталей и сплавов, в том
числе с помощью электрошлакового переплава (см. гл. VIII),
в значительной степени облегчает задачу борьбы с горячими около-
шовными трещинами (рис. 180, гл. VIII), но полностью ее не ре-
шает.
Многое зависит от характера легирования стали или сплава.
Наличие в составе свариваемой аустенитной стали даже неболь-
ших концентраций элементов, резко снижающих температуру
солидуса металла в участке перегрева околошовной зоны, делает
неизбежным появление околошовных кристаллизационных тре-
щин. Например, даже двойной электрошлаковый или вакуумно-
дуговой переплав жаропрочных сталей ЭИ726, ЭИ787, содержа-
щих более 0,010% В, не избавляет от околошовных трещин.
Естественно, что сопутствующий подогрев, резкое снижение
концентрации сварочного нагрева, например, характерное для
электрошлаковой сварки, могут способствовать предотвращению
горячих околошовных трещин, как кристаллизационных, так и
подсолидусных.
Для предотвращения образования подсолидусных околошов-
ных трещин очень важно добиваться получения мелкозернистых
аустенитных сталей и сплавов, свободных от строчечной сегре-
гации легкоплавких примесей, газов и неметаллических вклю-
чений.
Есть еще одно средство, уменьшающее вероятность появления
подсолидусных и холодных околошовных трещин при сварке
аустенитных жаропрочных сталей и сплавов — некоторое умень-
шение прочности металла шва по отношению к основному металлу
и повышение запаса его пластичности. Если шов пластичнее около-
шовной зоны, более податлив, чем она, именно здесь, в шве, и
будут релаксировать внутренние двухосные или объемные напря-
жения растяжения. Некоторая пластическая деформация металла
шва может исключить опасность разрушения сварного соединения
в околошовной зопе.
3. ЛОКАЛЬНЫЕ РАЗРУШЕНИЯ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
В ОКОЛОШОВНОЙ ЗОНЕ
Наименее изучены причины образования термических около-
шовных трещин и физическая сущность локального разруше-
ния сварных соединений аустенитных сталей в околошовной зопе.
И тот и другой вид хрупкого разрушения, по-видимому, является
следствием исчерпания запаса длительной прочности и пластич-
ности металла в околошовной зоне. Об этом свидетельствует иден-
тичность металлографической картины локального разрушения и
разрушения по околошовной зоне сварных образцов, подверг-
шихся испытаниям па длительную прочность (рис. 66, б). Не-
сколько иной вид имеют термические трещины — они могут рас-
полагаться на значительном расстоянии от шва (см. рис. 63, в).
Но и такой характер разрушения может наблюдаться при испыта-
ниях сварных образцов на жаропрочность.
Характерным для локальных разрушений является то, что
первые трещины зарождаются только в участке перегрева около-
176
шовной зоны, непосредственно примыкающем ко шву, на расстоя-
нии всего одного—нескольких зерен от него (см. рис. 63, е).
и В отечественной [7—9, 12, 19, 20, 32 и др.] и зарубежной лите-
ратуре [40—43, 46, 50, 63 и др.] опубликованы десятки работ,
касающихся проблемы локальных разрушений. Речь идет, обычно,
о разрушении сварных стыков аустенитных паропроводов на тепло-
вых электростанциях сверхвысоких параметров, обнаруживаемом
через многие тысячи часов эксплуатации. Однако, как уже отме-
чалось в начале этого раздела, причины, вызывающие локальные
Рис. 66. Микроструктура сварного соединения аустенитной стали, раз-
рушившегося по околошовной зоне:
а — и процессе эксплуатации (локальное разрушение), X 150; б — при испытаниях
на жаропрочность, X 150
разрушения, все еще не ясны. Естественно, что это сильно затруд-
няет изыскание эффективных средств предотвращения локальных
разрушений. Между тем, в результате обнаружения сквозных тре-
щин на сварных паропроводах, охватывающих порой почти всю
окружность труб рядом со швом, во многих странах фактически
отказались от применения аустенитных сталей на тепловых элек-
тростанциях и вернулись к перлитным сталям. Однако дальней-
ший прогресс и в теплоэнергетике, и в атомной энергетике немыс-
лим без непрерывного повышения параметров (давления и темпе-
ратуры) перегретого пара или жидкометаллического теплоноси-
теля. Возможности перлитных сталей ограничиваются температу-
рой пе более 600° С. Для использования пара более высоких тем-
ператур требуются аустенитные жаропрочные стали и сплавы.
Из сказанного следует, что задача борьбы с локальными разру-
шениями является одной из важнейших во всей проблеме сварки
аустенитных сталей.
Чтобы успешно справиться с этой задачей, необходимо прежде
всего научиться воспроизводить локальные разрушения в лабо-
раторных условиях, причем воспроизводить их экспрессно, не
затрачивая многие сотни или даже тысячи часов на ожидание
появления околошовной трещины в испытуемом образце. Такая
экспрессная методика была предложена автором с сотрудниками
в Институте электросварки [17]. При разработке этой методики
руководствовались следующими соображениями. Чтобы ускорить
процесс разрушения сварного соединения в участке перегрева
околошовной зоны, необходимо усилить действие главных факто-
ров, обусловливающих этот вид разрушения. К таким факторам
относятся:
Время
Рис. 67. Термический цикл сварки:
а — дуговая; б — электрошлаковая; 1 — область темпе-
ратур перегрева (более 1200° С); // -область температур
распада аустенита (850 — 500° С)
перегрев аустенитной стали при температурах, превышающих,
например, 1200—1250е С;
объемные растягивающие напряжения, действующие на металл
околошовной зоны в интервале температур распада у-твердого
раствора.
Первое условие легко осуществляется, если заменить приме-
няемую обычно при изготовлении лабораторных образцов электро-
дуговую сварку электрошлаковой. Как известно (рис. 67), при
электрошлаковой сварке объемы металла, примыкающие ко шву,
находятся при температурах перегрева (более 1200—1250 е С для
аустенитных сталей), и выпадения избыточных фаз (в интервале
500—850е С) значительно дольше, чем в случае дуговой сварки
[10].
Для выполнения второго условия — интенсификации действия
силового фактора — решено было сваривать составные образцы
нелегированным присадочным металлом (рис. 68). При остывании
такого образца до температуры ниже точки Аг3 (для металла шва)
у линии сплавления возникают напряжения противоположного
знака, обусловленные различием коэффициентов термического
178
1
Рис. 68. Сварной составной обра-
зец для экспрессной оценки
склонности аустенитных сталей
и сплавов к локальному разру-
тению:
I — испытуемая сталь; 2 — углеро-
дистая сталь; .?—электрошлаковый
шов; 4 — поддон; 5 — поднарочные
швы
сжатия металла нелегированного (точнее — низколегированного
за счет разбавления аустенитной сталью) шва и высоколегирован-
ной стали. В шве возникают сжимающие напряжения, а в около-
шовной зоне испытуемой аустенитной
стали — растягивающие (рис. 69).
Такой характер силового поля на
границе двух разнородных металлов
[17] может вызвать разрушение менее
пластичного или менее прочного из
них. Если перегрев и последующее
старение (распад аустенита) в про-
цессе сварки указанного составного
образца приведут пограничные зоны
зерен испытуемого металла в хруп-
кое состояние, то может произойти
локальное разрушение.
Толщину испытуемой стали в та-
ком образце можно изменять в ши-
роких пределах, начиная от 2 мм.
Для испытаний аустенитных труб
образец может быть соответствующим
образом изменен (рис. 70).
Естественно, что проба Института
электросварки дает возможность
лишь качественно оценить данные:
сталь или сплав. Но она обладает
важным достоинством —экспрессно-
стью. Для количественной оценки склонности той или иной аусте-
нитной стали к локальным разрушениям в околошовной зоне нужно
Рнс. 69. Силовое поле, возникающее в процессе нагрева и охлажде-
ния составного образца для экспрессной оценки склонности жаро-
прочных сталей и сплавов к локальному разрушению:
1 — испытуемая аустенитная сталь; 2 — углеродистая сталь; 3 — феррит-
иый электрошлаковый шов
методикой ЦКТИ [32], предусматривающей испытания сварных
образцов на длительный изгиб (рис. 71). Возможно применениемето-
дики, предложенной американцами и англичанами [41, 46, 62].
12* 179
Автор полагает, что испытания аустенитных сталей и сплавов
на склонность к локальным разрушениям следует проводить в два
этана: сначала по экспрессной пробе, а затем, в случае появления
трещин, по одному из известных методов количественной оценки.
Отметим, что именно такой подход к вопросу был осуществлен
при выборе паропроводных труб из аустенитных сталей ЭИ695р,
ЭП17 и Э1П84 для блока сверхвысоких параметров одной из строя-
Рис. 70. Трубчатый сварной
образец для экспрессной
оценки склонности трубных
аустенитных сталей к локаль-
ному разрушению:
I — испытуемая труба; 2 — вы-
водное медное кольцо; под-
дон; 4— ручная подварка
щихся тепловых электростанций.
Наличие экспрессной пробы поз-
волило расширить представления о
природе локального разрушения.
Рис. 71. Образец ЦКТИ для опре-
деления склонности аустенитных
сталей и сплавов к локальным раз-
рушениям при испытаниях на чи-
стый изгиб
На основании экспериментов (с использованиемэкспресспой пробы)
представилось возможным, например, провести параллель между
явлениями локального разрушения аустенитных сталей в около-
шовной зоне и межкристаллитной ножевой коррозией [17].* Как
известно, ножевой коррозии подвержены аустенитные стали типа
18-8, стабилизированные титаном или ниобием. В нестабилизиро-
ванных сталях этого типа, в том числе и в сталях с молибденом,
этот вид межкристаллитной коррозии не наблюдается. В таких ста-
лях при содержании углерода, превышающем предел растворимо-
сти его в аустените, возможно появление межкристаллитной кор-
розии на некотором удалении от шва.
Практикой эксплуатации тепловых станций установлено, что
аустенитные паропроводы из сталей типа 18-8 с ниобием (США,
Англия, ФРГ) и с титаном (СССР) подвержены локальным разру-
шениям. В трубах из хромоникелемолибденовой стали типа
А181-316 (X16Н8М2) локальные разрушения нс наблюдались (США).
Металлографическая картина ножевой коррозии и локального
разрушения аустенитных сталей практически одна и та же (рис. 72).
* Такое отождествление явлений относится скорее к условиям появления
склонности к обоим видам разрушения, но не к разрушению, как таковому.
В обоих случаях разрушение может начаться лишь в тех уча-
стках околошовной зоны, которые сначала подверглись нагреву
до температур, близких к точке плавления, а затем попали под
более или менее длительное воздействие так называемых критиче-
ских температур, например, 600—650° С.
Рис, 72, Металлографическая картина ножевой коррозии (й) и локаль-
ного разрушения (б)
Что же происходит с аустенитной сталью, стабилизированной
титаном или ниобием и танталом, в результате такой своеобразной
термической обработки? В такого рода сталях, как известно, часть
углерода находится в твердом растворе (до 0,02— 0,03%), основ-
ная же его масса связана в стабильные карбиды титана или ниобия
и тантала, равномерно распределенные в у-твердом растворе.
Небольшое избыточное количество элементов-стабилизаторов
также находится в твердом растворе. Несмотря на высокую
стабильность карбидов Т1С или ЫЬС, нагрев до температур, превы-
шающих 1250—1300е С, приводит к их растворению. Углерод, осво-
бодившись от связей с титаном и ниобием (танталом), внедряется
в решетку аустенита, а атомы элементов-стабилизаторов занимают
вакантные места в узлах этой решетки, образуя твердый раствор
замещения.
С повышением температуры, как известно, диффузионные про-
цессы ускоряются. Атомы углерода, несравненно более подвиж-
ные, чем атомы титана или ниобия, покидают внутренние объ-
емы зерен (кристаллитов) аустенита, где они ранее находились
в виде карбидов, и стремительно выходят к периферии этих зерен,
оставаясь, разумеется, в твердом растворе внедрения. Если пере-
гретую таким образом аустенитную сталь быстро охладить, будет
зафиксирован у-твердый раствор, отличающийся преимуществен-
ным распределением энергичных карбидообразующих элементов
внутри зерен и наличием пересыщенного углеродом твердого
раствора на границах зерен (кристаллитов) аустенита. При после-
дующем отпуске или в процессе замедленного охлаждения первые
атомы углерода, выпадающие из твердого раствора по границам
зерен аустенита, заберут все атомы титана или ниобия, находя-
щиеся в пограничных зонах, и образуют с ними карбиды. Новые
атомы углерода, диффундирующие из внутренних объемов аусте-
нитных зерен к периферии, уже не найдут здесь достаточного коли-
чества атомов титана или ниобия. Начнут образовываться уже
не карбиды этих энергичных карбидообразователей, а карбиды
хрома и железа. Это происходит по той причине, что диффузия
углерода в аустените идет несравненно быстрее, чем хрома, а по-
следний диффундирует быстрее, чем титан или ниобий.
Появление карбидов хрома и железа на границах зерен вместо
карбидов титана или ниобия и обеднение пограничных зон аусте-
нитных зерен хромом в соответствии с так называемой теорией
обеднения приводят к появлению склонности к межкристаллит-
ной коррозии. Появление карбидов хрома и железа на границах
зерен аустенита вместо карбидов титана или ниобия приводит
к разупрочнению границ зерен и создает потенциальные возмож-
ности для локального разрушения.
Общность предпосылок, могущих вызвать указанные виды раз-
рушения сварных соединений аустенитных сталей, свидетельствует
и о существовании идентичных средств борьбы как с ножевой кор-
розией, так и с локальными разрушениями. Можно назвать, по
крайней мере, три таких средства:
максимально возможное снижение содержания углерода в аусте-
нитной стали, вплоть до пределов его растворимости в аустените (ни-
же 0,02%); это исключает возможность появления карбидной фазы;
исключение энергичных карбидообразующих элементов (ти-
тана, ниобия, циркония) из состава аустенитной стали либо повы-
шение содержания их сверх концентраций, определяемых стехио-
182
метрическим соотношением этих элементов и углерода в карбиде;
это исключает возможность изменения химического состава кар-
бидов;
образование двухфазной аустенитно-ферритной структуры
в околошовной зоне; это направлено на локализацию процессов
обеднения пограничных объемов зерен хромом и разупрочнения
этих границ вследствие перераспределения атомов карбидообра-
зующих элементов.
Справедливость высказанных соображений относительно сход-
ства природы появления у аустенитных сталей склонности к ноже-
вой коррозии и локальным разрушениям была подтверждена испы-
таниями многих десятков промышленных и лабораторных плавок
аустенитных сталей самых различных типов. Результаты этих
испытаний сведены в табл. 33.
Опираясь на приведенные представления о причинах появле-
ния склонности к локальным разрушениям, можно теперь попы-
таться объяснить установленные практикой факты относительно
малой склонности к локальному разрушению аустенитных сталей,
не содержащих ни титана, ни ниобия (тантала), но легированных
молибденом и вольфрамом (например, сталь Х16Н8М2).
Известно, что в аустенитных сталях типа 18-8 молибден и воль-
фрам являются более слабыми карбидообразователями, чем хром
или даже ванадий. Об этом можно судить по изменению темпера-
туры изобарного потенциала для различных карбидов (рис. 73, а).
Это значит, что низкоуглеродистая аустенитная сталь, легирован-
ная молибденом и вольфрамом, в отличие от сталей, содержащих
титан или ниобий, не может быть отнесена к числу жаропрочных
сталей с карбидным упрочнением*. Это означает, что сварочный
термодеформационный цикл в хромоникелемолибденовой или
хромоникелевольфрамовой аустенитной стали не вызывает столь же
энергичного изменения состава карбидов. Он не вызывает, следо-
вательно, и столь же заметного разупрочнения границ зерен в уча-
стке перегрева околошовной зоны.
Может возникнуть вопрос, почему же происходили в массовых
масштабах локальные разрушения сварных стыков толстостенных
паропроводных труб на хромоникелевольфрамомолибденовой
стали ЭИ257 (см. рис. 63, е), нс содержащей титана или ниобия?
Сталь эта легирована вольфрамом (до 2,75%) и молибденом (до
0,60%), но она может содержать до 0,15% углерода. При таком вы-
соком содержании углерода сварочный цикл может привести к сни-
жению межзеренной пластичности аустенитной стали. Достаточно
снизить содержание углерода в такой стали до 0,02%, чтобы сде-
лать ее несклонной к локальным разрушениям (рис.174 и табл. 33).
* Следует отметить, что достаточно высокая концентрация титана и ниобия
в низкоуглеродистых аустенитных сталях вызывает эффект не карбидного, а ин-
терметаллидного упрочнения.
Результаты экспрессных испытаний на склонность
к локальным разрушениям различных аустенитных
сталей и сплавов
Таблица 33
Марка стали или сплава Структура Содержание С Склонность к локальному разрушению
1Х18Н10Т Аустенит Обычное Есть
1Х18Н10Т Аустенит +3,5% феррита » Нет
— — .
1Х14Н14В2М Аустенит Обычное Есть
00Х14Н14В2М * Низкое (0,02%) Нет
—.— —
1Х18Н11Б Аустенит Х'Ь : С — 10 : 1 Обычное Есть
1Х14Н18В2Б Аустенит ХЬ : С 12 : 1 » Нет
.... - — — —
0X18119 Аустенит Обычное Нет
IX16Н 8М2 » » »
1Х16Н26АМ6 » » »
Х20Н80 (ЭИ435) »
Х20Н60В20 (В)К98 или ЭИ868) » »
— —
ХН77ТЗЮ Крупнозернистая Обычное Есть
ХН77ТЗЮ Мелкозернистая 11ет
ХН35ВТ (ЭИ612) Аустенит Обычное Есть
ХН35ВТР (ЭИ725) » » »
1Х20Н28В5МЗБР (ВЖЮО) » •
1Х18Н22В2Т2 » » »
1Х10Н20Т2МР » » »
(ЭИ696М)
02Х14Н14Р Аустенит+ борид- Низкое; Есть
(ЭИ846) пая фаза 0,27% В
02Х14Н14Р1 (ЭШ 68) То же Низкое; 0,37% В Нет, есть
0Х21Н14Р2 )) 11изкое; Нет
(ЭИ 169) 0,53% В
1Х16Н25В4Т Аустенит Обычное Есть
1Х16Н25В4ТР1 А у стенит+ борид- Обычное; 11ет
пая фаза 0,5% В
Советскими [12, 17] и английскими [41 ] исследователями было
обращено внимание на то, что появление локальных разрушений
возможно, связано с местным оплавлением границ зерен (рис. 75)
и наличием микроскопических горячих трещин в околошовной
зоне. Эти трещины, не выявленные после сварки, могут служить
зародышами для трещин, развивающихся в процессе эксплуата-
ции или термической обработки сварных соединений аустенитных
Рис. 73. Изменение изобарного потенциала для различных карбидов (а)
и нитридов (б)
сталей, склонных к локальным разрушениям. Поэтому все без
исключения средства борьбы с околошовпыми трещинами при
сварке аустенитных сталей являются средствами борьбы с локаль-
ными разрушениями.
Повышение чистоты границ зерен аустенитной стали несом-
ненно должно способствовать уменьшению опасности локального
разрушения сварных соединений. Так, в порядке опыта на одном
из блоков сверхвысоких параметров мощностью 150 Мет на Чсре-
петской ГРЭС был установлен сварной паропровод диаметром
219 X 27 мм из аустенитной стали 1Х18П12Т, подвергшейся элек-
трошлаковому переплаву. Этот паропровод находится под наблю-
дением уже в течение нескольких лет. Сварные стыки периодически
осматриваются. Хотя сталь этой марки, как теперь известно,
весьма склонна к локальным разрушениям, трубы из электрошла-
ковой стали свободны от этого недостатка (работа [4], гл. VIII).
Из опыта не следует, однако, делать выводы о том, что электрошла-
I ис. 74. Влияние содержания углерода и структуры стали на склонность ее
к локальным разрушениям (при испытаниях по экспрессной методике Института
электросварки);
“ „'„5 а«ь •Х14Н14В2М; 0.15% С, локальное разрушение; б — сталь 00Х14Н14В2М;
0.02/о С. локального разрушения нет; в~ сталь 1Х18НЮГ. в околошовной зоне
сохраняется аустенитная структура. есть локальное разрушение; г— сталь 1Х18Н10Т
в околошовной зоне появился д-феррит« локального разрушения нет (а б — Х2*₽
г — Х70)
ковый переплав — рецепт от всех бед. Чтобы навсегда избавиться
от локальных разрушений, необходимо правильно подходить к во-
просу о выборе типа и марки жаропрочной аустенитной стали для
данных конкретных условий. Невозможно дать исчерпывающие
Рис. 75. Местное оплавление границ зерен основного металла в участке
перегрева околошовной зоны при сварке под флюсом аустенитных сталей
и сплавов:
а—богатая титаном железо-никелевая эвтектика, сталь 1Х10Н22Т2МР (ЭИ696М);
б—богатая ниобием железо-никелевая эвтектика, сталь 1 Х18Н11Б (ЭИ402), Х340
рекомендации на все случаи жизни. Однако приведенные на
стр. 182 условия предотвращения склонности аустенитных ста-
лей к локальным разрушениям несомненно облегчают решение
задачи.
К сожалению, не все эти условия могут быть осуществлены
на практике. Нельзя, например, в ряде случаев ориентироваться
на двухфазные аустенитно-ферритные стали. На практике еще
далеко не всегда можно рассчитывать на получение в требуемых
количествах сверхнизкоуглеродистых аустенитных сталей.
Создается своего рода противоречие. С одной стороны, изве-
стно, что для достижения высокой жаропрочности требуются стали
или сплавы с карбидным или интерметаллидным упрочнением,
превосходящие по этому показателю стали или сплавы, представ-
ляющие собой нестареющий у-твсрдый раствор. С другой стороны,
именно они, стареющие стали и сплавы, наиболее подвержены ло-
кальным разрушениям (см. табл. 33). Все средства, направленные
на предотвращение околошовных трещин, хоре нив борьбе
с локальным разрушением. Довольно эффективным средством,
в частности, является и использование мелкозернистых материа-
лов. Однако радикального решения все эти средства не дают.
Выходит, что для избавления лт локальных разрушений при-
ходится отказаться от использования в сварных конструкциях,
работающих длительное время при высоких температурах, аусте-
нитных сталей и сплавов с карбидным или интерметаллидным
упрочнением. Конечно, такой путь не может быть признан при-
емлемым .
Автору с сотрудниками удалось найти другое решение, по-
зволяющее применять в сварных конструкциях высокожаропроч-
ные стали, не опасаясь локальных разрушений [201. Оказалось,
что благоприятное сочетание высокой жаропрочности и высокой
сопротивляемости локальным разрушениям достигается при упроч-
нении аустенитной стали (сплава) значительным количеством бо-
ридной фазы. Аустенитные стали, легированные бором (более
0,3—0,4%), обладают не только высокой жаропрочностью (см.
табл. 3). Они весьма устойчивы против образования горячих
околошовных трещин (см. рис. 76). Обладая двухфазной струк-
турой, они отличаются повышенной межкристаллитной (межзерен-
ной) прочностью. Следует, однако, отметить, что ударная вязкость
этих сталей при комнатной температуре невысока. Автор полагает,
что применение жаропрочных аустенитно-боридных сталей явится
одним из эффективных средств решения проблемы предотвращения
локальных разрушений сварных соединений (рис. 76). Эффектив-
ной мерой предотвращения хрупких разрушений аустенитных
сталей является повышение их длительной пластичности [231.
Несмотря на наличие ряда общих закономерностей, все же
не следует полностью отождествлять процессы, обусловливающие
появление склонности к ножевой коррозии или локальному разру-
шению. Довольно четкая картина сохраняется, па наш взгляд,
только до тех пор, пока мы говорим об аустенитных сталях со
сравнительно низким содержанием никеля и карбидным упрочне-
нием, используемых в качестве коррозионно-стойких сталей.
Вряд ли можно перенести все сказанное выше о перераспределении
легирующих элементов между карбидной фазой и аустенитом
на жаропрочные сложнолегированные стали, упрочняемые интер-
188
металлидной фазой, или высокожаропрочные сплавы на никелевой
основе. Здесь, пока что, нет еще ясности, поэтому и затруднительно
дать достаточно обоснованное толкование известных факторов.
Рис. 76. Макроструктура аустенитных бористых жаропрочных сталей (X 70):
а — околошовная зона стали ЭИ846 с 0,27% В, есть локальное разрушение; б — около-
шовная зона стали ЭП175 с 0,36% В» нет локального разрушения (испытания но экспресс-
ной методике Института электросварки, вверху — ферритный электрошлаковый шов)
Это не означает, однако, капитуляции перед опасностью локальных
разрушений высокожаропрочных сталей и сплавов. Выше уже
отмечалось, что целый ряд мероприятий, направленных на пред-
отвращение горячих околошовных трещин, может оказаться
139
довольно эффективным и в борьбе с локальными разрушениями.
Одним из этих средств, несомненно, является повышение длитель-
ной пластичности металла шва даже в ущерб его жаропрочности.
Чем пластичнее шов, чем он податливее, тем меньше вероятность
концентрации напряжений в охрупченном участке металла в около-
шовной зоне, тем меньше и опасность локальных разрушений.
Автор не является поэтому сторонником равнопрочпости металла
шва и околошовной зоны в сварных соединениях жаропрочных
сталей и сплавов, предназначенных для эксплуатации в течение
многих тысяч и десятков тысяч часов. Лишь в соединениях, рабо-
тающих непродолжительное время, принцип равнопрочпости за-
служивает поддержки.
4. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ,
ЛЕГКОПЛАВКИХ ПРИМЕСЕЙ И ГАЗОВ НА СТОЙКОСТЬ
СВАРНЫХ ШВОВ ПРОТИВ ОБРАЗОВАНИЯ ГОРЯЧИХ ТРЕЩИН
При сварке углеродистых и низколегированных сталей не
представляется возможным установить прямую зависимость между
структурой шва и образованием трещин. Известно, что в сварных
швах этих сталей горячие трещины вызываются либо серой, либо
легкоплавкими карбидными эвтектиками. Поэтому влияние леги-
рующих примесей на трещинообразование обычно рассматри-
вается только в связи со способностью этих элементов к карбидо-
образованию или к связыванию серы в тугоплавкие сульфиды.
Стойкость сварных швов аустенитных сталей и сплавов против
образования горячих трещин во многом определяется их микро-
структурой. Поэтому при рассмотрении и оценке влияния той или
иной легирующей примеси на трещинообразование необходимо
прежде всего учитывать ее воздействие на первичную структуру.
Теперь широко известно, что аустенитные, т. е. однофазные
швы значительно более подвержены горячим трещинам, чем двух-
фазные. Поэтому влияние легирующих элементов на трещино-
образование в дальнейшем рассматривается в соответствии с при-
надлежностью этого элемента к группе аустенитизаторов (С, №,
М, Си, Со, Мп, В) или ферритизаторов (Сг, А1, Т1, 2г, 51, V, Мо,
V/, ЫЬ).
Преимущества двухфазных швов 115, 26, 37] перед однофаз-
ными, в смысле стойкости против горячих трещин, объясняет
схема, приведенная на рис. 27 (гл. III). Совместная кристаллиза-
ция двух фаз приводит к изменению строения шва, замене грубой
транскристаллитной структуры дезориентированной структурой.
Причем такое изменение условий кристаллизации сварочной ванны
наблюдается независимо от того, что представляет собой вторая
фаза, образующаяся в материнском растворе одновременно с кри-
сталлами у-твердого раствора, — первичный феррит или первич-
ные карбиды. Явление дезориентации и измельчения структуры
190
аустенитного шва наблюдается и при эвтектической кристалли-
зации. Влияние количества эвтектики на первичную структуру шва
обнаруживается весьма четко при соответствующем увеличении
содержания в аустенитном шве фосфидной (см. рис. 22, б), сили-
цидной (см. рис. 49, а), ниобидной, боридной (см. рис. 29) и дру-
гих эвтектических составляющих.
Не следует, однако, думать, что только двухфазные швы не
имеют трещин. Разумеется, и однофазные аустенитные швы могут
быть сварены и свариваются без горячих трещин. Для этого необ-
ходимы строгое ограничение содержания легкоплавких примесей
и газов в металле шва, принятие мер для получения измельченной
структуры и соблюдение ряда требований, касающихся технологии
и техники сварки.
Мы неоднократно подчеркивали, что принадлежность данного
элемента к числу аустенитизаторов или ферритизаторов во многом
определяет его поведение в кристаллизующемся сварном шве
аустенитной стали или сплава.
Однако только такое деление легирующих примесей, принятое
в более ранних работах, уже не может удовлетворить нас. При
указанном подходе к вопросу нельзя достаточно полно объяснить
своеобразное поведение некоторых элементов в сварных швах
аустенитных сталей и сплавов.
Теперь установлено, что существует прямая связь между харак-
тером изменения растворимости данного элемента в основе сплава,
т. е. между диаграммой состояния, в соответствии с которой кри-
сталлизуется сварочная ванна, и горячеломкостыо металла шва
[3—4, 15, 48, 55]. Рассматривая влияние того или иного элемента
на стойкость аустенитного шва против образования горячих тре-
щин, необходимо учитывать не только принадлежность элемента
к числу аустенитизаторов или ферритизаторов, но и каков характер
растворимости его и по какому типу диаграммы кристаллизуется
сварочная ванна, содержащая этот элемент.
Данные о растворимости отдельных элементов в железе и ни-
келе, а также о температурах эвтектики приведены в табл. 34.
Следует подчеркнуть, что равновесные диаграммы состояния
не могут быть использованы для количественной оценки возмож-
ного действия данного элемента на горячеломкость сварного шва.
Это объясняется двумя причинами: 1) в условиях сварки, ввиду
большой скорости кристаллизации и развития внутри- и межден-
дритной ликвации, фактический солидус сдвигается в сторону
более низких содержаний данной примеси, а температура затвер-
девания эвтектики снижается; 2) двойная или даже тройная диа-
грамма может дать лишь общее представление о характере кри-
сталлизации такой многокомпонентной системы как сварочная
ванна. Вместе с тем, равновесные двойные и тройные диаграммы
вполне пригодны для качественной оценки влияния той или иной
примеси на стойкость сварных швов против образования горячих
Таблица 34
Предельная растворимость различных элементов в железе и никеле
и температура плавления эвтектики
Элементы Предельная растворимость в вес. % Температура плавления эвтектики в °С
В железе В никеле С железом С никелем
Хром Ферр Непрерывный итообразующие 53 элементы. При 22% Сг 1345
Кремний ряд твердых растворов 18,5 9,3 нулевой интервал кристал- лизации (/ял= 1507° С) 1200 1152
Ванадий Непрерывный 40 При 30% V 1203
Вольфрам ряд твердых растворов 33 40 нулевой интервал кристал- лизации {1пл = 1468° С) 1540 1500 1
Молибден 38 38 1450 1315
Алюминий 35 1232 1385 |
Титан Феррито- 7 карб и дообра зуюи 13 ще элементы 1340 1287
Ниобий 4,5 20,5 1360 1270 1
Цирконий 6 0 1385 1390 ।
Углерод Элем 2,0 гнты-аустенитизаторы 0,5 । 1150 1318
Марганец Непрерывный Непрерывный При 90% Мп При 60% Мп
Кобальт ряд твердых растворов Непрерывный ряд твердых растворов Непрерывный (?ПА ~ 1240° С) нулевом интервал кристал- лизации При 50% Со Ццл — = 1018° С) нулевой : интервал | кристал- лизации | Нулевой
Бор ряд твердых растворов 0 ряд твердых растворов 0 нулевой интервал кристал- лизации (/ял = 1480е С) 1149 интервал кристал- лизации при всех концентрациях 1140
Медь 8 Непрерывный 1094 —
ряд твердых растворов
Продолжение табл. 34
I
Г 1рсдельна я растворимость Температура плавления
_ в вес. % эвтектики в СС
Элементы
В железе В никеле ( железом С никелем
Легкоплавкие примеси
Сера 0 0 988 645
Фосфор 2,8 0 1050 880
Сурьма 35 16 1002 1097
Олово 16,1 19 ИЗО ИЗО
Свинец Не растворим 4 / пл 1Т11П ' 1340
в жидкой фазе — * пл РЬ ’
327° С
П р и м е ч а и и е. Для алюминия, вольфрам! и молибдена с железом при-
ведешл температуры предельной растворимости в твердой фазе.
трещин. Несомненно, более подходящими явились бы приведен-
ные (псевдобинарные) неравновесные диаграммы состояния.
При рассмотрении различных типов диаграмм состояния мы
исходим из того, что при увеличении количества легкоплавкой
эвтектики горячеломкость сварных швов не остается неизменной.
В соответствии с выводами А. А. Бочвара 12—4]; полученными
Рис. /7. Основные типы диаграмм состояния:
д — двойная система с непрерывными твердыми растворами; б — система с ограничен-
ными твердыми растворами и эвтектикой; е — система без твердых растворов и с эвтекти-
кой; г — система без растворимости в жидком и твердом состояниях. Штрих-пунктирными
линиями нанесены гипотетические кривые зависимости «горячеломкость шва —концен-
трация второго элемента»
на двойных сплавах алюминия, и данными работ автора [15] при
увеличении количества эвтектики в сварном шве горячеломкость
его сначала увеличивается, достигая максимума, а затем резко
снижается до минимума при некоторой критической концентрации
элементов, образующих легкоплавкие эвтектики. Из всего много-
образия диаграмм состояния рассмотрим наиболее типичные.
К и е р в о м у типу диаграмм отнесем бинарные системы
элементов, образующих непрерывный ряд твердых растворов
(рис. 77,а). Из числа элементов, представляющих интерес при сварке
13 в. и. Медовар 1023 1 93
хромоникелевых аустенитных сталей и сплавов, непрерывные твер-
дые растворы образуют с железом — хром (рис. 78, а) и ванадий,
а с никелем — медь (рис. 78, б) и марганец (рис. 78, в).
Характер изменения горячеломкости сплава, кристаллизую-
щегося в соответствии с диаграммой состояния рассматриваемого
типа, показывает штрих-пунктирная кривая па рис. 77, а. В спла-
вах такого рода опасность образования горячих трещин обычно
относительно невелика.
Ко второму типу диаграмм отнесены системы с ограничен-
ными твердыми растворами и эвтектиками (рис. 77, б). Сначала,
по мере увеличения эффективного интервала кристаллизации,
стойкость швов снижается, а затем снова возрастает в связи с из-
8)
6)
1600
а)
600
1655
1600
1200
1000
800
а-!-ж
I
6с 8
666
532°
ООО
200
X
1000
1200
1000
800
600
ООО
16 26 32 егс.%6
г)
Ре-Си 15ХЩ
200-
0 20 60 60 вОвес.ЪСи
V
и)
мельчением структуры и залечиванием трещин легкоплавкой
эвтектикой. Ограниченно растворимы в железе и никеле и обра-
зуют с ними эвтектику следующие элементы; углерод, сера, фос-
фор, кремний, ниобий, олово, титан, алюминий, цирконий. Огра-
ниченной растворимостью в хроме и способностью образовывать
с ним эвтектику обладают углерод, никель, медь, алюминий, олово.
Системы без твердых растворов, но с эвтектиками, отнесены
к третьему типу диаграмм (рис. 77, в). Ввиду отсутствия
растворимости в твердой фазе даже незначительная присадка вто-
рого элемента уже вызывает интенсивное растрескивание сплава.
Максимум горячеломкости смещается в сторону минимальной кон-
центрации примеси, способной образовать легкоплавкую эвтек-
Рис. 78. Диаграммы состояния сплавов:
а — железо — хром; б—никель — медь; в —
марганец — никель; г—никель — сера; д —
железо —медь; е — хром —медь; ж — желе-
зо-медь при 15% XI; з—тоже, прнЗО%Ы1;
и — никель — бор; к — железо—бор; л —
никель —кремний; лс — железо —кремний;
« — никель —титан; о — железо—титан;
л — хром — никель
тику. Однако при соответствующем увеличении содержания при-
меси стойкость против трещин возрастает, как и в предыдущем
случае, благодаря измельчению структуры и залечиванию трещин
эвтектической составляющей. Наиболее типичным примером такой
системы являются сплавы никель—бор и медь—свинец.
Наконец, системы элементов, нс образующих между собой пи
твердых, ни жидких растворов, отнесены к четвертому
типу диаграмм состояния (рис. 77, а). В таких сплавах трещины
не образуются, как бы ни была низка температура затвердевания
более легкоплавкой примеси. При любой разности температур за-
твердевания обоих элементов в такого рода системах эффективный
интервал кристаллизации в идеальном случае равен пулю, а в ре-
альных сплавах определяется концентрацией других элементов.
В сварочной ванне, кристаллизующейся в соответствии с диаграм-
мой этого рода (рис. 77, г), образуются дендриты более тугоплав-
кого элемента, а не смешивающаяся с ним жидкость вытесняется
фронтом растущих кристаллов на поверхность сварного шва.
Нерастворимы в железе в твердом и жидком состоянии висмут,
свинец и серебро. Висмут не растворим также в хроме.
Из сказанного становится понятным, почему некоторые эле-
менты, являясь ферритизаторами, могут в определенных условиях
вызывать горячие трещины, а некоторые аустенитизаторы могут,
наоборот, предотвращать или, по крайней мере, не вызывать горя-
чих трещин.
Рассмотрим влияние различных легирующих элементов, легко-
плавких примесей и газов на горячеломкость сварных швов хромо-
никелевых аустенитных сталей и сплавов.
Аустенитообразующие элементы. Никель является чрез-
вычайно сильным возбудителем горячих трещин. При искусствен-
ном повышении содержания никеля до 10—11 % в швах, содержа-
щих 18% Сг, уже появляются трещины, причем трещины обнару-
живаются как только наступает полная аустенитизация структуры.
Однако механизм вредного влияния никеля нельзя сводить
к его аустенитизирующему действию. Вероятно, более опасным
свойством никеля является его способность соединяться с серой
и давать легкоплавкий сульфид, имеющий температуру плавления
всего 644°С (эвтектика —М1382 плавится при 625’ С, рис. 78, а),
а также давать легкоплавкое соединение с кремнием, ниобием
и бором. Уместно напомнить, что возбудитель горячих трещин
при сварке углеродистых сталей -- сульфид железа — гораздо
более тугоплавок (1189“ С, эвтектика Ес—Ге8 затвердевает при
985“ С). Образование сульфида никеля происходит, очевидно, на
границах зерен. Этому способствует склонность серы к ликвации
и повышение содержания никеля у поверхностей кристаллов аусте-
нита, обусловленное характером кристаллизации системы Ее—Сг—
—М1—Мп. Вредное влияние никеля проявляется и в аустенитиза-
ции структуры шва, т. е. в утолщении межкристаллитных про-
196
слоек, и в резком снижении температуры их затвердевания, ввиду
появления легкоплавких сульфидов и силицидов.
Влияние мар ганца проявляется по-разному, в зависимости
от композиции сварного шва. В двухфазных аустенитно-феррит-
ных сварных швах стали тина 18-8 повышение содержания мар-
ганца, вызывающее исчезновение феррита и аустенитизацию шва,
может привести к появлению горячих трещин. Если при введении
до 5 ~7°о ЛАп в сварном шве сохраняется ферритная фаза, отри-
цательное действие марганца не проявляется. Именно поэтому
в сварных швах, сваренных проволокой марки Св-08Х20Н10Г6
с низким содержанием кремния (0,2—О,3°/о), появляются горячие
трещины, а при сварке проволокой этой же марки, но с более вы-
соким содержанием кремния (0,5—0,6%), трещины не образуются.
В нервом случае шов имеет однофазную структуру, а во втором
двухфазную.
Сварные швы стали 25-20, обладающие чистоаустенитной струк-
турой, при дополнительном легировании марганцем становятся
значительно более стойкими против горячих трещин. Однако с по-
мощью одного только марганца не удается, в случае сварки жест-
ких узлов, получить однофазные швы, свободные от горячих
трещин.
Положительное действие марганца, по-видимому, обусловлено
его способностью связывать серу в тугоплавкий сульфид Мп8 [51 ].
По этой причине, возможно, хромомарганцевые аустенитные стали
и сплавы превосходят хромоникелевые по стойкости против горя-
чих трещин в шве и околошовной зоне.
В сварных швах стабильно-аустенитных сталей, содержащих
медь, например Х23Н23МЗДЗ или Х23Н28МЗДЗ, марганец играет
отрицательную роль, заметно повышая опасность появления го-
рячих трещин. Марганец в такого рода швах вытесняет медь из
у-твердого раствора, что приводит к появлению богатой медью
легкоплавкой фазы на границах столбчатых кристаллов шва.
Следовательно, в данном случае марганец оказывает косвенное
действие на горячеломкость аустенитного шва —через посредство
меди.
При оценке поведения марганца в сварных швах следует иметь
в виду, что двойные сплавы Ее—Мп и ГД—Мп (рис. 78, е) отли-
чаются очень малым интервалом кристаллизации.
В некоторых работах еще можно встретить утверждение, что
марганец вызывает горячие трещины при сварке сталей типа 25-20.
Такой вывод делали на основании опытов, в которых легирование
шва марганцем достигалось либо путем восстановления его из
марганцевого плавленого флюса, либо путем перехода из элек-
тродного покрытия, содержащего ферромарганец. И в том, и в дру-
гом случае причиной появления трещин послужил не марганец,
а его спутник — фосфор. Известно, что в марганцовой руде всегда
содержится много фосфора, поэтому и в малоуглеродистом ферро-
марганце, используемом еще и теперь для шихтовки аустенитных
электродов, содержание фосфора может достигнуть 0,30%. В то же
время металлический марганец, полученный электролитическим
путем, содержит не более 0,005% фосфора.
Автор полагает, что давно следует запретить введение
ферромарганца в состав покрытия аустенитных электродов.
Легирование швов этим элементом должно осуществляться либо
через стержень электрода, либо с помощью металлического
марганца.
Влияние углерода на образование горячих трещин в ау-
стенитных швах весьма своеобразно. Сварщики привыкли считать,
что углерод — вредная примесь, вызывающая трещины при сварке
углеродистых и низколегированных сталей. Вследствие этого есте-
ственно стремление максимально снижать содержание углерода
в сварных швах этих сталей.
При сварке аустенитных сталей действие углерода проявляется
по-разному, в зависимости от изменения его концентрации, а также
композиции шва и содержания в нем легирующих примесей. При
повышении содержания углерода в швах типа 18-8 от 0,06—0,08%
до 0,12—0,14%, наблюдаемом, например, при сварке в СО2, склон-
ность к трещинообразованию может возрасти, причем склонность
к трещинам заметно усиливается, если в шве содержится титан,
ниобий и другие энергичные карбидообразователи. В этом случае
вредное действие углерода связано с появлением по границам кри-
сталлов аустенита легкоплавких карбидных эвтектик ледебурит-
ного типа. Иными словами, углерод в данных условиях действует
так же, как при сварке углеродистых и низколегированных сталей.
В связи с этим необходимо указать на недопустимость использо-
вания электродной проволоки со следами графитовой смазки на
поверхности. Дальнейшее повышение содержания углерода, на-
пример до 0,18—0,20%. приводит к резкому усилению трещино-
образования. В этом случае вредное влияние углерода усиливается
вследствие аустенитизации структуры шва. В известном диапазоне
концентраций углерод по своему действию уподобляется никелю —
он способствует утолщению межкристаллитных прослоек (аустени-
тизация) и снижению температуры их затвердевания. По мере даль-
нейшего увеличения содержания углерода в шве, по достижении
определенной критической концентрации, влияние этого элемента
на трещинообразование внезапно изменяется. Углерод из возбу-
дителя горячих трещин превращается в средство их устране-
ния [15, 25 1. Изменение поведения углерода связано с измельче-
нием структуры и увеличением количества эвтектической жид-
кости, которая, заполняя промежутки между кристаллами, зале-
чивает горячие трещины.
Положительное действие повышенной концентрации углерода
(например, 0,3—0,5%) наблюдается при сварке аустенитных сталей
всех типов.
Действие азота при сварке аустенитных сталей различно
и зависит от содержания его в шве. В определенных условиях, в
небольших количествах, азот, измельчая структуру, способен не-
сколько повысить стойкость швов против горячих трещин. Опыты
показали, что увеличение содержания азота от 0,02—0,03% до
0,05—0,06% может способствовать устранению горячих трещин,
если аустенитно-ферритная структура шва превратится из направ-
ленной в дезориентированную вследствие измельчающего действия
азота. В то же время увеличение концентрации азота до 0,05—
0,06% может вызвать появление горячих трещин, если шов имел
направленную структуру, а количество феррита в шве, сваренном
без дополнительной подачи азота, было очень невелико.
Азот может устранять трещины в высоконикелевых и высоко-
марганцевых аустенитных швах, не содержащих феррита. Речь
в данном случае идет не о непосредственном действии газа, а о по-
ложительном эффекте, обусловленном наличием большого числа
нитридов, играющих роль многочисленных центров кристалли-
зации. Тугоплавкие нитриды, как и тугоплавкие оксиды, способ-
ствуют измельчению структуры шва и снижению, благодаря этому,
его горячеломкости.
Медь, будучи аустенитизатором, вызывает трещинообразо-
вание при сварке хромоникелевых сталей типа 18-8. Отрицательное
действие меди объясняется не только ее аустенитизирующим влия-
нием. Надо полагать, что более важное значение имеет способ-
ность меди сосредоточиваться па границах кристаллов аустенита
и создавать легкоплавкую эвтектику с высоким содержанием меди.
Вместе с тем, при сварке высоконикелевых стабильноаустенит-
ных сталей, содержащих более 20—25% №, отрицательное дей-
ствие меди проявляется значительно слабее, либо вовсе не про-
является. Чтобы объяснить различное поведение меди в сварных
швах с различным содержанием никеля, следует обратиться к диа-
граммам состояния систем №—Си (рис. 78, б), Ее— Си (рис. 78, д'),
Сг—Си (рис. 78, е). Диаграмма Ее—Си (рис. 78, 5), левый угол
которой сходен с диаграммой Ее—С (см. рис. 3, г), позволяет счи-
тать, что при введении небольшого количества меди в сварной
шов малоуглеродистой стали, в нем появятся горячие трещины,
вызванные легкоплавкой эвтектикой. Любое увеличение количе-
ства медистой эвтектики не устранит трещин, ввиду того что эф-
фективный интервал кристаллизации почти не уменьшается даже
при содержании 80% Си в сплаве. Диаграмма состояния сплавов
Сг—Си (рис. 78, д) сходна с диаграммой Ее—Си. С никелем медь
дает непрерывные твердые растворы (рис. 78, б), причем интервал
кристаллизации настолько мал, что в никелевых швах добавка
меди не вызывает горячих трещин, как не вызывает их и добавка
никеля при сварке меди. Поэтому естественно, что при сварке
сталей типа 18-8 сварочная ванна, содержащая более 9096 железа
и хрома и всего 8—10% никеля, кристаллизуется в соответствии
199
с диаграммой состояния второго типа (рис. 77, б), и в шве обра-
зуются горячие трещины. По мере увеличения количества никеля
и уменьшения суммарного содержания железа и хрома интервал
кристаллизации непрерывно уменьшается (рис. 78, ж, з). При вы-
сокой концентрации никеля и меди затвердевание шва идет со-
гласно диаграмме состояния первого типа (рис. 77, а), ликвация
меди ослабляется ввиду образования твердых растворов №—Си и
трещины не образуются. Имеются данные, что хром, как и никель,
повышает растворимость меди в аустените.
Рис. 79. Влияние, бора на склонность аустенитного шва к горячим тре-
щинам (Х70):
а — 0,015% В — трещины; 6 — 0,3% В — нет трещин
Цинк, по данным Ф. Е. Третьякова, может вызвать горячие
трещины при сварке стали типа 18-8.
Кобальт, как и никель, является сильным аустенитиза-
тором. По поводу его влияния на горячеломкость сварных швов
имеются разноречивые данные. Указывается, например, что до-
бавка до 10/о кобальта предотвращает трещины в сварных швах
типа 16-12 с ниобием 150]. Наши опыты не подтвердили этого.
Особый интерес представляет поведение бора в аустенитных
сварных швах. Ввиду ничтожной растворимости в никеле и же-
лезе и весьма низкой температуры эвтектики (см. табл. 34) бор
даже в гомеопатических дозах вызывает катастрофическое растре-
скивание аустенитных швов (рис. 79) [15, 28]. Подобное действие
он оказывает и на сварные швы обычных сталей. По мере повы-
шения содержания бора, поведение его меняется — из возбуди-
теля трещин он становится эффективным средством их предотвра-
щения (рис. 79). Пожалуй, на примере бора наиболее четко про-
является диалектика металлургии. Один и тот же элемент, в за-
висимости от конкретных условий и прежде всего в зависимости
200
от концентрации, может быть и очень опасным и полезным. По-
ложительное действие возрастающих концентраций бора непо-
средственно связано с диаграммой состояния систем №—В, Ре—В.
Чем больше бора, тем уже эффективный интервал кристаллизации,
тем больше эвтектической составляющей, способной залечивать
горячие трещины. Учитывая рассмотренное выше благоприятное
влияние бора на сопротивляемость сварных соединений горячим
околошовпым трещинам и локальным разрушениям, следует при-
Рис. 80. Структура металла шва типа 25-20, свободного от горячих трещин, ле-
гированного бором и отличающегося повышенным содержанием кремния и фосфора
(X 340):
а - - в шве При 0.3% В содержится 0,07% Р п 0,53% 31; б — в иже при 0,6% В содержится
0.12% Р и 1,2% 31
знать легирование сварных швов бором одним из перспективных
направлений в металлургии сварки аустенитных сталей и сплавов.
Замечательной особенностью боридной эвтектики является ее
способность растворять в себе фосфор, кремний. Это дает возмож-
ность, в случае легирования аустенитного шва бором, полностью
снять столь неприятные для металлургических заводов жесткие
ограничения но фосфору и кремнию, характерные для сварочных
проволок из аустенитных сталей и сплавов [161. Повышение со-
держания фосфора до 0,07 и даже 0,12%, а кремния до 0,5 и
1,2%, уже не опасно для шва (рис. 80). Вместе с тем, следует от-
метить, что аустенитно-боридпые швы ввиду относительно низкой
ударной вязкости проявляют склонность к холодным трещинам
при сварке жестких соединений толстого металла. В ряде случаев
во избежание холодных трещин может потребоваться подогрев.
Ферритообразующие примеси. Хром в отличие от другой
основной легирующей примеси аустенитных сталей — никеля —
не вызывает горячих трещин в сварных швах. Соответствующее
повышение содержания хрома в сварных швах жаропрочных спла-
201
вов может вызвать появление хромоникелевой эвтектики (см.
рис. 22, и). Наличие больших количеств такой эвтектики приводит
к измельчению строения шва и снижению его горячеломкости.
Кремний оказывает чрезвычайно сильное влияние на стой-
кость швов аустенитных сталей и сплавов против образования го-
рячих трещин, причем действие кремния проявляется по-разному,
в зависимости от композиции металла шва. Если соотношение кон-
центраций аустенито- и ферритоообразующих в шве таково, что
повышение содержания кремния повлечет за собой появление пер-
вичного феррита, то действие кремния будет положительным: тре-
щины не образуются. Если же содержание кремния повышается
в шве, сохраняющем при этом аустенитную структуру, то действие
кремния крайне отрицательно: даже при содержании всего 0,3—
0,4% кремний действует как один из самых сильных возбудителей
кристаллизационных трещин (рис. 81, а).
Следует отметить, что для стойкости двухфазного аустенитно-
ферритного шва против трещин небезразличны пути повышения
в нем концентрации кремния. Если повышение содержания крем-
ния в шве достигается путем использования стали или проволоки
с более высокой концентрацией этого элемента или путем исполь-
зования электродных покрытий, дополнительно легированных
кремнием или ферросилицием, то положительный эффект обес-
печен. Если же повышение содержания кремния в шве достигается
вследствие перехода кремния из флюса или электродного покры-
тия, содержащих 8Ю2, результат может быть совершенно проти-
воположным — в шве могут появиться трещиры. Это, видимо,
объясняется тем, что восстановление кремния обычно идет за счет
окисления хрома из сварочной ванны. Уменьшение содержания
хрома в шве нежелательно, хотя оно может и не привести к за-
метному уменьшению количества феррита, поскольку кремний
более энергичный ферритообразователь, чем хром. Дело оче-
видно, не в количестве феррита, а в его качественных характери-
стиках. Обеднение феррита хромом, по-видимому, отрицательно
сказывается на стойкости швов против трещин. Известно, что крем-
невосстановительный процесс сопровождается увеличением со-
держания окислов кремния (8Ю, 8Ю2) в шве, что не может не
отразиться на структуре шва, составе и свойствах последних пор-
ций материнской жидкости.
Высказывается предположение, что отрицательное действие
кремния в высоконикелевых швах обусловлено образованием лег-
коплавких силикатных пленок по границам столбчатых кристал-
лов аустенита. Можно согласиться с тем, что усиление трещино-
образования, наблюдаемое в высоконикелевых аустенитных швах
при введении кремния, действительно связано с понижением тем-
пературы реального солидуса сварочной ванны. Однако мы по-
лагаем, что межкристаллитные прослойки в швах указанного типа
имеют скорее силицидный, чем силикатный характер. К та-
202
кому выводу можно прийти на основании диаграмм состояния
сплавов №—81 и Ре—81, указывающих на наличие эвтектик,
обладающих низкой температурой затвердевания (см. рис. 78, л, м}.
По данным Н. С. Курнакова подобный вид должна иметь также
диаграмма состояния Сг—81. Эти диаграммы состояния по своему
Рис. 81. Горячие трещины в аустенитном шве, вызванные:
а — кремнием (0,55% 31). шов типа 15-35 (X 120); 6 — ниобием (0,7% Ь1Ь).
шов типа 16-13 ( X 600)
типу относятся ко второй группе диаграмм (см. рис. 77,. б). По-
этому малые количества кремния вызывают в высоконикелевых
швах с направленной структурой протяженные межкристалличе-
ские прослойки эвтектики Не, Ы1, Сг—81. При достаточно высоком
содержании кремния в аустенитном шве настолько возрастает ко-
личество силицидной эвтектики, что структура шва становится
измельченной и свободной от трещин. Такая картина действи-
тельно наблюдается, например, в шве стали типа 25-20 с 4—4,5% 81
(см. рис. 49, а}. Однако в таких швах, например на литой стали
ЭИ283 (Х25Н20СЗ), возможно появление холодных трещин (см.
рис. 61, а), обусловленных чрезмерным количеством хрупкой эв-
тектической составляющей. Причиной холодных трещин иногда
служит о-фаза, которая может образоваться при многослойной
сварке или замедленном охлаждении.
Итак, вопрос о различном поведении кремния в сварных швах,
имеющих аустенитную илл аустепитно-ферритную структуру,
Рис. 82. Влияние соотношения концентраций углерода и кремния
на появление трещин в швах:
а — Прк ручной сварке стали типа 15-35: б — при сварке под флюсом
стали типа 25-20
в значительной мере прояснился. Однако все еще остается неясным
механизм совместного действия кремния и углерода. Установлено,
что при автоматической сварке стали типа 25-20 и при ручной ду-
говой сварке стали типа 15-35 кремний и углерод, действуя раз-
дельно, вызывают горячие трещины. Если же одновременно увели-
чивать содержание обеих примесей таким образом, чтобы соотно-
шение их концентраций оставалось приблизительно одинаковым, то
горячие трещины устраняются. Если, например, сварной шов
содержит 0,08—0,10% С, то при любой минимальной концентрации
кремния в шве образуются горячие трещины. Если шов содержит
0,4—0,6% 81, то для устранения горячих трещин необходимо
повышать концентрацию углерода до 0,25'%. На рис. 82, а при-
ведена зависимость оптимальных концентраций кремния и угле-
рода, при которой устраняются горячие трещины в швах стали
типа 15-35 157], а на рис. 82, б дан график, построенный для авто-
матных сварных швов на стали типа 25-20. Судя по этим графикам,
204
максимальное снижение содержаний и углерода и кремния отнюдь
не является средством устранения горячих трещин в стабильно-
аустенитных сварных швах. Кстати сказать, если в сварном шве
с 18% Сг и 8—9% М1 снизить содержание углерода до 0,03%,
а кремния до 0,16%, в нем появятся горячие трещины. В настоя-
щее время все еще нет объяснения своеобразному совместному по-
ведению углерода и кремния в аустенитных сварных швах. На-
сколько нам известно, только в работе Паркса [56] делается по-
пытка объяснить описанное явление применительно к швам стали
типа 18-8.
Паркс считает, что в чистоаустенитных сварных швах трещин
нет, если соблюдено условие - > 5. Иными словами, чем выше
содержание углерода, при данной концентрации кремния, тем
лучше. Углерод уменьшает общий объем б-феррита, образующегося
в начальный момент кристаллизации сварочной ванны и тем са-
мым уменьшает количество кремния, растворенного в этом феррите.
Следовательно, уменьшается опасность ликвации фазы, богатой
кремнием, в момент, когда при перитектической температуре зна-
чительная часть феррита превращается в у-твердый раствор. Пере-
стройка решетки б—Ге в решетку у—Ре идет настолько быстро,
что кремний пе может найти себе места в решетке аустенита и
вынужден ликвировать на границах кристаллов аустенита. Та-
ким образом, повышенное содержание углерода компенсирует вы-
сокое содержание кремния. Паркс приводит такой пример. Срав-
ниваются два аустенитных шва, содержащих по 0,70% 8Г В одном
из них содержится 0,10% С, в другом —0,20% С. В шве№ 1 обра-
зуется в начальный момент кристаллизации 70% (по объему) б-фер-
рита, а в шве № 2 — только 15. Ниже перитектической температу-
ры оба шва содержат равное количество остаточного феррита — 5 %.
70
Следовательно, в шве № 1 остаточный феррит содержит 0,70 -р- —
о
-- 9,8% 81, а в шве № 2 — только 0,70 у 2,1 % 81. В первом
из них появится богатая кремнием легкоплавкая фаза, которая
вызовет трещины, а во втором — весь кремний сохранится в твер-
дом растворе с решеткой б — Не и трещины пе возникнут.
Приведенное объяснение совместного действия кремния и угле-
рода в какой-то степени справедливо для швов на стали типа 18-8.
В случае стабильноаустенитных швов, при кристаллизации кото-
рых образуется только одна фаза — кристаллы у-твердого рас-
твора, гипотеза Паркса, к сожалению, ничего не объясняет.
Титан, являясь весьма энергичным ферритизатором, повы-
шает стойкость двухфазных хромоникелевых швов стали типа 18-8
против горячих трещин. Немаловажную роль при этом играет
способность титана измельчать первичную структуру сварных
швов. Пожалуй, ни один ферритизатор не измельчает структуры
205
швов на стали тина 18-8 так, как титан. Титан, подобно кремнию,
образует с никелем сравнительно легкоплавкую эвтектику (см.
табл. 34). Поэтому титан может вызвать горячие трещины при
сварке стабильноаустснитных высоконикелевых аустенитных ста-
лей типа 25-20, 25-30 и т. п., а также при сварке жаропрочных спла-
вов на никелевой основе. Появление трещин, возможно, связано
с образованием на границах кристаллов аустенита легкоплавких
эвтектик, в возникновении которых принимает участие титан.
Соответствующее повышение содержания титана уже не вызывает
трещин. Диаграммы состояния системы Кч—Т1 и Ре—Т1 приведены
на рис. 78, н, о.
Алюминий, как и титан, устраняет горячие трещины, вы-
зывая ферритизацию сварных швов аустенитных сталей. Однако
при сварке высоконикелевых сталей и особенно при сварке сплавов
на основе никеля отрицательное действие алюминия проявляется
значительно сильнее, чем при легировании шва титаном. При соот-
ветствующем увеличении концентрации алюминия кристаллиза-
ционные трещины не возникают. Это обстоятельство вытекает из
способности алюминия образовывать сравнительно легкоплавкую
эвтектику с никелем в соответствии с диаграммой состояния вто-
рого типа (см. рис. 77, б). Следовательно, действие и титана, и
алюминия подчиняется той же закономерности, что и действие
кремния и других элементов, образующих легкоплавкие эвтектики.
Цирконий ведет себя аналогично алюминию и титану.
Он, как и оба эти элемента, оказывает обессеривающее влияние
на сварочную ванну. Вместе с тем, он подобен ниобию: введение
0,5—0,8% 2г вызывает горячие трещины в стабильноаустенитных
швах сталей типа 25-20 и Х23Н23МЗДЗ. Дальнейшее увеличение
содержания циркония уже не вызывает трещин.
Ванадий принадлежит к числу наиболее энергичных фер-
ритообразователей. Он весьма ощутительно повышает стойкость
сварных швов аустенитных сталей против образования горячих
трещин. Следует подчеркнуть, что положительное действие вана-
дия объясняется не только увеличением количества б-фазы и по-
вышением ее качественных показателей, но и измельчением пер-
вичной структуры швов, а также заметным обессериванием свароч-
ной ванны. В отличие от кремния, алюминия, титана, ниобия, спо-
собных вызывать горячие трещины в высоконикелевых швах,
ванадий во всех случаях действует положительно, повышая стой-
кость швов против горячих трещин. Это объясняется отсутствием
эвтектических соединений в системах Ре—V, ГД—V, Сг—V.
При повышенном содержании углерода в шве в принципе возможно
образование комплексных эвтектик ледебуритного типа. Однако
нам не удалось установить отрицательного действия ванадия при
высоком содержании углерода, чего, к сожалению, нельзя сказать
о таких карбидообразователях, как титан, ниобий, вольфрам и,
по-видимому, цирконий.
Вольфрам и молибден отличаются высокой раство-
римостью в твердом состоянии в железе, хроме и никеле. Отличи-
тельной особенностью соответствующих диаграмм состояния яв-
ляется очень малая разность температур затвердевания основного
компонента (Ре, ГЧГ1, Сг) и эвтектики. Вследствие этого интервал
кристаллизации доэвтектических сплавов настолько мал, что
можно не опасаться появления горячих трещин при сварке хромо-
никелевых аустенитных сталей. Будучи ферритизаторами, воль-
фрам и молибден повышают стойкость против горячих трещин
сварных швов стали типа 18-8. Положительное действие этих эле-
ментов слабее, чем ванадия, титана, алюминия.
Если в сварном шве на стали типа 25-20 содержится более
0,25% С, наличие 1—1,5% V нежелательно ввиду снижения стой-
кости против горячих трещин. При повышении содержания воль-
фрама до 4—5% при таком же количестве углерода горячие тре-
щины уже не образуются. Что касается молибдена, то его отри-
цательное действие в качестве карбидообразователя обнаружить
не удалось, хотя, по мнению Каухаузена и Фогельса, молибден
снижает стойкость швов против трещин при сварке стали типа
16-13 с ниобием.
Вольфрам и молибден, подавляя процесс высокотемпературной
полигонизации, повышают стойкость однофазных аустенитных
швов против образования подсолидусных трещин [5, 34, 38, 44].
Однако наличие даже относительно небольших количеств вредных
примесей, например фосфора, может подавить положительное дей-
ствие вольфрама и молибдена (рис. 83).
По мнению Н. Ф. Лашко и С. В. Лашко, полезное действие
вольфрама и молибдена на стойкость против образования горячих
трещин и аустенитных швов, содержащих малые добавки бора,
связано с их способностью давать тугоплавкие соединения;(Сг,
Мо)а В4 и (Сг, ‘\^)6 В4. Положительное действие этих легирующих
элементов проявляется лишь при весьма значительных их кон-
центрациях. Например, содержание молибдена в швах никелевых
сплавов приходится доводить до 20—25%. То же самое относится
и к вольфраму. Следует особо подчеркнуть, что положительный
эффект от введения столь больших количеств молибдена и воль-
фрама может быть сведен на нет ничтожными концентрациями
таких вредных для сварки примесей, как олово, фосфор, бор и др.
Это обстоятельство лишний раз указывает на вторичный характер
полигонизационных трещин, берущих начало от кристаллизацион-
ных трещин и служащих их продолжением. Значительно правиль-
нее принимать меры против загрязнения металла шва легкоплав-
кими примесями, чем идти по пути легирования его огромными
количествами молибдена, вольфрама и другими элементами, по-
вышающими энергию активации самодиффузии.
Ниобий не только ферритизатор, но и весьма энергичный
карбидообразователь. В этом его отличие от кремния и алюминия
Рис. 83. Горячие трещины, вызванные малыми количествами вредных примесей,
в аустенитных швах, легированных большим количеством вольфрама и молибдена
(X 150):
а и й — швы типа 16-26 с 6% Мо; виг — швы типа Х20Н60 с 20% МГ (6 иг — трещины
в швах вызнаны фосфором)
и сходство с титаном и цирконием. В качестве ферритизатора
в сварных швах аустенитных сталей ниобий действует гораздо
слабее, чем кремний и большинство других ферритизирующнх
примесей. Ниобий может вызвать исключительно интенсивное
растрескивание чистоаустенитных швов 115,52] и в этом отно-
шении он значительно опаснее кремния (см. рис. 81,6). Вместе с тем,
в двухфазных швах он, как и кремний, действует довольно благо-
творно, предотвращая трещины. При соответствующем увеличении
содержания ниобия эффективный интервал кристаллизации су-
живается и кристаллизационные трещины могут быть устранены
в сварных швах стабильноаустенитных высоконикелсвых сталей.
В сварных швах, вследствие неравномерного распределения
легирующих примесей, отдельные микроучастки могут иметь чисто-
аустенитную структуру, хотя основной объем металла шва яв-
ляется аустенитпо-фсрритным. При наличии в шве ниобия, в этих
микроучастках чистого аустенита могут появиться горячие микро-
трещины (кстати сказать, аналогичная картина наблюдается и
при повышенном содержании серы и кислорода в шве).
Отрицательное влияние ниобия на горячеломкость аустенит-
ных швов тесно связано с характером его растворимости в никеле
и железе. Ниобий, как и титан, способен давать легкоплавкую
эвтектику с каждым из указанных элементов 122, 33]. В табл. 34
приведены данные о предельной растворимости и температуре
эвтектики для бинарных сплавов никеля и железа с ниобием и
титаном. Согласно нашим представлениям о природе кристалли-
зационных трещин, можно ожидать, что в тех случаях, когда шов
содержит относительно мало никеля, т. е. представляет собой
аустенитную сталь, наибольшую опасность должен представлять
ниобий, а нс титан. В пользу такого утверждения говорит отно-
сительно более низкая растворимость ниобия в железе по сравне-
нию с никелем и более низкая температура эвтектики в системе
Ее—М1 по сравнению с эвтектикой Ее—ТЕ Наоборот, при сварке
высоконикелсвых аустенитных сталей и сплавов на никелевой
основе следует ожидать отрицательного действия скорее титана,
а по ниобия. В пользу этого утверждения говорит относительно
более низкая температура эвтектики в системе ГЧП—Т1 по сравне-
нию с эвтектикой М1— ЯЬ. Практика сварки аустенитных сталей,
в общем, подтверждает эти предположения. При сварке сталей
типа 18-8 ниобий опаснее титана. При сварке сталей с соотноше-
нием содержаний хрома и никеля, равным или меньшим единицы,
например при сварке стали ЭИ696 (Х10Н20Т2), большую опас-
ность представляет титан, а не ниобий.
Для использования ниобия в качестве средства повышения
сопротивляемости аустенитных швов образованию горячих трещин
одновременно повышают содержание ниобия и углерода в металле
шва. При этом стремятся сохранить стехиометрическое соотно-
шение содержаний ниобия и углерода, равное примерно 10. Так,
14 Б. И. Медовар
1023
209
при легировании сварных швов типа Х14Н18В2Б ниобием в ко-
личестве около 1,5% стремятся иметь в них около 0,15% С [28].
При легировании сварных швов типа Х15Н35ВЗ ниобием в коли-
честве около 3 % содержание углерода в металле шва должно быть
около 0,3%. На этом принципе сохранения соотношения ЫЬ:С-10:1,
как будет указано ниже, в гл. VI, построены электроды и прово-
локи для сварки жаропрочных аустенитных сталей ЭИ695Р,
ЭИ612 и др. При этом наряду с предотвращением трещин дости-
гается и повышение жаропрочности.
Положительное совместное действие ниобия и углерода за-
ключается, по-видимому, в образовании термодинамически весьма
Рис. 84. Измельченная микроструктура сварного шва типа 15-35, со
держащего ниобий и углерод в соотношении 10 : 1 (X 100)
устойчивых первичных карбидов ниобия, способствующих измель-
чению структуры шва (рис. 84).
Отрицательное действие ниобия на сварные швы аустенитных
сталей типа 18-8 усиливается при использовании силикатных или
даже низкокремнистых флюсов и кислых электродных покрытий.
Поэтому известные достоинства основных шлаков и фтористокаль-
циевого покрытия проявляются в наибольшей степени при нали-
чии ниобия в металле шва.
Как уже отмечалось, по своему действию ниобий напоминает
кремний. Если концентрации обоих элементов относительно не-
велики, а эффективный интервал кристаллизации, наоборот, до-
стигает максимальных значений, отрицательный эффект неизбе-
жен — в аустенитном шве будут горячие трещины. Если же одно-
временно увеличивать содержание обоих элементов в аустенитном
шве, то трещин не будет. Это объясняется уменьшением эффектив-
ного интервала кристаллизации, измельчением структуры шва и
залечиванием трещин комплексной легкоплавкой ниобидно-си-
лицидной эвтектикой. На этом принципе (совместного введения
в шов ниобия и кремния) построены электроды для сварки ста-
210
бильноаустенитных сталей типа 15-35, а также никелевых сплавов
типа Х15Н60 и Х20Н80. По имеющимся данным, в швах указан-
ных сталей содержится до 3—5% МЬ, а соотношение содержаний
ниобия и кремния поддерживается в пределах от 4 : 1 до 8 : 1
(в зависимости от типа стали или сплава).
Весьма положительное действие на стойкость высоконикеле-
вых аустенитных швов против образования горячих трещин ока-
Рис. 85. Влияние тантала на микроструктуру аустенитного шва типа 15-35
(Х200):
а — нет Та, крупная структура» горячие трещины; б — 3.5% Та, мелкая струк-
тура, трещин нет
зывает тантал. Наличие тантала приводит к довольно сильному
измельчению структуры шва (рис. 85). По-видимому, это связано
с образованием устойчивых тугоплавких карбидов или карбони-
тридов тантала, играющих роль инокуляторов. Тантал, подобно
молибдену и вольфраму, способствует подавлению высокотемпера-
турной полигонизации. При надлежащей чистоте сварочной ванны
по кремнию и фосфору положительное действие тантала, как,
впрочем, молибдена и вольфрама, проявляется особенно за-
метно [18].
Сера и фосфор. Влияние серы и фосфора на образова-
ние горячих трещин при сварке аустенитных сталей и сплавов
обусловлено их способностью образовывать легкоплавкие эвтек-
тики с железом и никелем. Диаграммы состояния Ре—8, ГД—8,
Ре—Р, ГД—Р относятся ко второму типу (см. рис. 77, б). В соот-
встствии с этим, малые концентрации указанных примесей вызы-
вают горячие трещины, а при увеличении количества сульфидной
или фосфидной эвтектики структура швов измельчается, а трещины
залечиваются легкоплавкой эвтектикой. Чем больше никеля в шве,
тем сильнее отрицательное действие серы й фосфора, так как
эвтектики №—8, 5И—Р имеют более низкую температуру плавле-
ния, чем эвтектики Ре—8, Ре— Р (табл. 34). Вместе с тем, чем
больше в шве никеля, тем относительно меньшие количества эвтек-
тики требуются для залечивания трещин и измельчения структуры.
Влияние количества сульфидной эвтектики на структуру
и горячеломкость сварных швов малоуглеродистой стали описано
автором еще в 1954 г. В малоуглеродистых швах с большим со-
держанием серы сульфидная эвтектика имеет дендритное строе-
ние. В сварных швах хромоникелевых аустенитных сталей и спла-
вов любое, практически осуществимое, повышение содержания
серы, например до 5%, не приводит к появлению дендритной эвтек-
тики. В этих швах сульфидная эвтектика располагается внутри
кристаллов аустенита в виде сравнительно крупных глобулей
(рис. 86, а). При такой форме легкоплавкой составляющей тре-
щины не образуются. Сульфидная эвтектика, видимо, способна
растворять в себе большое количество ферритообразующих эле-
ментов — кремния, хрома, ванадия, ниобия. На рис. 86, б пред-
ставлена микроструктура 5-го и 6-го слоев многопроходного шва.
Нижний слой выполнен проволокой марки 0Х18Н9ФБС (ЭИ649).
Он содержит до 30% 6-фазы и не более 0,02% 8. Верхний слой сва-
рен этой же проволокой, но содержит до 7% 8. В этом слое фер-
рита нет, но есть огромное количество сульфидной эвтектики в виде
глобулей (рис. 86, б, вверху). Внешний вид швов стали тина 25-20,
содержащих различное количество серы, показан на рис. 86, в, г.
Фосфор, в отличие от серы, образует типичную эвтектику
дендритной формы (см. рис. 22, ж). Естественно, что сварные швы,
содержащие большое количество сульфидной или фосфидной эв-
тектики и свободные от горячих трещин, обладают пониженными
механическими свойствами из-за хрупкости эвтектической состав-
ляющей. Поэтому иа практике не следует прибегать к такому
средству устранения горячих трещин, как повышение содержания
серы и фосфора. Автор подробно останавливается на этих вопро-
сах только потому, что на примере таких вредных для сварки при-
месей, как сера и фосфор, а также олово (см. ниже), видно, что
теория горячеломкости литого металла, созданная А. А. Бочваром
и его школой, охватывает общие закономерности, действующие
также и при сварке металлов плавлением.
Вредное действие серы и фосфора наиболее сильно проявляется
в чистоаустеиитпых швах с направленной структурой. В двух-
фазных аустенитно-ферритных швах эти примеси действуют зна-
чительно слабее. Поэтому можно воспользоваться способностью
фосфора повышать жаропрочность сварных швов типа 18-8,
212
Рис. 86. Влияние серы на структуру и образование горячих трещин
в аустенитных сварных швах:
а — структура шва типа 25-20 с 5% 5 (х 1200); б — многослойный аусте-
нитно-ферритный шов типа 18-8, в верхнем слое 7% 8 (X 150); в — внешний
вид шва типа 25-20 с 0,5% 5, горячие трещины; г - - тоже, 3% 8, трещин нет
горячих
не опасаясь появления
1Х18Н10Т удалось повысить
Таблица
Влияние фосфора
на горячеломкость сварных
швов сталей типа 18-8 и 25-20
И с 2 Валики, напла- вленные на стали типа 18-8 Валики, напла- вленные на стали типа 25-20 .
Ч •& 1 '-9 я <='- О Й 5 2 2 жа- ] ос- в % чие их :н
& г. о X ф а ^<и д СЯО О Д-& Нали1 горяч 1 трещи Содер ние ф фора Нали1 горяч трещи
1 0,020 Нет 0,024 Нет
2 0,032 » 0,041 »
3 0,039 » 0,047 Есть
4 0,057 » 0,072 »
5 0,061 » 0,114 »
6 0,240 » 0,250 »
7 0,300 » 0,300 »
8 -0,60 Есть -0,60
трещин. При сварке стали
жаропрочность металла шва, вводя
в его состав до 0,2% Р.
О влиянии фосфора на горя-
челомкость однофазных и двух-
фазных швов можно судить по
данным табл. 35. При сварке
были использованы опытные
флюсы, содержащие от 0,1 до
5,6% Р.
Внешний вид шва на стали
типа 25-20, содержащего
0,047% Р и пораженного горя-
чими трещинами, показан на
рис. 87.
Следует остановиться на
весьма своеобразном влиянии
малых добавок свинца на
образование горячих трещин в
высоконикелевых аустенитных
швах. Свинец, как известно, не
растворяется в железе. При вве-
дении малых количеств свинца
он весь располагается по границам зерен, о чем свидетельствуют
результаты микрорептгенографии сварных швов. Свинец, несо-
мненно, поверхностно-активен. Об этом свидетельствует тот факт,
Рис. 87. Горячие трещины, вызванные фосфором
(0,047%) в наплавке на сталь типа 25-20
что даже относительно малые добавки свинца (0,15—0,20% по
расчету) вызывают резкое изменение формирования аустенитных
швов — они становятся уже и выше, а поверхность их —- блестя-
щей. В подтверждение этого положения говорит ускорение имму-
низации сварных швов стали типа 18-8, содержащих свинец.
В. Д. Кузнецов подчеркивает, что поверхностно-активные ве-
щества не должны химически реагировать с кристаллизующимся
веществом, они обычно являются легкоплавкими, с малым зна-
чением поверхностной энергии в расплавленном состоянии па
границе с воздухом. Свинец обладает всеми этими характеристи-
ками. Опыты показали, что в строго определенном диапазоне кон-
центраций (в данном случае 0,4—0,5 вес. %) свинец способен устра-
Рис. 88. Влияние олова и никеля на образование
горячих трещин в сварных аустенитных швах:
а — в шве 40% Щ и 2,5% 8п, трещин нет (Х1,5);
б — шов типа 25-20 с 2,5% Зп, есть трещины (X 1,5)
нить горячие трещины в сварных швах типа 25-20. Однако в высо-
коникелевых швах малые количества свинца могут вызвать горя-
чие трещины.
Чрезвычайно опасной примесью жаропрочных аустенитных
сталей и сплавов на никелевой основе является олово. Даже
ничтожные количества этого элемента резко снижают длительную
прочность. Влияние олова на горячеломкость аустенитных швов
не столь энергично, ввиду довольно высокой растворимости олова
в никеле — до 20% в равновесных условиях. Как и следовало
ожидать, в неравновесных условиях кристаллизации сварочной
ванны, никелеоловянистая эвтектика образуется при значительно
более низких концентрациях олова. В шве типа 25-20 обилие горя-
чих трещин наблюдается при 2—3% 8п (рис. 88, б). Увеличение
содержания никеля до 40%, при прочих равных условиях, при-
водит к резкому увеличению количества эвтектики и полному
залечиванию горячих трещин (рис. 88, а).
Относительно влияния других легкоплавких примесей — вис-
мута, мышьяка, сурьмы — автор не располагает собственными
экспериментальными данными. В работе М. В. Приданцсва и
С. С. Астафьева [251 приведены некоторые материалы, свидетель-
ствующие об отрицательном влиянии этих примесей на стойкость
аустенитных швов против образования горячих трещин. Резко
отрицательное воздействие указанных легкоплавких примесей на
длительную прочность никелевых жаропрочных сплавов теперь
общеизвестно.
Газы. Влияние азота, как ипокулятора и аустенитизатора,
было рассмотрено выше.
Кислород может вызывать горячие трещины при сварке
аустенитных сталей. Его действие на первичную структуру, как
указывалось, связано с окислением ферритообразующих элемен-
тов (титана, алюминия, кремния, ванадия, хрома) и находится
в противодействии измельчающему влиянию азота. Изменения
структуры, обусловленные действием кислорода, приводят к сни-
жению стойкости шва против трещин. Кислород, но-видимому,
способен сегрегировать в межкристаллических прослойках и из-
менять их состав и свойства. Усиление вредного влияния серы,
ниобия и других элементов при сварке под флюсами с высоким
содержанием 8102, возможно, связано с образованием соответ-
ствующих соединений с кислородом, снижающих температуру
затвердевания межкристаллических прослоек. Опыты по введению
в зону сварки ржавчины, окалины и газообразного кислорода свиде-
тельствуют о его способности вызывать горячие трещины в швах.
Автору, совместно с Ю. В. Латашем, удалось установить,
что при сварке стабильноаустенитных высоконикелевых сталей
иногда можно с помощью кислорода заметно повысить сопротив-
ляемость швов образованию горячих трещин. Положительное дей-
ствие в этом случае проявляется вследствие окисления вредных
для чистоаустенитных швов кремния, водорода (см. ниже),
а также серы. Чтобы смогло проявиться такое положительное
действие кислорода, необходимо в обязательном порядке компен-
сировать неизбежное окисление марганца, который, как указы-
валось, значительно повышает стойкость стабильноаустенитного
шва против трещин, если последний пе содержит меди. С этой
целью в шов вводили кислород в виде марганцевокислого калия
КМпО4. О способности кислорода окислять кремний, водород и
серу можно судить по данным табл. 36.
По-видимому, именно благоприятным действием кислорода,
окисляющего водород, серу, кремний, можно объяснить относи-
тельно малую склонность к горячим трещинам аустенитных швов,
сваренных в углекислом газе.
Таблица 36
Влияние кислорода на химический состав в % и наличие трещин
в металле, наплавленном проволокой типа 25-20
Добавка 1\МпО4 г/100 пог. мм 31 Мп 3 Содержание газов в наплавленном металле Наличие макро- трещин 1
Кислор од В % Водород в емя/Ю0г
0,13 0,37 0,61 25,0 19,75 0,051 0,0289 7,8 Есть
1 — — — — — 0,040 0,0392 7,2 )>
3 0,09 0,28 1,28 24,95 20,2 0,032 0,0573 5,5 Н ст
6 0,08 0,08 1,50 24,70 18,3 0,020 0,0800 3,6 »
Водород нс оказывает заметного влияния на первичную
структуру аустенитно-ферритных швов. В такого рода швах он
не вызывает горячих трещин.
Было высказано предположение, что водород, не являясь воз-
будителем горячих трещин, способен усиливать трещинообразо-
вание, вызываемое другими элементами. В этом случае водород,
возможно, действует в известной мере так же, как и на околошов-
ные трещины при сварке закаливающихся сталей. Если в шве хро-
моникелевой аустенитной стали по какой-либо причине образо-
вались горячие микроскопические трещины, то при избытке в ме-
талле шва водорода, последний диффундирует в эти трещины.
С понижением температуры атомы водорода ассоциируют в мо-
лекулы, внутреннее давление газа в трещинах резко возрастает
и микроскопические трещины развиваются в макроскопические.
Оказалось, однако, что водород способен вызывать горячие
трещины в чистоаустенитных швах не косвенным путем, а действуя
самостоятельно. Опыты, поставленные автором совместно с
с Ю. В. Латашем, показали следующее. Электродную проволоку
Х23Н23МЗДЗ, которая содержит в исходном состоянии всего
0,6—0,9 смА водорода на 100 г металла, искусственно наводородили,
подвергнув ее катодному травлению в Н-растворе щелочи (КОН).
После травления в течение 4—6 ч содержание водорода достигло
4 слЛ/100 г, т. е. возросло в 6—8 раз. Были сварены тавровые об-
разцы из стали ЭИ533 под флюсом АН-23. В тех швах, которые
сварены обычной проволокой, горячие трещины не обнаружены.
Во всех швах, сваренных наводороженпой проволокой, появились
горячие трещины.
Косвенным доказательством способности водорода вызывать
горячие трещины является то, что в аустенитных швах, а также
при сварке никеля можно иногда наблюдать трещины, берущие на-
чало от водородных пор и, наоборот, водородные поры, берущие
217
Рис. 89. Поры и горячие трещины,
вызванные водородом в сварном шве
начало от трещин (рис. 89). Создастся впечатление, что водород,
выделяясь из расплава на поверхностях растущих столбчатых
кристаллов, нарушает их спайность, т. е. образует трещины. Вы-
тесняемый фронтом кристаллизации водород постепенно накапли-
вается в промежутках между
дендритами, увеличивает свой
объем и, наконец, образует
поры.
Следует отметить, что по
данным японских исследовате-
лей водород усиливает способ-
ность серы вызывать горячие
трещины в сварных швах. Эле-
менты, образующие стойкие
гидриды, способны нейтрализо-
вать вредное действие водорода
в стабильноаустенитных высоко-
никелевых швах. К числу та-
ких элементов относится, в
частности, ванадий.
Кальций, магний и
РЗМ. Долгое время считали, что
главное в получении свободных
от горячих трещин сварных швов
па сталях всех классов заклю-
чается в надлежащем раскисле-
нии сварочной ванны. На этом основании некоторые исследователи
утверждали, например, что повышение стойкости сварных швов
против трещин, наблюдаемое при введении титана, объясняется
его раскисляющим действием. Выше указывалось, что для пол-
ного раскисления железа требуется всего несколько сотых долей
процента титана. Между тем, для устранения трещин требуется
иметь в шве в 5—10 раз больше титана. К сожалению, повторения
этой ошибочной точки зрения встречаются и в наши дни. Еще
и теперь делаются попытки радикального решения проблемы горя-
челомкости аустенитных швов с помощью энергичных раскисли-
телей . кальция, магния, РЗМ. Действительно, введение в сва-
рочную ванну указанных элементов может дать некоторый эффект
главным образом вследствие их обессеривающего действия. Спе-
циально поставленные опыты показали, что, вводя в сварочную
ванну магний или кальций, например, в количестве 0,5% по рас-
чету, можно снизить содержание кислорода в ней на целый
порядок.
Горячие трещины, однако, не исчезнут, если сварной шов
по своей композиции подвержен этому дефекту. По данным ра-
боты [31 ] церий О 0,1 %), а также барий и магний ухудшают сва-
риваемость аустенитных сталей типа Х15Н25.
5. СРЕДСТВА ПРЕДОТВРАЩЕНИЯ ТРЕЩИН ПРИ СВАРКЕ
Различают металлургические и технологические средства
борьбы с трещинами при сварке жаропрочных аустенитных сталей.
До сих пор мы говорили главным образом о металлурги-
ческих путях предотвращения трещин в металле шва и около-
шовной зоне.
В настоящее время наиболее действенной металлургической
мерой борьбы с кристаллизационными трещинами является такой
подбор химического состава шва, при котором будет обеспечено
его двухфазное строение. Применительно к наиболее распростра-
ненным жаропрочным сталям, содержащим 10—15% ГД, речь
идет об аустенитно-ферритной структуре. Для сталей с более вы-
соким содержанием никеля ориентация на шов с первичным фер-
ритом не может быть признана правильной. Как мы уже отмечали,
чрезмерное легирование ферритообразующими элементами, не-
избежное при желании иметь феррит в высоконикелевом шве, при-
водит к резкому снижению пластичности металла шва, обусловлен-
ному появлением хрупкой эвтектической составляющей, а иногда
и а-фазы еще в процессе сварки. Здесь более правильно стремиться
к получению аустенитного шва, имеющего в своем составе вторую
фазу в виде мелкодисперсных карбидов типа КЬС, термодинами-
чески устойчивых нитридов, например Т1К, и, возможно, туго-
плавких оксидов. В ряде случаев можно прибегнуть и к помощи
боридной или карбоборидной фазы.
Легирование высоконикелевых сварных швов большими коли-
чествами молибдена, вольфрама, тантала, способных подавить
процессы высокотемпературной полигонизации, оказывается эф-
фективным в смысле предотвращения трещин только при условии
жесткого ограничения содержания в сварочной ванне кремния
(например, до0,20%), фосфора (например, до 0,010%), серы, легко-
плавких примесей и газов (прежде всего, по-видимому, водорода),
способных вызывать кристаллизационные трещины.
Во всех или почти во всех случаях сварки жаропрочных аусте-
нитных сталей следует легировать шов марганцем, смело идя
на замену части никеля этим элементом [15, 64].
Во многих случаях (при содержании до 30—40% ГД) полезное
действие оказывает и углерод.
Другим важным металлургическим средством борьбы с тре-
щинами в шве, помимо воздействия на его композицию, является
применение высокоосновных флюсов-шлаков, способных ак-
тивно рафинировать металл сварочной ванны и иногда модифици-
ровать структуру шва. В ряде случаев, как отмечалось в гл. II,
требуется создавать окислительные условия в плавильном про-
странстве. Ориентация на окислительные (не кислые!) шлаки или
окислительную атмосферу в ряде случаев приводит к положитель-
ным результатам.
Все сказанное выше относилось к горячим (кристаллизацион-
ным и полигонизационным) трещинам в металле шва.
Воздействуя на композицию шва, его микроструктуру, в том
числе с помощью УЗК [11 и РЗМ [11 1, температуру плавления,
в принципе возможно влиять и на поведение околошовной зоны.
Все же наиболее правильным и надежным средством предотвра-
щения околошовпых горячих (кристаллизационных и нодсолидус-
пых) трещин является, несомненно, повышение чистоты и качества
свариваемого металла. Выплавка на чистых шихтовых материалах,
строгое ограничение содержания кремния, фосфора и других при-
месей, электрошлаковый, вакуумно-дуговой, электроннолучевой
или иной переплав в водоохлаждаемом медном кристаллизаторе,
поставка металла с заданной мелкозернистостью, равнозерни-
стостью — вот пути предотвращения околошовных трещин. Тре-
бования сварщиков отнюдь не должны смущать металлургов.
Перечисленные нами условия поставки аустенитных сталей или
сплавов для сварных конструкций нужны прежде всего для обес-
печения надлежащей жаропрочности и длительной пластичности
этих материалов, т. е. в конечном счете, для их эксплуатационной
надежности, независимо от того, будут они или не будут подвер-
гнуты сварке плавлением.
Помимо подробно рассмотренных в предыдущих главах метал-
лургических средств воздействия на поведение аустенитных швов,
сварщики располагают и многочисленными средствами техно-
логического характера. Важнейшими из них являются:
1) управление формой сварочной ванны и, следовательно, на-
правлением роста кристаллов аустенита;
2) регулирование термодеформационных условий сварки и,
следовательно, скорости кристаллизации и остывания сварного
шва.
Возможности управления формой сварочной ванны практи-
чески неограничены. Хорошо известно, что, изменяя параметры
режима сварки (ток, напряжение дуги, скорость сварки при дуго-
вой сварке; ширину зазора, глубину шлаковой вапны, напряже-
ние на ванне, скорость сварки при электрошлаковой сварке;
ускоряющее напряжение, ток, скорость сварки при электронно-
лучевой сварке), можно в самых широких пределах изменять
форму ванны. Коэффициент формы вапны, т. е. отношение ее ши-
рины к глубине, может изменяться на 2—3 порядка, например
в пределах от 50—60 для наплавки или сварки ленточным электро-
дом до 0,10—0,05 для случая сварки толстой аустенитной стали
электронным лучом.
Изменение ф о р м ы в а н н ы означает соответствующее из-
менение направления роста столбчатых кристаллитов и их распо-
ложения относительно сил, воздействующих на кристаллизую-
щийся шов. Естественно, что при совпадении главных осей кри-
сталлитов с направлением растягивающих усилий (рис. 90, а, б)
220
вероятность образования горячих трещин меньше, чем в том слу-
чае, когда эти условия направлены под прямым углом к осям
кристаллитов (рис. 90, я, г). По этой причине узкие стыковые швы,
сваренные с полным проплавлением кромок, в меныпей степени
подвержены трещинам, чем широкие швы. При сварке с полным
проплавлением кромок угловые деформации отсутствуют, что
также способствует отсутствию трещин, если шов имеет малый
коэффициент формы. Это хорошо видно на примере стыкового
и углового швов, сваренных под флюсом (рис. 91, а, б) и, осо-
бенно, па электроннолучевом шве (рис. 91, в). Картина, однако,
меняется, если производится однопроходная электроннолучевая
сварка толстого металла. В этом случае плоское напряженное
Рис. 90. Влияние расположения осей кристаллов аустенита по отношению
к направлению растягивающих усилий на вероятность появления горячих трещин:
а — оси совпадают с действием сил, в шве низкое содержание ликвирующих приме-
сей, трещин нет: б -то же, в шве повышенное содержание ликвирующих примесей,
есть трещины; в — оси направлены под углом к растягивающим силам, низкое содержание
ликватов, трещин пет; с — то же, много ликвятов, трещины
состояние уступает место объемно-напряженному. Третья компо-
нента силового поля, действующая по толщине свариваемого
металла, оказывается направленной перпендикулярно главным
осям столбчатых кристаллитов (рис. 92, схема). В результате
в шве образуются горизонтальные горячие трещины, могущие
перейти и па основной металл (рис. 93).
В аустенитных сварных швах малого и среднего калибра, как
указывалось в гл. III, зональная ликвация обычно не обнаружи-
вается. Однако в швах с малым коэффициентом формы возможно
обогащение ликвирующими примесями так называемой зоны сла-
бины, т. е. зоны встречи кристаллитов, растущих от противопо-
ложных стенок сварочной ванны. Появление зоны слабины более
вероятно в однофазных швах с грубой траискристаллитной струк-
турой, нежели в двухфазных швах с дезориентированной струк-
турой. Если аустенитный однофазный стыковой шов содержит
повышенное количество ликвирующих примесей, например фос-
фора, бора (сотые доли процента), то, несмотря на малый коэф-
фициент формы или, вернее, благодаря ему, могут появиться
горячие трещины (см. рис. 90, б). Вот почему следует признать
устаревший безоговорочную рекомендацию сваривать аустенит-
Рис. 91. Отсутстви
угловых деформаци
способствует снижс
нию опасности гк
явления горячих трс
щин:
а—стыковой одяопроход
п ый шов, сварка по
флюсом; 6 — углово
однопроходный шов с по/
пым проплавлением крс
мок, сварка подфлюсок
в—стыковой однопроход
иый шов, электроннолу
чсвая сварка (а, б—спла
ХН35ВТ толщипой 15
25 мм', в — сплав' ЭИ437'
толщиной 25 м.м, трещи
нет)
Рис. 93. Горизонтальные тре-
щины в электроннолучевом
шве, вызванные третьей ком-
понентой силового поля, дей-.
ствующеи по толщине свари-,
ваемого металла (сплав ЭИ827
толщиной 20 мм); Х70
Рис. 92. Схема образо-
вания горизонтальных
горячих трещин при
электроннолучевой
сварке толстой аусте-
нитной стали.
Рис. 94. Отсутствие горячих трещин
в аустенитных швах с большим коэф-
фициентом формы — сварка с попереч-
ными колебаниями конца электрода
(данные американских исследователей)
ные стали исключительно узкими (ниточными) швами с малым
коэффициентом формы. Нельзя рассматривать коэффициент формы
шва как некий догмат. Важна не сама по себе форма шва,
а соответствие ос конкретным условиям.
Ориентация на ниточные швы берет свое начало в те годы, когда
единственным способом соединения аустенитных сталей была
ручная электродуговая сварка. При ручной сварке покрытыми
электродами единственным средством заметного увеличения ко-
эффициента формы ванны является манипулирование концом
электрода поперек шва. В усло-
виях такого манипулирования
и без того недостаточно эффек-
тивная защита зоны сварки от
окружающей атмосферы резко
ухудшается: становится возмож-
ным усиление процессов оки-
сления сварочной вапны, угара
легирующих элементов, обога-
щения металла шва азотом и,
как следствие, усиливается опас-
ность появления горячих тре-
щин.
Именно по указанной при-
чине, а не вследствие того, что
широкие швы по самой своей
природе более подвержены го-
рячим трещинам, чем узкие
швы, требовалось отдавать предпочтение этим последним.
Положение теперь резко изменилось. В нашем распоряжении
имеются современные способы сварки, позволяющие получать
как широкие, так и узкие швы, достаточно хорошо защищенные от
воздействия окружающего воздуха. Причем манипулирование кон-
цом электрода с целью получения широких и неглубоких швов
остается наиболее простым и эффективным средством и при сварке
под флюсом, и при газоэлектрической сварке.
Проведены эксперименты, свидетельствующие о целесообраз-
ности сварки аустенитных швов с большим коэффициентом формы,
особенно, если сварка производится тонкой проволокой (рис. 94)
[45 ]. Следует подчеркнуть, что стремление производить сварку
аустенитных сталей и сплавов топкой проволокой оправдано
и с точки зрения уменьшения перегрева околошовной зоны — чем
тоньше проволока, тем меньше может быть и так называемое
тепловложение в шов.
Есть еще один пример того, как важно обеспечить правильное
расположение кристаллитов в аустенитном шве по отношению
к растягивающим силам. Речь идет о сварке однофазного угло-
вого шва таврового соединения из высоконикслевой аустенитной
стали. При равных коэффициентах формы шва результат может
быть совершенно различным, в зависимости от того, каковы ус-
ловия кристаллизации сварочной ванны в корне шва, где обычно
зарождаются горячие трещины. Если угловой шов сваривается
без зазора, то возможно появление трещин в самом корне шва по
двум причинам: 1) узкая щель между стенкой и полкой тавра
способствует концентрации деформаций; 2) теплоотвод в корне
шва достаточно велик, чтобы оси кристаллитов расположились
под большим углом к растягивающим силам (рис. 95, а). Если
угловой шов точно такой же формы, но сваривается с довольно
Рис. 95. Влияние зазора в корне шва на стойкость аустенит-
ного углового шва против образования горячих трещин:
а—сварка без зазора, трещиегы; б--сварка с зазором, трещин нет
большим зазором (2—3 мм), трещин, при прочих равных условиях,
не будет. Этому способствуют также два фактора: 1) отсутствие ин-
тенсивного теплоотвода в корне шва приводит к такому изменению
направления роста кристаллитов, что их оси находятся под малым
углом к растягивающим силам (рис. 95, б); 2) отсутствие концен-
тратора деформаций. Надо отметить, что, если в зазоре находится
флюс, а не воздух, теплоотвод ослабевает еще больше и в самом
корне шва становится возможным образование довольно замет-
ного по размерам участка, имеющего дезориентированную струк-
туру, наиболее стойкую против горячих трещин.
Этими примерами, естественно, не исчерпываются все возмож-
ности борьбы с горячими трещинами в шве путем управления
формой сварочной ванны. По мере развития технологии сварки'
аустенитных сталей будет совершенствоваться и техника их
сварки, направленная на получение здоровых швов, свободных
от горячих трещин.
Большие возможности в деле предотвращения трещин при
сварке аустенитных сталей открывает разумное управление ско-
ростями кристаллизации и остывания
сварочной ванны. Речь идет о таких изменениях ре-
жима сварки, которые, могут уменьшить концентрацию сварочного
224
нагрева, удалить момент перемены знака напряжений в около-
шовной зоне, замедлить темп их нарастания. Все эти задачи ре-
шаются при сварке с предварительным и сопутствующим подо-
гревом.
Необходимо, однако, признать, что вопросы правильного ис-
пользования такого старинного технологического средства, как
подогрев, применительно к сварке аустенитных сталей и сплавов,
несмотря на кажущуюся простоту, еще далеки от решения. Нач-
нем с того, что сам факт положительного действия подогрева и за-
медленного остывания бесспорен только в отношении холодных
Рис. 96. Влияние подогрева па появление холодных трещин при сварке
литейного жаропрочного сплава ЖС-6:
а—сварка без подогрева, холодные трещины; б—сварка с подогревом до 1000“ С,
трещин нет < X 100)
трещин. Достаточно сказать, что любой из современных сверх-
жаропрочных литейных сплавов, например сплав ЖС-6, удается
сварить без холодных трещин только благодаря подогреву (рис. 96).
Не вызывает сомнений и возможность устранения подсолидусных
и тепловых трещин с помощью подогрева. Что же касается криг
сталлизационных трещин в металле шва и в околошовной зоне,
то здесь нет еще ясности в вопросе об эффективности подогрева.
Дело в том, что подогрев может привести и к усилению растрескю
вания шва в результате, например, увеличения доли основного
металла в металле шва и обогащения последнего вредными для
него примесями свариваемого металла.
Автор полагает, что даже относительно небольшой подогрев
(например, до 150—200° С) может оказаться полезным при много-
проходной сварке толстой аустенитной стали. Имеется в виду
уменьшение скорости кристаллизации сварочной ванны. Как уже
указывалось ранее, в гл. III, можно считать установленным, что
увеличение скорости кристаллизации шва, достижимое при со-
временных способах сварки, в общем случае усиливает его горяче-
ломкость. Уменьшение скорости кристаллизации, наоборот,
уменьшает эту опасность. С другой стороны, подогрев увеличи-
вает податливость сварного соединения, уменьшая тем самым ве-
роятность появления трещин.
В литературе имеются самые противоречивые данные о действии
подогрева. Наряду с относительно невысокими температурами, на-
пример 100—150° С, называют и температуру 400—700° С. Имеются
данные о необходимости подогрева до 900 —1000°С в случае сварки
высокожаропрочных литейных сплавов. В общем виде подогрев
аустенитных сталей может рассматриваться в качестве полезной
меры. Вместе с тем, при назначении режимов подогрева следует
учитывать конкретные условия сварки. Особое внимание, как уже
подчеркивалось, надлежит уделять тому, чтобы подогрев не повлек
за собой чрезмерного разбавления металлашва основным металлом,
если последний обогащен вредными для сварки примесями.
Не нужно забывать, что современная сварочная техника поз-
воляет в самых широких пределах управлять химическим соста-
вом шва путем изменения соотношения долей участия основного
и присадочного металлов в металле шва. Даже такие простейшие
средства, как изменение формы разделки кромок, сварка по при-
садочной проволоке, разумно используемые, дают замечательный
эффект. Сошлемся на такой пример. Еще на первом этапе освое-
ния сварки аустенитных сталей, когда промышленный выпуск
сварочных проволок в нашей стране был ограничен двумя-тремя
марками, удалось успешно сварить аппаратуру самого ответст-
венного назначения из трудносвариваемой хромоиикелениобие-
вой аустенитной стали. Это удалось сделать с помощью проволоки
типа 18-8 без ниобия и титана, применив соответствующую технику
сварки и разделку кромок, обеспечивающие минимальную долю
металла в металле шва и минимальное содержание в нем ниобия.
К числу технологических средств борьбы с горячими трещинами
в шве и околошовной зоне относится также чеканка (проковка,
наклеп) кромок [13, 14, 27, 58]. Наиболее действенно это средство
при условии неглубокого проплавления кромок или валиков, ле-
жащих ниже. Только при этом возможна рекристаллизация накле-
панного металла, измельчение строения шва и повышение стойкости
его против образования горячих трещин [13, 58]. При сварке под
флюсом или электрошлаковой сварке, как и при газоэлектрической
сварке, довольно трудно или даже невозможно выполнить это
условие. Раньше, поэтому, чеканку могли применять только при
ручной дуговой сварке. Теперь это стало возможным при элек-
троннолучевой сварке аустенитных сталей так называемыми кин-
жальными швами с очень малым коэффициентом формы.
При сварке такими швами шириной всего в 3—4 мм можно
с успехом использовать положительный эффект чеканки кромок.
226
ЛИТЕРАТУРА
1. Баландин Г. Ф., Кодолов В. Д. Применение ультразвука
при автоматической электрошлаковой сварке. Сб. «Автоматизация процессов
машиностроения». Т. 2, М., Машгиз, 1962.
2. Б о ч в а р А. А. Исследование механизма и кинетики кристаллизации
сплавов эвтектического типа. ОНТИ, 1935.
3. Б о ч в а р А. А., Свидерска я 3. А. О разрушении отливок под
действием усадочных напряжений в период кристаллизации в зависимости от
состава сплава. Известия ОТН АН СССР, 1947, № 3.
4. Б о ч в а р А. А., Новиков И. И. О твердо-жидком состоянии спла-
вов разного состава в период их кристаллизации. Известия ОТН АН СССР,
1952, № 2.
5. Е р о х и и А. А., Кузнецов О. М. О повышении стойкости ме-
талла шва против образования горячих трещин. «Автоматическая сварка», 1964,
№ 7.
6. Заболотский В.М. Пластические свойства сплавов в температур-
ном интервале хрупкости при кристаллизации в процессе сварки. «Сварочное
производство», 1965, № 1.
7. 3 а к с И. А. О стойкости сварных соединений ферритно-аустенитной
стали типа 25-5 против локальных разрушений. «Автоматическая сварка»,
1963, № 3.
8. 3 е м з и н В. Н. Опыт эксплуатации аустенитных паропроводов на
электростанциях США. «Энергомашиностроение», 1958, № 4.
9. 3 е м з и н В. Н., Станюкович А. В. Склонность сварных соеди-
нений аустенитных сталей к локальным разрушениям в околошовной зоне при
высоких температурах. «Автоматическая сварка», 1961, № 7.
10. Кох Б. А. Термический цикл электрошлаковой сварки. «Сварочное
производство», 1962, № 1.
11. К У ш и и р е н к о Б. И., Д з ы к о в и ч И. Я. Некоторые металлурги-
ческие методы борьбы с горячими трещинами в сварных швах на аустенитных
сталях. «Автоматическая сварка», 1962, № 1.
12. Л ю б а в с к и й К- В., Морозов Б. И., Никитин Ю. М.,
Тимофеев М. М. Влияние неоднородности прочностных свойств сварных
соединений на их склонность к локальному разрушению. «Сварочное производ-
ство», 1965, № 3.
13. Л ю б а в с к и й К- В., П а ш у к а н и с Ф. И. Некоторые особенности
сварки литых аустенитных сталей. «Сварочное производство» 1955, № 9.
14. Л ю б а в с к и й К- В-, Торопов В. А. К вопросу образования
горячих трещин при дуговой сварке аустенитных сталей. Сб. «Новое в техноло-
гии сварки», Машгиз, 1955.
15. М е д о в а р Б. И. Сварка хромоникелевых аустенитных сталей. Маш-
гиз (1-е изд.) 1954 и 1958 (2-е изд.).
16. Медовар Б. И., Пинчук Н. И., Ч е к о т и л о Л. В. О повы-
шении предельно допустимых концентраций фосфора и кремния в стабильно-
аустенитных сварных швах. Т. 150. ДАН СССР, 1963, № 3.
17. М е д о в а р Б. И., Луп. юк-Худ ин В. А. «Заводская лаборато-
рия», 1963, № 1.
18. Медов а р Б. И. Электрошлаковый переплав и свариваемость аусте-
нитных сталей. Сб. «Новые проблемы сварочной техники». Изд-во «Техника»,
Киев, 1964.
19. М е д о в а р Б. И. Сварка аустенитных жаропрочных сталей и
сплавов, применяемых в газотурбостроении. «Электромашиностроение», 1964,
№ 3.
20. М е д о в а р Б. И., Ч е к о т и л о Л. В., Л у ц ю к - X у д и н В. А.,
Пинчук II. И., Пузрин Л. Г. Легирование бором (более 0,3—0,4%)
жаропрочных аустенитных сталей и сварных швов. Сб. «Исследования по жаро-
прочным сплавам». Т. 10. Изд-во АН СССР, 1963.
21. Мовчан Б. А., Дзыкович И. Я- Ускоренная методика подбора
однофазных сплавов с удовлетворительной свариваемостью и жаропрочностью.
«Автоматическая сварка», 1963, № 2.
22. II е х е н д з и {О. А. Некоторые вопросы теории легирования специаль-
ных литых высоколегированных сплавов. «Литейное производство», 1958, № 10.
23. Паршин А. М. Хрупкое разрушение изделии из стали марок 1Х18Н9Т
и 1Х18Н10Б в процессе термической обработки в напряженном состоянии. Сб.
«Металловедение», № 6, Судпромгиз, 1962.
24. П о х о д н я И. К- О влиянии химического состава железохромоугле-
родистых сплавов на склонность к образованию кристаллизационных трещин.
«Автоматическая сварка», 1956, № 6.
25. Приданием М. В., Астафьев С. С. Влияние примесей па раз-
витие горячих трещин в наплавленном металле. «Сварочное производство»,
1959, № 3.
26. Рупов А. Е., И о д к о в с к и н С. А., Сащихин 11.11. Кон-
троль и корректирование количества ферритной фазы в наплавленном и основ-
ном металле сварных соединений аустенитных сталей. «Сварочное производство»,
1959, № 6.
27. Рунов А. Е., Пашу канне Ф. И., Любавский К. В.
Некоторые вопросы сварки литой аустенитной стали 1Х20Н12Т-Л. «Сварочное
производство», 1959, № 8.
28. Русски н А. В., Ш о р ш о р о в М. X. Влияние бора на склонность
жаропрочных аустенитных сталей типа 1Х13П18В2Б к образованию горячих
трещин при сварке. «Сварочное производство», 1958, № 10.
29. Решение совещания по горячим трещинам в сварных соединениях,
отливках и слитках. «Сварочное производство», 1962, № 11.
30. Седых В. С. Конференция по проблеме горячих трещин в сварных
соединениях, отливках, слитках. Труды ИМЕТ, вып. II. Изд-во АН СССР, 1957.
31. С и д о р е н к о М. Ф., Кретаковский II. С. Влияние моди-
фикаторов на механические и технологические свойства сложнолегированной
аустенитной хромоникелевой стали. Сб. «Выплавка стали для фасонного литья»,
Машгиз, 1963.
32. Станюкович А. В., Земзип В. Н. Выявление склонности
к хрупким разрушениям сварных соединений аустенитных сталей при высокой
температуре. «Заводская лаборатория». Т. 28, 1962, № 3.
33. Хансен М., А п д е р к о К- Структуры двойных сплавов. Т. I, II.
М., Металлургиздат, 1962.
34. Че коти л о Л. В. Электрошлаковая сварка жаропрочной аустенит-
ной стали ЭИ787. «Автоматическая сварка», 1962, Л"в 11.
35. Шоршоров М. X. Методы количественной оценки сопротивляемости
металла швов и околошовной зоны образованию горячих трещин. «Автоматиче-
ская сварка», 1964, № 12.
36. Шоршоров М. X., Клебанов Г. II. Методика и машина
ИМЕТ-1 для исследования изменений структуры и механических свойств металла
при сварке. ВИНИТИ, М., 1957, № М-57-134/12.
37. Шоршоров М. X., Сед ых В-С-, 3 е м з и н В. И., Р у н о в А. Е.
Влияние ферритной фазы на сопротивляемость аустенитных швов образованию
горячих трещин. «Сварочное производство», 1960, № 1.
38. Шоршоров М. X., Соколов Ю. В. Температурный интервал
образования горячих трещин при сварке плавлением однофазных никелевых
сплавов. «Сварочное производство», 1962, № 4.
39. А р Ъ 1 е I 1 XV. К., Р е 1 1 1 п I XV. 3. ЕасШгз 1пПиепсе м/е1<1
1ю1 сгаск1п§. «Г Не ХУе1сИн^ Зоигца!», 1954, К' 2.
40. А а Ь и г у Р. Е., МИсЬеП В., Т о I I Б. Н. Сгаскт^ 1п ’л'еМес!
рпйз о! шШепШс Лее! 1п С. Е. О. В. Роадег 8(аИопк. «ВгШяЬ XVе1с^^пй Зоигпа!»,
1960. 51 11.
41. В о г 1 а п <1 ЕС. Сгаскп!^ 1е51з 1ог аззеззпщ \ме1с1аЫ1Иу. «ВгШзй XVс1-
,1оигпа1», 1960, И 10.
42. В о г 1 а п д Л. С., V о и п § е г Р. К’. 8оте азрес4я о! сгаскт^ 1п
\уе1дед Сг—XI аи^епШс з1ее1з. «ВпЬай ХУеЫшд ЛоигпаЬ, 1960, X 1.
43. Виг§ез5 X. Т. Вотс \ге!д (аПигез 'т рохуег зАаЬопз. «\Уе1д'тё апд
те4а1 4аЬг1са41оп», 1963, X 3.
44. В у з 4 г а т М. С. Т. Воте бицепсе оп хуе^тД сНззйпНаг а11оу8-&4ее15.
«ВгШзй 4Уе1<Ппй ЛоигпаЬ, 1958, X 10.
45. С а г е у 3. □., МС К 1 4 I г 1 с к О. Г. Соп4го) о! Иззипп^ т Гпсопе!
Ьу гейи1а4т& ргосехз уапаЫез. «Тйе ХУе1д1п§ ЛоигпаЬ, 1962, X 12.
46. С Й г 1 з 4 о 4 4 е 1 Г?. 3. Сгаскш^ 1п Туре 347 Йеа4-а44ес1ед гопе Лиг1п§
з4езз ге1ах41оп. «Тке ХУекИпр ЛоигпаЬ, 1962, X 6; 1960, X 7; 1963, X 1.
47. Е 1 е I 5 11 П1 а п п XV. Ь., <3. и е г п е а К. Е. ЕаЬг1са41оп о4 опе-1псЬ
4Ыск, 4еп-й1Сй д1ате4ег хуеМед 1псопе1 р!ре. «Тйе ХУсЫт^ ЛоигпаЬ 1961, X 6.
48. (1 и е и з з 1 е г А., С а я I г о К. Е4ис1е ехрег!теп4а1е дез сприез де
зоНс41Пса41оп дапз 1ез ас1ег8. 1пПиепсс дез 1’триге4е.8. «Реуие де 1а Ме4а11иг21е»,
1960, X 2.
49. 6 и 4 К., XV е г п е г Л., II й Ь 8 с Й е г .1. 1е зоида^е де 1 ’ас!ег тои!ё
аиз4с11141рие аи сйготе-гиске! роиг зегу!се аих 4етрега4игез с1еуёез. «Реуие Мё-
4а11иг@4е», 1962, X 6.
50. Н а д д г 1 1 1 В. М., В а к е г К. <3. Е44ес4 о? соЬа14 оп 4йе 8изсер41-
ЫИ4у о! хуе1дед аиз4ет41с з4ее!з 4о Йеа4-а44ес4ед гопе сгаскшд диг!п@ Йеа4 4геа4-
теп4. «Вг14Ы1 ХУеЫ1Пё ЛвигпаЬ, 1964, X 9.
51. I 4 о V. ЕНесй о4 Мп: 8 га41о 1п Сг—X, аизАепШс \уе1дед з4ее1з. «Лоиг-
па1 о! ,1арап Ше1д1пй 8ос1е4у», 1961, X 7.
52. Каикаизеп Е., К а е з т а с й е г Р., 8 а д о \у з к I 8. Тйе
ргоЫет о4 хуеМт^ й1йй 4етрега4иге зегуте гпа4ег!а1з. «ВгИЬй \Уе.1д1п§ ЛоигпаЬ,
1960, И 2.
53. К а и 11 а и 8 е п Е., К а и 4 х. ХУе1 дт§ о! сгеер гез1з4111§ та4ег1а1з.
«Вг1418Й ХУе1д1пй ЛоигпаЬ, 1962, X 5.
54. К г е 1 я с Ь е г С. II. А сгШса! апа1уз18 о4 4ке туе1д Йеа4а44ес4ед хопе
Йо4 дисИИИ 4ез4. «Тке \Уе1д1п§ Лоигпа!», 1963, X 2.
55. М а 1 у Л 1 г 1, Ртрёуек ке з4ид!и ргазкоуозИ га 4ер1а аи^епШскеко
зуагоуско коуи. «Коуоуе Ма4ег!а1у», 1963, X 1.
56. Р а г к 8 У. М. \Уе1д1Пй 1уре 347 з4а1п1е88 з4ее1 4ог 1100 °Р 4игЫпе орега-
41оп. «Тйе Ше1д1п^ ЛоигпаЬ, 1955, X 6.
57. Роге! О., С а т р Ь е 1 1 Н., Т к о т а з Е. ЕГГес! о4 аде1д те4а1
сотрозШоп оп 4йе 81геп21й апд дисИШу о! 15% Сг — 35% XI 'й,е1дз. «Тйс \Уе1д-
111^ ЛоигпаЬ, 1948, X 10.
58. 84аи44ег \У. А., К с 1 1 е г Л. Р1б84ге1е8 ВсЙУ/еОЗеп уоп аи81епШ8-
сйет 81ай1^и85. 11\У, Лппиа1 ЛззетЫу, У1еппа, 1958.
59. 84ерйепяоп X., 5 у т о п д з С. Н., Т й о г п е у с г о 4 4 Э. К-
\Уе’д1п§ о4 п!ске1 аНоуя 1’п йеауу яес41опз. «ВгШзй \Уе1д4пк Лоигпа!, 1962, X 5.
60. XV а 1 I е г О X. Ке81з4апсе зеат \уе1д1п@ о! 16 з. \у- апд 22 я. \у.
Х1топ1е 75, Х1топ1с 80 А апд Хтюте 90. «ВНИзй Ше1д1пд Лопгпа], 1964, X 2.
61. АУ I I 1 I а пт з X. Т., М у е г з Л. А по4е оп зиЬ-зиг4асе сгаск1п§ о4
аиз4еп141с з4ее1я диг1пй \уе1д1П§. «ВпИяй \\'е1д1п^ ЛоигпаЬ, 1962, X’ 7.
62. XV I 1 1 1 а т я X. Т., XV 1 1 1 о и д й 1 у О. Еайога4огу азяеззтеп! о!
аи.^етИс 51ее1я 4ог 1Ус1дед з4еат р!ре ]О1п4з. «ВгйХй ХУе1д1пй ЛоигпаЬ, 1962, .X 3.
63. У о и п § е г К. X., В а к е г К. О. Неа! а!4ес4ед хоне с.гаск1п§ 1п \уе1дед
аиз4еп141с з4е.е1з дппп^ кеа! 4геа1теп4. «ВгШзй \Уе1д1пй ЛоигпаЬ, 1961, X 12.
64. 2еуеп К- Ь- «8с11И4 ипд йаГеп», 1963, X 10.
СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
Аустенитные стали и сплавы работают в условиях самых раз-
личных температур, нагрузок и сред. Поэтому и к сварным соеди-
нениям этих сталей и сплавов предъявляются самые разнообраз-
ные требования, в зависимости от назначения сварной конструк-
ции. Получение заданных механических свойств, требуемой жа-
ропрочности, стойкости сварных швов против жидкостной или
газовой коррозии определяется, естественно, прежде всего ком-
позицией шва, его структурой и термической обработкой. Но
очень многое зависит и от технологии и техники сварки.
Ниже, в общей форме, рассматриваются наиболее важные
характеристики свойств сварных соединений аустенитных сталей
и сплавов — кратковременные механические свойства, длитель-
ная прочность и пластичность, коррозионная стойкость и окалино-
стойкость.
1. КРАТКОВРЕМЕННЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
Свойства при комнатной температуре. Сварные швы аустенит-
ных сталей типа 18-8, обладая двухфазной аустенитно-феррит-
ной структурой, даже без термической обработки обычно не усту-
пают основному металлу по показателям прочности или даже пре-
восходят его, но имеют более низкие пластические свойства.
Имеется прямая связь между структурой шва и его механическими
свойствами.
Ферритообразую щ и е элементы, действуя порознь
или совместно, повышают предел текучести и предел прочности
сварного шва и снижают относительное удлинение, относитель-
ное сжатие и ударную вязкость.
Действие ниобия и титана характеризуется данными табл. 37
и 38. Ниобий, как видим, отрицательно влияет на пластические
свойства металла шва (табл. 37). Титан действует не так пнтен-
230
Влияние ниобия на механические
свойства металла шва типа 18-8
при комнатной температуре
Влияние титана на механические
свойства металла шва типа 18-8
при комнатной температуре
| Содержа- ' нис ?чЪ в шве , в % 1 пт | в кГ/мм* 0 в кГ'мм* 1 6 оа ° С Й
Нет 23,9 58,7 73,5 61,4 16,7
Око- ло 0,5 26,5 61,4 59,0 38,6 6,9
Содержа- । , ние Т1 в шве • |“% — я 1 о 1 а в кГ,'мм1 в Й % я ы X * С Й
0,3 24,6 58,8 73,5 61,4 16,7
0,6 25,8 59,4 52,0 36,4 8,2
сивпо, как ниобий (табл. 38). В обоих случаях речь идет о двух-
фазных аустенитно-ферритных швах.
Кремний, алюминий, ванадий, молибден,
вольфрам и другие ферритизаторы, в отличие от фер-
ритокарбидообразователей ниобия и титана, а также циркония
повышают прочность аустенитных швов типа 18-8 без заметного
ущерба для их пластичности в натуральном состоянии, т. е. после
сварки без термической обработки (табл. 39). Апалогичнььм обра-
зом действует и хром в швах стали типа 18-8.
Таблица 39
Механические свойства при комнатной температуре
сварных швов типа 18-8, содержащих ферритизаторы
Концентрация введенного ферритизатора в шов в % °т в кГ/мм2 ств в кГ/мм2 а. в % Ф в % ан в кГ•м/см2
Нет 24,7 59,8 52,0 43,5 13,1
1,551 28,3 65,0 48,7 41,0 —
1,931 33,6 69,2 61,3 62,3 17,9
1,2У 27,4 60,5 65,9 55,6 —
1,9У 40,6 72,5 45,0 55,6 13,9
21,5Сг 30,0 64,4 45,0 48,6 14,1
1,281
1,0У 38,9 67,0 46,7 51,0 12,5
0,8\Ь
Следует отметить, что ферритизирующие примеси, за исключе-
нием ниобия и титана, не оказывают заметного влияния на удар-
ную вязкость металла шва типа 18-8 в натуральном состоянии
при комнатной температуре. Вместе с тем, все ферритизаторы вы-
зывают падение ударной вязкости шва при отрицательных темпе-
ратурах, если шов имеет двухфазное строение у + 6 (см. ниже).
Хром слабо повышает прочность и заметно снижает пластич-
ность сварных швов типа 25-20. Так, например, при увеличении
содержания хрома от 25 до 30% относительное удлинение металла
шва падает вдвое (от 40 до 20%); пределы текучести и прочности
увеличиваются сравнительно мало. На рис. 97 показан образец
Гагарина, вырезанный из шва, содержащего 32% Сг, хрупко
разрушившегося при растяжении. Причиной хрупкости шва
послужила сг-фаза, образовавшаяся в процессе сварки.
Фосфор отрицательно влияет на механические свойства
швов стали типа 25-20, особенно при использовании кислых флю-
Рис. 97. Характер разрушения при растяжении образцов, вырезанных целиком
из металла шва:
а. — горячие трещины, обнаруженные на поверхности образца, разрушившегося с за-
метной пластической деформацией; б — хрупкое разрушение образца, вырезанного из
сигматизированного шва, содержащего 32% Сг при 9% ТЧ1
сов (покрытий). Увеличение содержания фосфора от 0,015—0,018%
до 0,035%, при использовании электродов с кислым покрытием,
приводит к снижению относительного удлинения металла шва
от 40 до 20%. При сварке основными электродами такое же резкое
снижение пластичности шва наступает при значительно большем
содержании фосфора — 0,050% 125]. Аналогично фосфору в швах
25-20 действует и кремний. В швах типа 18-8 кремний способст-
вует образованию феррита, поэтому он упрочняет металл шва.
В швах 25-20 кремний, как уже указывалось, вызывает макро-
и микротрещипы, вследствие чего прочность и пластичность швов
падает. Так же действует и фосфор. Для оценки совместного дей-
ствия фосфора и кремния в швах стали типа 25-20 можно поль-
зоваться эмпирической формулой
Ра = Р + 0,04 (51 — 0,25%), (29)
где Рл — эквивалентное содержание фосфора;
Р, 51 — фактические концентрации фосфора и кремния в шве
стали типа 25-20.
Если Р, в шве увеличить от 0,025 до 0,050%, относительное
удлинение уменьшается в 4 раза (от 40 до 10%). Одновременно,
вследствие появления микротрещии, снижается предел прочности
почти в 2 раза — от 64 до 33 кГ/мм?. В швах стали типа 18-8
фосфор действует не так, как в высокопикелевых швах. Здесь
оп не вызывает трещин, растворяясь преимущественно в феррите;
возможно, проявляется принадлежность фосфора к числу ферри-
тизаторов. По данным автора [12] фосфор повышает прочность
сварных швов типа 18-8 без заметного ущерба для их пластич-
ности (табл. 40).
Таблица 40
Влияние фосфора на механические свойства
и жаропрочность металла аустенитного сварного шва
(многослойная сварка проволокой Св-06Х19Н9Т под флюсом ЛНФ-5)
ГС К и ап. о О X О ж 0,006 0,020 0,037 0.097 0,125 0,209 Кратковременные свойства при 600° С Время в ч до раз- рушения при 600° С и 30 кГ/мм2 7—18 0.5—1 7—45 125 111 (снят с испыта- ний) 104—255
<ТТ в к.Г/мм2 в кГ/мм2 6, В % Ф в %
17,3—18,7 40,8-42,7 41.7 47,1-48,4 29,1-32,3 31.8 30,1 -32,3 "31,3 51,0—57,8 56,1 41.2-51,0
18,2 19,4-20,8
20,1 47,8 46,5
Примечания: 1. Содержание остальных элементов в металле шва составляет около 0,07% С; 0,65% 51; 0,80% Мп; 18,8% Сг; 10,4% К1; 0,42% ТЬ 2. Здесь и во всех последующих таблицах в числителе — минимальные и максимальные, в знаменателе — средние для 3—5 образцов показатели механи- ческих свойств.
Вольфрам, как и другие ферритизаторы, упрочняет
металл шва. Он, а также ванадий, оказывают благоприятное
влияние на механические свойства сварных швов стали типа 25-20;
прочность их повышается без ущерба для пластичности (табл. 41).
Молибден оказывает положительное влияние па механи-
ческие свойства сварных швов аустенитных сталей, повышая
одновременно их прочность и пластичность. Однако при введении
больших количеств молибдена через электродное покрытие
(15—20%) пластические свойства металла шва резко снижаются
(табл. 42) [5]. При легировании шва молибденом через проволоку
снижение пластичности менее значительно.
Совместное легирование большими количествами молибдена
и вольфрама (более 3—5% каждого) может привести к падению
Влияние вольфрама и ванадия на механические свойства
металла шва типа 25-20 при комнатной температуре
I
Химический состав металла шва в % I Механические свойства металла шва
С 51 Мп Сг хи 1 ТУ 1 V в кГ/мм1 «в в к! /мм2 6, в % ф в %
0,19 0,48 4,0 24,5 17,5 31,8 58,2 49,0 57,8
0,20 0,37 4,0 25,0 17,0 1,0 — 31,8 59,4 54,3 59,9
0,20 0,19 6,0 24,0 15,8 2,0 — 47,7 76,0 42,0 43,5
0,19 0,47 4,8 25,1 18,4 —• 0,93 37,4 68,5 53,3 51,0
пластических свойств, особенно ударной вязкости, вследствие
образования фазы Лавеса (интерметаллидов типа Ее2Мо, Ее2\Х^
и др., табл. 43, 44).
Аустенитизаторы способствуют повышению пласти-
ческих свойств сварных швов, если их введение в шов не сопро-
вождается появлением горячих трещин. Например, в шве на стали
типа 18-8 увеличение концентрации никеля от 8 до 11% может
привести к снижению пластичности, вследствие образования
микротрещин. Однако такое же увеличение содержания и и -
к е л я при наличии в шве 20—25% Сг не отразится отрицательно
на механических свойствах шва. Более того, оно может повлечь
за собой повышение ударной вязкости металла шва. Марганец,
в связи с его способностью связывать серу и препятствовать горя-
челомкости швов, заметно повышает их пластичность и ударную
вязкость.
Медь практически не влияет на механические свойства швов
при комнатной температуре. По мнению некоторых исследовате-
лей медь, будучи аустенитизатором, ослабляет сигматизацию
и охрупчивание аустенитно-ферритных швов при высоких темпе-
ратурах. Однако, новейшие исследования показали, что медь не
оказывает влияния на скорость и интенсивность сигматизации
швов типа 18-8 с кремнием и ниобием, но, по-видимому, способ-
ствует охрупчиванию швов стали типа 25-20. Повышение содер-
жания меди в швах стали типа Х23Н23МЗ делает их чувствитель-
ными к перегреву: вследствие выпадения медистой избыточной
фазы по границам зерен пластические свойства падают. Анало-
гичное явление обнаружил Ю. И. Казеинов в швах стали
Х18Н28МЗДЗБ.
Действие у.г л е р о д а на механические свойства сварных
швов аустенитных сталей связано с его влиянием на микрострук-
туру.
234
Влияние молибдена на механические свойства аустенитного шва при комнатной температуре
(сплав типа Х20Н80)
Наплавленный металл Марка электродов Содержание молибдена в наплавлен- ном металле в % пт в кГ/ммг аз в кГ/ммг В % ан В кГ->л1с>Лг
Х20Н80Т ЦЧМ-2 36,7 39,2 — —
28,3—29,3 61,5—66,0 37,7-43,2 16,0—18,8
Х20Н80Т * — 28,8 63,8 40,5 17,4
59—66 20—25 12—18
Х20Н80Т + Мо ИМЕТ-4 10 — ”62,5“ 22,5 15
73,1—75,3 5,2—8,6
Х20Н80Т + Мо ИМЕТ-4П 23—25 — 74,2 6,9
* Данные относятся к металлу электрошлакового шва на сплаве ЭИ435 сечением Г25Х125 мм, выполненного пластин-
чатым электродом из этого же егт лава под флюсом АНФ-1
** Величина ударной вязкости взята из паспорта на электроды ИМЕТ-4П.
Таблица 43
Совместное влияние молибдена и вольфрама на механические свойства металла аустенитного шва
типа Х15Н35
Наплавленный металл । Содержание элементов в % | Темпера- Рт в кГ[мм* в кГ/мм" в % Ф в %
1 IV 1 Мо Т> .тура испы- |таиий в °С
Х15Н35Г7В5Т 5.36 0,73 I 20 33.3-34,7 34,0 14,8—16,9 60,2—62,9 61,6 25,6-28,3 19,0—19,7 19,4 11,8—17,3 57,8—62,3 60,1 45,9—58,5
Х15Н35Г7В7МЗТ 7,62 3,2 0,75 | 800 < 20 800 15,9 35,7—36,1 27,0 70,6-73,2 14,6 15,0-17,7 49 9 36,0-36,0
35,9 24,4—25,2 71,9 31,8—33,7 16,4 11,2-12,3 36,0 31,0—38,6
24.8 32,8 11,8 34,8
Примечание. Производилась сварка сплава ЭИ725 (ХН35ВТР) толщиной 20 мм под флюсом АНФ-17 проволоками
Х15Н35Г7В5Т и X 15 Н35Г7 В7МЗТ (ЭП235); термическая обработка 1130“ С — 2 ч, воздух-}- 800° С — 10 ч, охлаждение на воздухе.
235
Влияние раздельного и совместного легирования швов типа
Х15Н25 и Х15Н35 вольфрамом и молибденом
на ударную вязкость в зависимости от термической обработки
Группа опы- : та 1 Тип наплавленного металла Легирование Режим термической обработки * о") С % в кГ-м/с.и-
I Х15Н25Г7В5МЗ XV, Мо 11ет (после сварки) 20 9,4
Х15Н25Г7М7 Мо То же 20 12,2
11 Х15Н25Г7В5МЗ XV, Мо 1110° С — 1 ч 20 мин - -1-670° С—12 ч- 1-790° С—12 ч 20 3,0
Х15Н25Г7М7 Мо То же 20 4,5
111 X15Н35Г7В7МЗТ XV, Мо 1130"С 2 ч 20 800 7,8 6,0
X 15Н35Г7М9Т Мо То же 20 800 19,3 15,0
IV X15Н35Г7В7МЗТ XV, Мо 1130° С- 2 ч -|-800° С- 10 ч 20 800 6,0 5,5
Х15Н35Г7М9Т Мо То же 20 800 9,0 7,8
V Х15Н35Г7В7МЗТ XV, Мо 1130" С—-2 ч | 1-800" С—100 ч 20 800 1,75 1,85
X15Н35Г7М9Т Мо То же 20 800 3.0 2,6
VI Х15Н35Г7В7МЗТ XV, Мо ИЗО" С,—2 ч-| 1-800° С—500 ч 20 800 1,8 1,5
Х15Н35Г7М9Т Мо То же 20 800 1,85 2,0
VII X15Н35Г7В7МЗТ XV, Мо 1130" С- 2 ч 800° С- 5000’ ч 20 800 1,0 1,85
Х15Н35Г7МЗТ Мо То же 20 800 1,0 1,5
* После аустенитизации, старения образца охлаждались на воздухе.
В сварных швах типа 25-20, как указывалось выше, увеличе-
ние содержания углерода при неизменном содержании кремния
приводит к устранению горячих трещин и тем самым способствует
повышению прочности и пластичности металла шва. Судя по ли-
тературным данным, в ручных швах стали типа 15-35 увеличение
содержания углерода от 0,05 до 0,20% при 0,4—0,6% 81 повышает
относительное удлинение в 2 раза (от 18 до 38%), а предел проч-
ности от 47 до 58 кГ/мм2. Дальнейшее повышение концентрации
углерода, например от 0,20 до 0,30%, приводит к появлению
первичных карбидов и вызывает увеличение предела прочности
до 72 кГ/мм2 и одновременно снижение относительного удлине-
ния до 20—25%.
Положительное действие повышения содержания углерода на
механические свойства аустенитных швов стали типа 25-20, вы-
полненных автоматической сваркой под флюсом, показано
в табл. 45 при сопоставлении швов № 1 и 3. Данные, касающиеся
швов Хе 1 и 2, указывают па отрицательное действие кремния.
При повышении содержания углерода в швах 25-20 до 0,25 - 0,30%
ударная вязкость металла шва в натуральном состоянии достигает
20—26 кГ-м/см2. Однако даже кратковременный нагрев таких швов
при 700—900° С приводит к резкому падению ударной вязкости
ввиду обильного образования вторичных карбидов на границах
зерен. Так*, двухчасовой нагрев при 800° С вызывает снижение
ударной вязкости от 24,9 до 7,6 кГ-м!см2.
Таблица 45
Влияние углерода и кремния на механические свойства
металла шва типа 25-20 при комнатной температуре
Содержание в металле шва в % в кГ/им- % в кГ[ в % ф в % Наличие над- рывов на по- верхности образцов Гагарина после испы- тания
С 5я
0,06 0,31 51,3 21,3 26,4 Есть
0,07 0,73 31,8 49,0 19,0 30,6 »
0,15 1 0,30 61,4 38,3 43,5 11ет
В швах типа 18-8 содержание углерода редко бывает таким
высоким, чтобы появились первичные карбиды. Здесь действие
углерода па механические свойства может проявиться в охрупчи-
вании металла шва, вследствие выпадения вторичных карбидов
по границам зерен аустенита. Шов типа 18-8 с повышением содер-
жания углерода (около 0,17%) был сварен в условиях замедлен-
ного охлаждения — сталь была предварительно подогрета до
400° С, а сварка производилась на флюсовой подушке. В резуль-
тате воздействия критических температур, в шве выпала избы-
точная фаза, состоящая из карбидов хрома и вторичного феррита,
и пластические свойства шва снизились. После закалки на аусте-
нит пюв снова приобрел пластичность. Ниже показано влияние
карбидов на ударную вязкость металла шва в кГ-м/см2 при тем-
пературе в ° С.
Структурное состояние металла шва —4(1 +20 |
Аустенит + карбиды (натураль- ное состояние после сварки) . . . Аустенит (аустенитизация) . , . 3,8 13,4 5,3 14,0 ।
Установлено, что характер микроструктуры шва под надре-
зом оказывает большое влияние на показатели ударной вязкости.
Испытуемое сечение может обладать резко отличающимися
показателями ударной вязкости, в зависимости от того, какова
микроструктура металла шва под надрезом образца.
Автором, совместно с Ю. Б. Милевским, были проведены испы-
тания на ударный изгиб сварных образцов из стали типа 25-20,
подвергшихся сигматизации. В одной серии образцов был сделан
надрез до длительного нагрева. Здесь в участках под надрезом,
где металл шва был наклепан резцом, образовалось большее
количество ст-фазы, чем в тех образцах, где надрез был нанесен
после старения, и металл шва не подвергся наклепу. Образцы,
где надрез был сделан до старения, обладают на 15—20% меньшей
ударной вязкостью, чем параллельно состаренные образцы, но
надрезанные после сигматизации.
Бор оказывает заметное влияние на кратковременные ме-
ханические свойства аустенитных швов, повышая показатели
прочности, но снижая при этом ударную вязкость (табл. 46).
Таблица 46
Влияние бора на механические свойства аустенитных
сварных швов при комнатной температуре
(без термической обработки)
Тип металла шва Содержа- ние В в шве в % % в кГ/лл12 1 в «/'/.«ж2 . о О'- • о «'• X СЗ
1Х18Н10Б* 38,4 63,8 42,3 53,3 12,3
1X 18Н10БР1 0,30 45,9 63,6 13,3 16,0 4,2
Х15Н35В7Г7МЗТ 24,2 55,9 43,0 58,3 13,8
Х15Н35В7Г7МЗТР1 0,32 26,8 61,2 23,2 30,5 5,5
* Но данным Б. И. Лазарева (ЦПИИТМАШ). «Сварочное производство»,
1958, № 5, стр. 8—11.
Установлено, что кальций значительно снижает пластич-
ность никелевых сплавов 17 ].
Аустенитные и аустенитно-ферритные сварные швы в нату-
ральном состоянии обладают практически одинаковыми механи-
ческими свойствами, определяемыми при испытании на растяже-
ние. Однако по ударной вязкости однофазные аустенитные швы
в 1,5—2 раза превосходят швы с двухфазной аустенитно-феррит-
ной структурой. Они, в ряде случаев, несмотря на литую струк-
туру, практически не уступают по этому показателю основному
деформированному металлу.
Известно, что с увеличением сечения однопроходных швов
на углеродистых и низколегированных сталях ударная вязкость
их заметно снижается и усиливается анизотропия металла шва •—
ударная вязкость вдоль и поперек столбчатых кристаллов, вдоль
и поперек шва. Аустенитно-ферритные сварные швы свободны
от этого недостатка. В табл. 47 для сравнения приведены резуль
тэты испытаний на растяжение и ударный изгиб швов, сваренных
в один проход на стали 1Х18Н10Т толщиной 10—50 мм. Хими-
ческий состав швов практически одинаков.
Таблица 47
Механические свойства однопроходных сварных швов стали
1Х18Н10Т
Толщина стали в мм стт в кГ/мм- в к-1 /мм2 6,-, в % ф в % ан в кГ-м/см2 Угол загиба поперечного образца в град
10—12 24,7 59,8 52,0 53,5 12,5—14,8 180
20—25 24,6 58,8 73,5 61,4 15,7—17,8 180
30 24,7 62,2 50,0 41,2 13,5-17,4 180
40 28,3 63,7 50,0 45,9 12,0—13,5 —
50 24,8 67,2 37,7 38,6 18,4—18,6 —
Видно, что шов большего сечения не только не уступает шву
меньшего сечения по величине ударной вязкости, но даже пре-
восходит его.
Из однопроходного двухфазного шва большого сечения на
стали 1Х18Н10Т толщиной 50 мм для испытаний на удар были
вырезаны образцы вдоль и поперек продольной оси шва. Резуль-
таты испытаний, приведенные в табл. 48, свидетельствуют об от-
сутствии анизотропии: ударная вязкость и вдоль и поперек шва
одна и та же. Отсутствие анизотропии связано с наличием дез-
ориентированной структуры. Приведенные там же для сравнения
данные показывают, насколько велика анизотропия в сварном шве
малоуглеродистой стали Ст. 3: ударная вязкость образцов,выре-
занных вдоль шва, почти в 2 раза ниже, чем поперек шва. Вместе
239
Ударная вязкость автоматных однопроходных швов большого сечения
Сталь Толщина стали в лы* ан в кГ-м/см* образцов, вырезай иых
вдоль шва поперек шва
Аустенитная хромоникеле- титановая 1Х18Н10Т .... 50 17,6—18,9 18,4—18,6
Феррито-перлитная углеродистая МСт. 3 мало- 40 5,1--7,7 10,5—11,4
с тем, как показали японские [30, 36] и советские исследователи
(см. табл. 53 и [2 ]), в однофазных аустенитных с четко выраженной
направленной структурой обнаруживается весьма заметная ани-
зотропия ударной вязкости и относительного удлинения. На попе-
речных образцах относительное удлинение значительно ниже, чем
на продольных (табл. 49).
Таблица 49
Анизотропность механических свойств многопроходных
однофазных аустенитных сварных швов типа Х22Н15
(ручная электродуговая сварка)
(по данным В. С. Аристова)
Дуга 11 апря- жепие дуги в в Содержание азота в на- плавленном металле в % Направление вырезки образцов ав в кГ/мм2 в6 в %
Корот- кая 22—25 0,026—0,028 Вдоль шва Поперек шва По высоте шва 51,5—52,0 47,4-53,0 50,0 28,0—36,5 16,7—17,8 30,0
Длин- ная 34 -37 0,140—0,160 Вдоль шва Поперек шва По высоте шва 46,0—56,0 41,0—58,0 60.5 11,7—25,2 2.0—12,3 32,0
Многопроходные сварные швы хромоникелевых сталей, как
и однопроходные, обладают высокими механическими свойствами.
Причем обеспечение равнопрочности сварного соединения, как,
впрочем, и при однопроходной сварке, не требует принятия осо-
бых мер (имеется в виду, что возможность появления трещин в шве
исключена). В табл. 50 приведены данные о механических свой-
ствах многопроходных сварных швов стали 1Х18Н10Т толщиной
70 мм, свидетельствующие об их изотропности [14]. Схема вы-
резки образцов приведена на рис. 98. Сварка производилась под
флюсом АН-26.
Если в проволоке чрезмерно много феррита, в нижних слоях
многопроходного шва возможно образование а-фазы в процессе
сварки и снижение пластичности, что может привести к разруше-
нию шва при сварке жесткого соединения. Поэтому желательно
накладывать внутренние и внешние валики многопроходных швов
электродами разного состава и с различным количеством феррита.
/
Рис. 98. Схема вырезки
кого шва на
образцов из многопроходного аустенитно-феррит-
стали 1Х18Н10Т толщиной 70—90 мм-.
I, II, III — тип образца
Данные о механических свойствах сварных швов сплава
ЭИ433Б приведены в табл. 51.
Материалы, приведенные в настоящем разделе, свидетельствуют
о том, что сварные швы аустенитных сталей, выполненные в соот-
ветствии с основными правилами сварки этих сталей, независимо
Таблица 50
Влияние направления вырезки образцов на механические свойства
и ударную вязкость металла аустенитно-ферритного шва
Тип образца (см. рис. 98) Термическая обработка н-1 ! п в кГ/мм2 в % * ЪКЭ/К' ]У1 3
1 Без аустенитизации С аустенитизацией Без аустенитизации С аустенитизацией Без аустенитизации С «.этоппТО.этч.оЯ 34,7—40,9 59,3—63,6 37,7-55,7 48,6- 69,8 5,1-10,6
37,7 27,9—28,3 62,1 59,7- 62,5 44,4 50,0-68,7 60,0 64,0—71,6 8,0 12,9- 21,2
11 28,2 33,2—36,4 60,9 62,9—66,1 59,9 52,3—55,7 68,3 53,3—64,0 14,0 6,8 -15,5
ОХ 4 26,9 -29,0 64,5 63,9—65,0 53,7 59,7- 89,0 58,2 57,8 -66,0 10,9 14,2 -21,2
П1 28,0 32,2—34,3 64,5 60,8—61,2 74,3 50,0 -57,3 61,9 53,3-57,8 17,6 4,8 8,3
32,8 26,9—26,9 60,9 57,3—59,4 54,1 56,0—63,6 55,7 66,0 -69,8 6,8 15,3—18,2
Примечание. Ист ратуре —70° С. 26,9 1ытания на 58,4 59,7 ударный изгиб произв 68,5 лдились пр 16,5 и темпе-
16 Б. И. Медовар 1023
241
242
Кратковременные механические свойства при температуре 20° С швов и сварных соединений
жаропрочного сплава ЭИ437Б
Материал и его толщина Марка сварочной проволоки Вид сварки Испытуемые образцы ат в кГ/мм2 ав в кГ/мм* В %
ЭИ437Б, лист 12 мм ЭИ437А, диа- .метр 1,8 мм Под флюсом АНФ-5 Металл шва 65—68 66,5 78,8—80,5 79,“ 5,9-5,9 5,9
ЭИ437Б, поковки 100X100 мм ЭИ437Б, пла- стина ЮХ 100 мм Электрошлако- вая под флюсом АНФ-7 Металл шва 58,7 76,2 18,0
Сварное соеди- нение — 80,0 17,4
Основной ме- талл 66,3—6^8 ”67,1 77,2—91,9 84,6 10,3-16,3 13,3
Нимоник 80А, лист 0,9 мм Нимоник 80А Аргоно-дуговая вольфрамовым электродом Сварное соеди- нение — 82,2 27,0
— Основной ме- талл — 87,3 45,0
Нимоник 80А, лист 1,6 мм Нимоник 80А Аргоно-дуговая вольфрамовым электродом Сварное соеди- нение 85,5 9,0
— Основной ме- талл — 101,9 26,0 |
Примечание. Термическая обработка для сплава ЭИ437Б: 1080° С 2 ч, воздух | 700° С 16 ч, воздух; сплав
нимоник 80А испытывался без термической обработки.
от того, обладают ли они аустенитной или аустенитно-ферритной
структурой, отличаются высокими показателями прочности
и пластичности. Изменения условий сварки (режима и скорости
сварки, направления и условий теплоотвода), если только они не
вызывают появления горячих трещин, обычно не оказывают отри-
цательного влияния на механические свойства сварных швов.
Однако в некоторых случаях колебания режима сварки и пре-
жде всего недопустимо большое увеличение длины дуги при руч-
ной сварке может привести к резкому снижению пластических
свойств металла шва. При рассмотрении влияния азота па струк-
туру сварных швов это обстоятельство уже отмечалось. С точки
Рис. 99. Горячие трещины в многопроходном аустенитном
шве, обнаруженные при испытаниях изгибом на ребро (а)
и по обычной методике (б)
зрения стабильности механических свойств металла шва все виды
механизированной сварки, обеспечивая постоянство сварочного
режима, несомненно заслуживают предпочтения перед ручной
сваркой.
Отметим, что по внешнему виду растянутой поверхности шва
(на образцах Гагарина или на загибных образцах) можно судить
о его микроструктуре. Рельефная поверхность с крупными вы-
пуклыми волокнами свидетельствует о крупнокристаллическом
аустенитном строении шва. Образцы Гагарина, вырезанные из
аустенитного шва, обычно вытягиваются, не образуя шейки. Вы-
сокие показатели относительно сужения достигаются не умень-
шением сечения образца в месте разрушения, а большой вытяж-
кой. Для аустенитно-ферритных швов, ввиду более тонкой струк-
туры, характерно отсутствие рельефа на растянутой поверхности
и наличие шейки на образцах Гагарина.
При наличии горячих микротрещин в шве они могут быть об-
наружены на поверхности гагаринского образца или на растя-
нутой части загибного образца (см. рис. 97, а). Образцы с много-
слойными швами следует изгибать па ребро, при этом независимо
от места расположения трещин они хорошо выявляются (рис. 99).
В тех случаях, когда металл шва поражен горячими микро-
трещинами, это может повлиять на показатели пределов теку-
16* 243
чести и прочности, а также относительного сужения. Однако на-
личие микротрещин наиболее резко сказывается па относитель-
ном удлинении, снижая его от 60—70% до 10—15% и ниже
(табл. 52).
Таблица 52
Влияние микротрещин на механические свойства металла шва
Тип шва Микроструктура металла шва Н аличие МИКрО’ трещин в шве I % в кГ/мм- <о О И . о 0х- А I % я сП I 1
19-9 Аустенит Аустенит феррит Есть Нет 38,0 44,9 50,0 65,0 13,0 33,0 27,8 32,9
19-9 с. ниобием Аустенит Аустенит Н- феррит Есть Нет 43,8 34,3 65,5 7,0 40,0 8,9 50,0
25-20 Аустенит Аустенит+ мелкодис- персные первичные карбиды Есть 11ет 35,4 35,4 48,5 67,2 18,3 51,7 24,9 59,9 1
Если горячие трещины очень малы, они могут и не выйти на по-
верхность образца, но, тем нс менее, сказываются на показате-
лях удлинения. На этом основании иногда предлагают оценивать
качество аустенитных электродов по результатам испытаний на
растяжение цилиндрических образцов, вырезанных целиком из
наплавленного металла. Если относительное удлинение превы-
шает 30,0%, электроды считаются пригодными. Если же отно-
сительное удлинение не достигает 25%, электроды бракуются,
как нс обеспечивающие отсутствие горячих трещин в металле
шва.
Сварные швы аустенитных сталей и сплавов, в отличие от
обычных швов, подвержены самонаклену.
В самом начале книги подчеркивалось, что аустенитные стали
удивительно легко наклепываются, т. е. упрочняются в резуль-
тате пластической деформации. Ф. И. Пашуканис впервые обра-
тил внимание на то, что при сварке в условиях жесткого закре-
пления аустенитные швы под действием усадочных напряжений
могут весьма заметно наклепываться. Это явление в равной степени
обнаруживается и на однофазных, и на двухфазных швах. Сперва
его заметили на ручных швах.
Ниже приведены данные о влиянии жесткости соединения на
механические свойства металла шва, выполненного аустенит-
ными электродами ЦТ-7 (данные ЦНИИТМАШ).
Условия сварки | в к! /мм~ Од в к.1 /мм2 «а В % ; ’|’ в %
Обычные, без жестко- го закрепления .... Сварка жесткого 38,5 60,5 40,0 50,0
узла 52,7 66,9 27,4 49,2
Автор, совместно с Л. Г. Пузриным и В. Ф. Кошевым, прове-
рил способность швов к самонаклепу при многопроходной сварке
толстолистовой (70—90 мм) аустенитной стали 1Х18Н10Т, пред-
назначенной для длительной работы при высоких температурах.
Результаты опытов по сварке свободно деформирующихся и жест-
козакреплеиных образцов приведены в табл. 53 [14].
Таблица 53
Влияние самонаклепа металла швов, сваренных в условиях
жесткого закрепления, на его механические свойства
Проволока Флюс Наличие жесткого закреп - лепия кромок Механические свойства металла шва Содержа- — ние фер- ~ | рита в %
пг в кГ/мм2 в к1 /мм2 6. в % ф в % 38,6— 41.2 39,9
СВ-01Х19Н9 ЭИ649 (05Х21Н9ФБС) АН-26 Нет 34,7—36,6 33,? 61,2—63,7 62,5 51,7-34,7 53/2
Есть 34,8—37,3 36,1 58,0—63,7 60,9“ 29,0—46,0 38.0 27,8—36,0 31,9 16
АН-26 Нет 47,4—48,5 47,9 73,1—74,3 73.8 31,0—13,0 39,9 ЗОД^В.б 42,6 22--25
Есть 53,0—58,4 56,0 73,5 -77,5 75,1 18,3—25,0 22,1 22,0—30,6 26,8 >30
Как видим, в обоих случаях, т. е. и при ручной, и при автома-
тической сварке, в условиях затрудненной усадки, металл шва
самопаклепывается: предел текучести заметно увеличивается,
пластические свойства резко снижаются, предел прочности не-
много возрастает. Швы, сваренные проволокой ЭИ649, самонакле-
пываются сильнее, чем швы, выполненные проволокой Св-04Х19Н9.
Общий вид образцов, сваренных в условиях свободной деформации
и жесткого закрепления, показан на рис. 100.
Самонаклеп может наблюдаться и при однопроходной сварке
в условиях повышенной концентрации сварочного нагрева,
Можно полагать, что свойственная сварным соединениям, выпол-
ненным электроннолучевой сваркой, повышенная прочность яв-
ляется следствием затрудненной усадки шва и его самонаклепа.
Самонаклеп может повышать жаропрочность сварных соедине-
ний аустенитных сталей ([18] и табл. 71).
Свойства при низкой температуре. Швы, работающие при отри-
цательных температурах, должны обладать высокой ударной вяз-
костью. Именно вследствие того, что аустенитные стали сохра-
Рис. 100. Сварка толстолистовой аустенитной стали 1Х18Н10Т в условиях свобод-
ной деформации (а) и жесткого закрепления (б)
няют удивительно высокую ударную вязкость при самых низких
температурах (табл. 54), их и применяют в условиях глубокого
холода. Между тем, как указывалось выше, по этому показателю
сварные швы, особенно аустепитно-ферритные, уступают стали
даже при комнатной температуре. По всем другим показателям
механических свойств в условиях глубокого холода швы ни-
сколько не уступают стали (табл. 54).
Таблица 54
Механические свойства стали 1Х18Н10Т и аустенитно-
ферритного сварного шва при ; 20 и - 196° С
Материал Темпера- тура ис- пытаний в °С °т в к[ /мм2 % в к!'/мм2 б, в % Ф в % ан в кГ-м/см2
Сталь Шов - 20 31,0 25,9 54,7 59,0 58,3 57,9 65,0 50,9 28,5 13,1
Сталь Шов — 196 42,4 85,4 136,1 136,0 34,4 30,0 19,0 16,0 23,5 6,9
Приме 17,5 Сг; 9,4 Ы1 0,12 Т1. ч я н и о. Химический состав стали (в %): 0,10 С; 0,5 51; ; 0,57 Т1, и шва (в %): 0,10 С; 0,53 51; 0,47 Мп; 17,5 Сг; 1,0 Мп; 8,5 М;
Как видно из табл. 54, ударная вязкость стали при снижении
температуры от 4-20 до —196° С почти не изменилась. В то же
время ударная вязкость шва снизилась почти вдвое.
Аустенитизация сварного шва при нагреве и закалке при 1100—
1200° С позволяет повысить его ударную вязкость при комнатной
температуре до 18-—20 кГ-м/см2. Высокая ударная вязкость,
сообщенная закалкой, сохраняется до низких температур ввиду
стабильности аустенитной структуры.
В табл. 55 для сравнения приведены показатели ударной вяз-
кости сварных швов различных сталей, имеющих в натураль-
ном состоянии после сварки однофазную и двухфазную структуру.
Двухфазные швы отличаются пониженной ударной вязкостью
в условиях глубокого холода. В то же время сварные швы ста-
бильноаустенитных сталей Х23Н18 и Х23Н23МЗДЗ обладают
высокой ударной вязкостью при отрицательных температурах.
Т. М. Слуцкая, Ю. Н. Готальский и И. В. Новиков [191 пока-
зали, что сварные швы, выполненные проволоками, содержащими
титан 1Х18Н9Т, Х20Н10Г6Т (ЭИ613), непригодны для работы
в условиях глубокого холода. Они обладают очень низкой ударной
вязкостью, которую не удается заметно повысить даже закалкой.
При —183° С ударная вязкость шва составляет 2,0 (без терми-
ческой обработки) и 6,7 кГ-м/см2 (после закалки от 1100° С).
Причиной того что закалка в данном случае не помогла, является,
ио нашему мнению, высокое содержание феррита в шве. В гл. III
указывалось, что для аустенитизации таких швов нужно повышать
температуру нагрева до 1200° С и увеличивать время выдержки.
В работе [19] показано также, что аустенитные однофазные швы,
сваренные проволоками из стали типа Х20Н15 и Х20Н14Г6,
обладают при 4-20° С ударной вязкостью 30,7 и 33,8 кГ-м/см2
соответственно, а при —183° С— 19,7 и 23,4 кГ-м!см2.
При содержании в шве 18% Сг и 8% Г\Ч без закалки не удается
стабильно получить при —183 или —196° С (температуры кипе-
Т абмца 55
Влияние структуры шва и температуры испытаний на ударную вязкость
Химический состав металла шва в %
Марка стали
в кГ - м}см*
при темпера-
туре в °С
с 5! Мп Сг КП Т1 хь Мо Си О 2 — 196
1Х18Н10Т 0,08 0,57 0,44 17,6 10,8 0,16 — - А |-Ф 12,3 4,7
Х18Н12МЗТ 0,07 1,44 0,78 19,3 Н,4 0,29 0,83 1,50 — Л 4 Ф 8,1 3,2
Х23Н18 0,15 0,22 1,5 25,5 18,9 — — — А 18,2 16,0
Х23Н23МЗДЗ 0,07 1,03 0,41 24,5 23,3 - 3,06 3,16 Л 20,6 17,0
Л — аустенит; Ф — феррит.
ния жидких кислорода и азота) ударную вязкость бо-
лее 6—7 кГ-м/см1. Поэтому приходится применять для сварки
стали типа 18-8, работающей в глубоком холоде, проволоки с бо-
лее высоким содержанием аустенитизаторов никеля и марганца.
Хорошие результаты дает использование проволоки из стали
типа Х16Н26М6 (ЭИ395). Отличной ударной вязкостью при низ-
ких температурах обладают сварные швы неупрочненных высоко-
никелевых сплавов типа Х15Н40, Х15Н60, Х20Н80 и др. Очень
важное значение для показателей ударной вязкости при низких
температурах имеет стабильность аустенита. Наилучшие, резуль-
таты получаются при сверхнизком содержании углерода и отсут-
ствии, благодаря этому, в шве вторичных карбидов. За рубежом,
например, рекомендуют для работы в жидком водороде применять
сверхнизкоуглеродистую (до 0,020% С) сталь типа 00Х20Н15
128]. Чем меньше неметаллических включений в металле шва, тем
выше его ударная вязкость при низких температурах [28].
Свойства при высоких температурах. Сварные швы аустенит-
ных сталей без всякой термической обработки обладают при-
емлемыми кратковременными механическими свойствами при вы-
соких температурах. Как уже отмечалось, длительное воздействие
температур в интервале 350—875° С, вызывая структурные пре-
вращения в металле шва, может отразиться на его прочностных
и пластических свойствах, о чем подробнее будет сказано ниже.
Результаты кратковременных испытаний на растяжение образцов
Гагарина, целиком вырезанных из шва, приведены в табл. 56.
Швы стали 1Х18Н10Т, выполненные проволокой марки ЭИ606,
отличаются от швов, сваренных проволокой Св-04Х19Н9, нали-
чием около 1,0% V. При сварке стали Х18Н11Б проволокой
марки ЭИ606 шов содержит 0,92% V и 0,92% МЬ при 19,2% Сг.
Эти данные свидетельствуют о том, что ниобий и ванадий зна-
чительно повышают кратковременную прочность сварных швов
при высоких температурах без заметного ущерба для их пластич-
ности. Если с точки зрения механических свойств при комнатной
температуре ниобий нельзя признать желательной примесью в ме-
талле шва (см. табл. 37), то для швов, предназначенных для ра-
боты при высоких температурах, ниобий —элемент весьма нуж-
ный.
Аналогично ниобию действуют молибден, вольфрам
и вана ди й, повышая длительную прочность швов при высоких
температурах.
Наибольший эффект упрочнения металла аустенитного шва
достигается при комплексном легировании его несколькими эле-
ментами, например ванадием, ниобием и молибденом или молиб-
деном, вольфрамом и ванадием и т. д. Причем это упрочнение до-
стигается не только за счет появления ферритной составляющей,
но и вследствие повышения прочности аустенитной основы шва.
Упрочнение металла шва, обусловленное многокомпонентным
248
Влияние температуры испытаний на кратковременные
механические свойства сварных швов типа 18-8
Л
м 04
Марка стали Марка проволоки и,
с 3,, СЗ в «с й к
3!
Н к а Ь О «О О
1Х18Н9Т СВ-04Х19Н9 26,5 57,6 60,0 69,9 13,2
1Х18Н9Т 0Х18Н9ФЗС
(ЭИ606) -1-20 35,4 64,6 52,2 69,0 12,4
X 181111 Б 0Х18Н9ФЗС
(ЭИ606) 40,7 69,0 46,2 52,1 12,5
1Х18И9Т Си-04Х 19Н9 14,1 41,0 43,3 59,9
1X18Н9 Т ЭИ 606 500 24,0 49,5 36,0 36,0 —
X 18Ш1Б ЭИ606 26,5 54,5 33,3 30,6 -
1Х18Н9Т Св-04Х19П9 16,0 37,5 33,8 48,6 14,5
1Х18Н9Т ЭИ606 650 21,2 48,4 32,4 51,0 12,8
Х181П1Б ЭИ606 24,7 50,5 31,4 48,6 14,9
1Х18Н9Т Св-04Х 19119 12,4 20,2 28,5 48,6
1Х18Н9Т ЭИ606 750 16,6 31,8 24,1 30,6
Х18Н11Б ЭИ606 21,2 34,6 18,5 34,9 —
IX18119Т Св-04Х19Н9 10,6 13,0 19,7 49,9
1Х18Н9Т ЭИ606 850 14,1 20,5 11,2 22,0
Х18Н11Б ЭИ606 18,4 25,2 11,2 16,0
легированием, проявляется тем сильнее, чем выше температура
его эксплуатации.
И. И. Корнилов [9] на примере твердых растворов никеля
убедительно показал, как эффективно влияет сложное легирование
на жаропрочность сплавов (табл. 57). Если трех компонентное
легирование позволило повысить прочность сплава при 700—
900° С в 7—10 раз, то увеличение числа компонентов от 3 до 5
дало уже 12—40-кратное упрочнение твердого раствора.
Влияние термической обработки на кратковременные механи-
ческие свойства сварных швов аустенитных сталей и сплавов. Тер-
мическая обработка влияет на механические свойства, поскольку
она вызывает те или иные структурные превращения. Как было
показано, закалка швов, содержавших карбиды в натуральном
состоянии, приводит к повышению их пластичности. Закалка
аустенитных и аустенитно-ферритных швов сравнительно мало
влияет на их свойства при комнатной температуре, они достаточно
высоки и в натуральном состоянии.
Влияние числа легирующих компонентов на кратковременную
прочность твердых растворов никеля при высоких температурах
Материал <У0 в кГ/мм2 при температуре в °С
10 400 600 700 800 900
Чистый ........ 38,0 22,0 12,0 7,0 3,0 1,5
Двухкомпонентная система М + 20% Сг 81,9 76,0 63,0 47,0 28,0 15,0
2,17 3,5 5,25 6,7 9,3 10,0
Т рехкомпонентная система Х'Н-20% Сг |-3% Т1 . . . . _93Д_ 2,45 95,0 4,30 79,0 6,6 69,0 9,8 35,0 11,7 20,0 13,3
Пяти компонентная система М1-|-Сг-|-ТН А1 • XV . . . . . 100,0 2,63 102,0 4,6 90,0 '7,5 87,0 12,4 85,0 28,3 60,0 40,0
При мс ч и н и е. В числителе — предел прочности; в знаменателе — сте-
пень упрочнения ио сравнению с чистым никелем.
В то же время более или менее длительный нагрев в области
критических температур (350—875° С) может привести в отдель-
ных случаях к резкому снижению ударной вязкости металла шва
[20, 24]. При этом показатели, получаемые при испытаниях на
растяжение, изменяются в значительно меньшей степени.
Охрупчивание металла шва может явиться результатом старе-
ния под воздействием температуры в интервале 350—550° С (так
называемая «475-градусная хрупкость»), выпадения вторичных
карбидов по границам кристаллов или зерен аустенита, а также
вследствие образования <т-фазы и фазы Лавеса.
Изотермический нагрев при 350—550° С вызывает снижение
ударной вязкости сварных швов, содержащих более 8—10%
8-фазы (при концентрации хрома не менее 20%) и легированных
алюминием, титаном, ниобием, ванадием и кремнием. В чисто-
аустенитных швах с 0,04% С «475-градусная хрупкость» не на-
блюдается, хотя по литературным данным сверхнизкоуглеро-
дистые аустенитные стали типа 18-8 становятся хрупкими после
нагрева при 450—500° С.
Ниже приведены данные, касающиеся влияния нагрева двух-
фазного шва при 400—475° С. Состав металла шва (в %): 0,09 С;
2,1 81; 1,5 Мп; 20,2 Сг; 8,0 Н1; 1,47 V; 0,54 ЫЬ.
Термическая обработка Без тер- мической обработки после сварки 400° С — 24 ч о Й* ю тг । 430° С — >4 ч 1 450° С — 500 ч
Ударная вязкость в кГ-м/см2 при -|-20°С . . 11,9 6,3 2,9 1 ; 2,5 I 1,3 ,0
Термическая обработка 450° С — 800 ч 450° С —800 ч; 900° С-1 V, закалка в воду 475° С — 18 ч 475° С — 42 ч
Ударная вязкость в кГ-м/см? при -|- 20оС . . 1,4 10,0 3,5 5,0
Из этих данных следует, что ударная вязкость, утерянная
швом в результате нагрева при 350—550° С, может быть восста-
новлена последующей низкотемпературной закалкой (900° С).
При наличии в шве титана температура закалки должна быть повы-
шена до 950—1000° С во избежание усиления хрупкости, которое
может быть вызвано превращением б -> ст.
По данным К. М. Иванова ([6] в гл. III), «475-градусная хруп-
кость» может быть устранена кратковременным (2 мин) нагревом
при 550° С.
Длительный нагрев при 650—875° С чистоаустепитных свар-
ных швов стали типа 25-20 приводит к весьма значительному сни-
жению ударной вязкости вследствие превращения у -> ст. Следует
отметить, что ст-фаза, вызывая резкое падение ударной вязкости
(рис. 101), в то же время оказывает сравнительно небольшое вли-
яние на характеристики металла шва, определяемые статическим
растяжением.
Имеются данные о том, что уже при наличии в металле всего
2—3% ст-фазы ударная вязкость резко падает. Дальнейшее увели-
чение количества ст-фазы до 20—30% действует менее интенсивно.
Сигматизация однофазных сварных швов стали типа 25-20
развивается наиболее энергично при температурах 800—875° С.
При 700° С процесс у -> а идет менее интенсивно. При 650° С
в стали типа 25-20 даже после нагрева в течение 5000 ч образуется
менее 1% ст-фазы.
В табл. 58 .приведены результаты испытаний на ударный из-
гиб автоматных сварных швов стали типа 25-20, подвергшихся
длительному нагреву при 700 и 800° С. Химический состав ме-
талла шва (в %): 0,14 С; 0,36 31; 1,79 Мп; 23,2 Ст; 20,0 М. Часть
образцов до нагрева подвергли наклепу растяжением на 30%.
Выше указывалось, что марганец и вольфрам усиливают охруп-
чивание сварных швов стали типа 25-20. В табл. 59 приведены
данные, подтверждающие это положение. В табл. 60 приведены
данные, свидетельствующие о положительном влиянии углерода
и азота; при сварке, предложенной автором проволокой типа
2Х25Н16ЛГ7, шов содержит примерно 0,2% С и 0,1 % Ы и охруп-
чивается значительно слабее, чем плов этого же типа, но без азота
и с низким содержанием углерода.
Рис. 101. Влияние продолжительности нагрева при 875° С на ударную вязкость
сварных швов типа 25-20 по Ю. Б. Малевскому:
а — тпвы не деформировались перед старением; б — швы деформировались перед старе-
нием на 30%; / — 25-20; 2 — 25-20 - 4% Мп; .1 — 25-20 — 2% XV: 4 — 25-20 — 2% Мо:
5 — 25-20 — 4% Мп н 2 % У7; 6 --- 25-20 — 4% Мп и 2% Мо
Необходимо отметить, что нагрев при 800—875° С, снижая
ударную вязкость при комнатной температуре, в то же время в зна-
чительно меньшей степени влияет па ап при температуре нагрева
(табл. 61).
Из данных табл. 61 следует также, что последующий высоко-
температурный нагрев (при 1000° С) восстанавливает высокую
ударную вязкость металла шва, утерянную им в результате ста-
рения при 800--850° С.
Таблица 58
Влияние длительного нагрева при 700—800° С на ударную вязкость
аустенитных швов типа 25-20
ан в кГ-м!с,м- при |-М° С после нагрева при температуре
С I 300° с |
11ст 18,4 1 । 11.1, 11,4 10,9 14,7 14,7 14,5 14,5 11,4 8,2 7,2 5,9| 6,1 5.5
Есть 7,2 1 н - 1 4,9 • 7,6 1 ~ 9,0 8,4 6,5 5,5 3,9 4,0 3,7 2,0'. 2,1
Влияние марганца, вольфрама и молибдена на ударную вязкость аустенитных
сварных швов после длительного нагрева при 650, 800 и 875° С
Тип металла шва >атура а в °С ан в кГ-м/см* после нагрева в ч
Т смпе!. нагрев Налич наклеп па Зи% Вез нагре- ва 100 УСЮ 300 300 1000 3000
650 11ет Есть 18,3 8,5 11,2 8,1 11,8 8,0 12,5 7,9 14,1 7,8 13,5 3,5 11,8 2,0
25-20 800 Нет Есть 18,4 6- 16,7 7,5 13,2 7,3 14,5 5,0 10,4 3,0 8,1 3,0 5,5 2,3
875 Нет Есть 18,3 6,7 16,0 11,0 15,8 12,3 13,2 11,8 8,5 7,0 6,1 6,0
25-20 800 I к*г Есть 18,4 6,3 11,9 5,9 1 1,2 4,4 12,3 4,! 2,5 10,5 3,3 —
(4% Мп) 875 Н ст Есть 18,3 6,3 12,1 6,5 11,2 8,0 10,0 9,5 9,1 7,8 6,9 4,9 6,8 4,0
650 Нет Есть 18,5 10,9 4,7 __ — 14,2 2,0 6,0 1,2 - 2,8 0,8
25-20 (4% Мп .и 2% XV) 800 Н ет Есть 18,7 о,7 12,9 3,3 8,6 1,7 5,5 1,5 3,3 1,0 2,4 1,0 1,1 0,8
875 Нет Есть 18,7 5,7 К 9,2 5,3 7,8 6,7 5,8 3,5 2,7 0,8
650 Нет Есть 18.3 4,5 11,3 4,7 11,8 4,0 12,5 3,5 13,5 2,0 6,0 1,2 2,0 0,8
25-20 (4% Мп и 2% .Мо) 800 Нет Есть ! с л 10,6 2,5 6,0 2,4 5,0 1,3 2,8 1,6 1,6 1,1 1,3 0,6
875 11ет Есть 18,5 4,5 9,0 2,1 7,5 1,9 6,0 1,7 2,1 1,0 2,1 1,8 1,5 1,0
Таблица 60
Влияние углерода и азота на изменение ударной вязкости
(при ; 20" С) металла сварных швов типа 25-20
В к!'-м/см2 после нагрева в ч
Тип металла юна | без | нагрева 4 — _ . . БООо
1(Ю 1000
Х25Н20 18,5 14,5 । 6,5 2,1
2Х25Ш6Г7 1 23,0 — — Ло 5
2Х25Н16АГ7 । 24,7 20,7 16,5 1 1,5 . 9,5 10,4
(0,22% С; 0,1% Ы) 1 I
Примеча н и е. Сварка под флюсом АНФ-5 проволокой СВ-13Х25ИН!,
__Св-25 Х25 Н16Г7 и ЭП15Й (2 X 25111 С, АГ7). _______________
Влияние длительного нагрева при 800—850° С
на ударную вязкость при разных температурах стали типа 25-20 и металла шва
Материал Старение перед испыта- ниями (3000 ч при 800— 850° С) Закалка (от 1000° С, 4 ч) после старения в кГ‘,ч!смг при температуре в °С
4-20 850
Сталь типа 25-20 Нет Нет 18,3 9,8
Есть » 4,0 8,1
» Есть 14,0 —
Металл шва Нет Нет 15,8 14,4
Есть » 2,3 8,8
» Есть 17,3 —
Нагрев при температурах 550—875° С не оказывает заметного
влияния на механические свойства сварных швов стали типа 18-8,
обладающих однофазной аустенитной структурой или содержа-
щих до 5% 6-феррита. Однако двухфазные швы с более высоким
содержанием феррита очень сильно охрупчиваются, причем сни-
жение ударной вязкости идет тем скорее, чем выше температура
нагрева. Ниже показано влияние температуры выдержки на
ударную вязкость аустенитно-ферритного шва типа 18-8.
Термическая обработка | Нет 650“ С, 2ч 1 650° С, 200 ч 750° С, 2 ч 850° С, 2 ч
1 ак в кГм.)см2 .... 8,5 7.2 1 1,3 2,5 2,5
Из приведенных данных видно, что двухчасовая выдержка шва,
легированного ниобием, кремнием и ванадием (0,08% С; 2,1% 31;
0,89% Мп; 19,8% Сг; 10,10/й М1; 0,82% КЬ; 1,36% V) при 750 и
850° С, вызывает почти такое же резкое падение ударной вязкости,
как 200-часовое пребывание при 650°С. Шов в исходном состоя-
нии содержал более 25% 6-фазы.
Известно, что двухчасовой нагрев при 850—875° С или так на-
зываемый стабилизирующий отжиг оказывает весьма положитель-
ное влияние на коррозионную стойкость сварных швов. Вместе
с тем, он может вызвать интенсивное охрупчивание сварных швов
вследствие превращения б > а.
Поэтому при наличии в шве большого количества феррита,
а также в случае интенсивного легирования его титаном, алюми-
нием, цирконием, ниобием, ванадием температуру стабилизи-
рующего отжига следует повысить (до 925—950° С). В табл. 62
приведены данные о влиянии температуры отжига на ударную
вязкость шва, подтверждающие сказанное выше.
Влияние температуры отжига на ударную вязкость
двухфазных сварных швов стали типа 18-8
са М Химический состав металла шва в % ан в кГ-м/см? после двухчасового отжига при температуре в °С
| Номер С 51 Мп Сг РИ V Без отжига 850 875 900 925 950
1 0,07 2,3 1,18 19,1 8,9 16,0 11,6 14,7 16,1 18,0 15,7
2 0,08 2,2 1,19 21,0 8,0 2,3 11,6 3,0 4,8 Н,4 15,4 Н,1
Влияние длительной (до 4000 ч) выдержки при 650° С на меха-
нические свойства сварных швов стали типа 18-8, содержавших
в исходном состоянии разные количества феррита, характеризуется
данными табл. 63.
Таблица 63
Влияние длительного нагрева при 650° С
на механические свойства аустенитно-ферритных швов стали типа 18-8
Т ип металла шва Количество 6-фазы в игве в исходном состояли и В % Выдержка при 650° С в ч I гИ'И',Д« я 1 % в кГ/мм2 В % ф в % ап в кГ • м/см2 при темпера- туре в °С
+20 650
18-8 (1,28% 51) 0 27,4 64,0 69,7 57,7 99,9 21,2 17,9 16,7
До 10 500 4000 31,8 28,3 71,0 70,0 53,9 46,7 10,9 7,5 12,6
18-8 0 27,6 58,0 61,7 44,7 10,4 15,4
(0,95",, КЬ) 3 5 500 33,6 63,6 52,2 53,3 8,9 12,3
4000 30,0 65,5 41,7 30,6 4,8 10,5
18-8 0 24,8 59,8 52,0 43,5 13,1
(0,45% 51) 3 5 500 26,5 62,0 59,7 61,2 9,9 —
4000 23,0 61,2 50,0 64,0 9,8 —
Длительный нагрев при 650° С вызывает некоторое упрочне-
ние швов и снижение относительного удлинения и сужения, но
особенно отрицательно сказывается на ударной вязкости при
комнатной и отрицательных температурах. При температуре вы-
держки швы сохраняют довольно высокую ударную вязкость.
Следовательно, снижение ударной вязкости металла шва,
обусловленное превращением 6 -+ ст или у ст, представляет
наибольшую опасность для сварной конструкции не при темпера-
турах эксплуатации, а в период снижения этих температур, на-
пример при остановках агрегата.
В гл. III указывалось, что степень сигматизации двухфазных
швов определяется не только или не столько количеством феррита,
но и его качественными характеристиками (системой легирования,
степенью легирования теми или иными элементами, дисперсностью
распределения 6-фазы). При одинаковом содержании хрома и рав-
ных количествах 6-фазы в исходном состоянии наиболее склонны
к охрупчиванию, вследствие превращения 6 -> ст, сварные швы,
легированные титаном, алюминием, цирконием, ниобием, вана-
дием, молибденом. Значительно слабее перечисленных элементов
действует кремний в швах стали типа 18-8.
Об отрицательной роли ниобия можно судить но резуль-
татам испытаний, приведенным в табл. 64. В данной серии опытов,
по мерс увеличения содержания ниобия, в шве возрастает коли-
чество феррита.
Таблица 64
Влияние ниобия на ударную вязкость после старения при 700
и 800я С двухфазных аустенитно-ферритных сварных швов стали типа 18-8
X имнческий
состав металла шва
в %
ан в кГ- м/см- после старения при
температуре в °С
। и Номер тпв К’Ь С 81 Мп Сг XI я ? Я Ю о. 700 800 850 ч
65 ч 450 ч 725 ч 2000 ч 3500 ч
1 0,41 0,09 0,48 1,58 19,2 11,0 14,4 10,9 8,6 6,9 4,8 3,9 5,9
2 0,64 0,10 0,47 1,95 18,8 11,8 13,0 11,6 5,6 4,4 1,8 — 3,9
3 0,88 0,09 0,56 1,90 19,6 11,0 14,4 5,4 3,5 2,9 1,8 1,4 1,8
Об отрицательном влиянии молибдена на ударную вяз-
кость металла шва, работающего при высоких температурах, можно
судить по данным табл. 65. Здесь приведены результаты испыта-
ний на ударный изгиб сварных образцов, выполненных электро-
дами из аустенитной стали типа 16-13. Один из швов (№ 1) не
содержит молибдена, другой (№2) содержит 2,01% Мо.
Таблица 65
Влияние молибдена на ударную вязкость сварных швов
стали 16-13 после старения
Химический состав электродов, использованных ан и к/-л/с.и2 при +20° С
при сварке швов К? 1 и 2 в % после старения при 650° С
С . с Мо с 81 м" Сг XI мъ Без старе- ния 200 ч ' 600 ч 800 ч 1 1400 ч .
1 Нет 2 2,01 0,10 0,11 0,37 0,33 2,19 2,34 15,8 16,3 12,5 13,2 1,14 1,1 1 10,4 9,0 9,0 3,0 7,5 2,0 7,0 7,1 2,0 1,0
Шов без молибдена и после 1400 ч старения при 650° С сохра-
нил приемлемую ударную вязкость. Шов, легированный молиб-
деном, стал хрупким уже через 200 ч выдержки при 650° С.
Сварные швы, выполненные электродами Св-07Х25Н13 или
Х25Н13 с ниобием, охрупчиваются сильнее, чем швы, сваренные
электродами из стали типа 18-8. Этому способствует повышенное
количество феррита в металле шва. Следует воздерживаться от
применения электродов указанного типа (Х25Н13 и Х25Н13Б)
при сварке жаропрочных сталей.
Благодаря дисперсному распределению ферритной составляю-
щей, сварные швы обычно более чувствительны к длительному
нагреву, чем аустенитная литая сталь такого же химического со-
става, но обладающая более крупной структурой.
Предварительная аустенитизация двухфазных швов на стали
типа 18-8 (закалка от 1050 до 1200° С), уменьшая количество 6-
фазы или целиком устраняя ее, делает эти швы.менее восприим-
чивыми, либо вовсе невосприимчивыми к отрицательному дей-
ствию критических температур.
Ниже приведено влияние предварительной закалки на удар-
ную вязкость после термической обработки двухфазных сварных
швов типа 18-8, подвергающихся длительному нагреву при 650° С.
Химический состав металла шва (%): 0,08 С; 1,67 81; 1,0 Мп;
19,2 Сг; 9,7 №; 1,01 МЬ; 0,66 V.
Наличие предварительной закалки от 1100° С ан в кГ м/см2
Без иагрева 200 ч 1000 ч
Нет 11,6 3,6 2,5
Есть 14,6 11,9 9,0
Ниже показано влияние последующей закалки от 900—1400° С
на ударную вязкость сварных швов, состаренных при 650° С
в течение 2235 ч. Химический состав металла шва (в %): 0,08 С;
1,7 81; 0,81 Мп; 18,8 Сг; 8,1 №; 2,3 V.
ан в кГ-м/см2
Без закалки после старения 900° С, 1 ч 1000° С, 1 ч 1100° С, 1 ч 1400° С, 10 мин
2,5 13,9 15,0 13,9 17,8
Следует отметить, что в настоящее время еще нет единого мне-
ния о влиянии о-фазы на работоспособность сварных швов при
высоких температурах. Имеются данные о том, что при сравни-
17 Б. И. Медовар 1023 2 57
тельно небольшой продолжительности работы металла, когда
процесс 6 -> ст или -у -> ст еще не завершился, ст-фаза, если она
распределена дисперсно и не по границам зерен, не снижает жаро-
прочности. В дальнейшем, в связи с коагуляцией ст-фазы и разу-
прочнением металла присутствие этой составляющей может ока-
зать отрицательное влияние на его жаропрочность. Во всяком
случае, в металле шва типа 18-8 с 5% 6-фазы, работающего при
температурах до 650° С, появление сг-фазы считается вполне до-
пустимым.
До сих пор речь шла о влиянии термической обработки на крат-
ковременные свойства двухфазных аустенитно-ферритных швов
и чистоаустенитных швов жаростойкой стали типа Х23Н18. Аусте-
нитизация приводит к повышению их пластичности, а длительное
старение — к ее падению, без'заметного увеличения высокотемпе-
ратурной прочности. Между тем, именно этот показатель очень
важен для сварных швов жаропрочных аустенитных сталей
Таблица 66
Влияние термической обработки на кратковременные
механические свойства сварных соединений из сплава ЭИ 725
(ХН35ВТР) *
Режим термической обработки с °г в я/ /мм2 6 в в кГ/мм2 я о4- О* ♦ : 1 г|> в /о
20 46,0—46,6 65,1 -65,7 24,4—24,9 51,0—51,0
Нет (в состоянии пос- 46,3 65,4 24,7 51,0
ле сварки) 800 30,0—30,0 31,1—31,4 10,1—10,6 22,0 - 22,0
30,0 31,3 10,4 22,0
22,0—24,8 58,6—62,0 40,1—50,9 66,0—67,9
Аустенитизация 23,4 60,3 45,5 67,0
1130° С — 2 ч, воздух 800 14,7—17,4 23,0—27,4 18,0—18,9 36,0—51,0
17,6 25,2 18,4 43,5
20 47,4 -47,4 76,6—80,2 15,1—16,4 27,8—30,6
Старение 800° С 47,4 78.4 15,8 29,2
10 ч, воздух 800 29,3—29,6 34,3—35,2 8,8—12,6 25,6—26,9
29,5 34,8 10,7 26,1
Аустенитизация 20 40.2—43,7 74,5- 79,5 14,9—17,6 27,8—30,6
42,0 77,0 16,3 16,7—17,1 29,2
1130° С — 2 ч, воздух
+800° С 10 ч, воздух 800 21,2 22,5 22,2—27,7 43,5 53,5
21,9 25,0 16,9 48,5
* Сварка проволокой X 15Н35Г7М9Т (Э11494) под флюсом АНс >-17.
** Разрушения во всех случаях по металлу шва.
и сплавов. Здесь термическая обработка преследует одну цель —
максимально повысить жаропрочность.Для этого металл шванужно
подвергнуть сперва гомогенизации (для ликвидации дендритной
неоднородности), а затем старению или стабилизации (для упроч-
нения твердого раствора) или одному только старению (без пред-
варительной аустенитизации). Данные о влиянии такого рода тер-
мической обработки на кратковременные свойства аустенитных
швов жаропрочного аустенитного железо-никелевого сплава
типа 15-35 (ЭИ725) и жаропрочного никелевого сплава типа ни-
моник (ЭИ437) приведены в табл. 66 и 67.
ан
кГн/ач*
в-
Испытуемые образцы Тисп °С Обозна- чение
Сплав ЗИ725(ХН35ВТР) 20 +
800 х
Сварное соединение, сварка под бористым флюсом АНТ-22 20 V
000 Л
То же, но сварка под флюсом АНТ-17 20 А
ООО
6
2-
10100 500 1000 3000
Продолжительность старения
5000 ч
Рис. 102. Влияние продолжительности старения при 800° С на ударную
вязкость сварных швов типа 15-35, легированных вольфрамом и титаном
Длительное старение аустенитных сварных швов легирован-
ными элементами (например, швов типа 15-35, легированных
XV и Мо), образующими фазы Лавеса, приводит к столь же резкому
падению ударной вязкости, как и старение швов, подверженных
сигматизации (табл. 68 и рис. 102). Интенсивному старению под-
вержен и сам сплав типа 15-35 (ЭИ725), содержащий более 5?4 XV.
Швы содержат до 7% XV и примерно 3% Мо.
Из данных табл. 66 и 67 следует, что кратковременные механи-
ческие свойства сварных швов на стареющих жаропрочных спла-
вах в большой степени зависят от термической обработки. Наибо-
лее высокая кратковременная прочность достигается после ста-
рения без предшествующей аустенитизации. Так, в случае сварки
сплава типа 15-35 ой при 800° С составляет для состаренного ме-
талла шва 34,3—35,2 кГ1мм2, тогда как для предварительно аусте-
нитизированного, а затем состаренного шва ов — 22,2 -и27,7 кГ/мм2.
В случае использования широко известного жаропрочного
сплава ЭИ437Б (типа нимоник) предел текучести металла шва
при 700е С достигает почти 80 кГ/мм2, если он был только состарен,
и не превышает в условиях данного опыта 63 кПмм2, если старе-
нию предшествовала аустенитизация. Разумеется, и в том, и в дру-
гом случае более высокой прочности соответствует и более низ-
кая пластичность металла шва.
Влияние термической обработки на кратковременные свойства сварных]
соединений жаропрочного никелевого сплава ЭИ437Б
Режим терми- ческой обработки । Температура испытаний в °С в кГ/мм2 в кГ/мм2 65 В % Ф в %
Закалка с 1080° С, 8 ч, воздух Старе- ние при 800° С 16 ч, воздух
Есть Нет 20 47,8—51,3 49,6 86,8—88,3 87,6 20,7 -25,1' 22,9 29,6—32,8 31,2
700 46,8—51,4 49,1 60,1—65,6 62,9 14,1—17,3 15,7 22,0—30,6 26,3
Есть 20 71,8—73,6 72,7 110,2—110,2 110,2 21,6—21,6 21,6 24,5—24,5 24,5
700 61,6—64,3 63,0 78,4—83,4 80,9 11,7—12,0 11,9 22,0—22,0 22,0
20 92,&—95,0 118,5—120,6 12,9—13,1 15,2—21,6
93,5 119,6 13,0 18,4
700 79,8 81,6 2,6 6,7
Примечание. Сплав ЭИ437Б толщиной 25 мм сварен проволокой
ЭИ437А под флюсом ЛНФ-5, выплавленным из чистых шихтовых материалов.
Таблица 68
Влияние длительного старения после аустенитизации
(1130° С, 2 ч, воздух) на ударную вязкость сплава ЭИ725
и сварных соединений, выполненных проволокой Х15Н35Г7В7МЗТ
(ЭП235) под фторидным марганцевым флюсом АНФ-17 и
фторидным бористым флюсом АНФ-22
Исследуемые образцы Длитель- ность выдержки образцов при 800° С в ч ан в кГ-м/см2 прн температуре испытаний в “С
20 800
Сплав ЭИ725, исходный, 10 7,9; 8,0 6,3; 9,0
плавка А58056, кованая 500 3,0; 3,4 8,5; 8,1
штанга диаметром 140 мм 1000 3,5; 3,5 7,5; 7,6
(5,25% XV; 1.75Т5) 3000 2,2; 2,3 4,4; 4,4
5000 2,3; 2,4 5,3; 5,8
Сплав ЭИ725, катаный лист 10 13,0; 14,0 9,3; 11,0; 12,6
толщиной 20 мм (3,5% XV; 500 10,2; 9,6 12,7; 13,6
1,4% Т1) 1000 9,7; 9,6 12,5; 13,0
3000 3,9; 4,0 7,8; 8,3
5000 3,4; 3,5 8,8; 9,0
Продолжение табл. 68
Исследуемые образцы Длитель- ность выдержки образцов при 800° С в ч ан в кГ-м/см2 при температуре испытаний в °С
20 800
Сварное соединение из спла- 10 4,5; 6,5 6,8; 7,8
ва ЭИ725 толщиной 25 мм. 500 2,2; 2,5 4,7; 5,1
Сварка проволокой ЭП235 под 1000 2,0; 2,2 4,0; 4,1
флюсом АНФ-17, надрез по шву 3000 1,9; 2,1 4,1; 4,2
5000 1,7; 1,8 3,2; 3,6
Сварное соединение из спла- 10 4,5; 4.5 6,9; 8,1
ва ЭИ725 толщиной 25 мм. 500 1,6; 1,9 4,0; 4,1
Сварка проволокой ЭП235 под 1000 1,6; 1,8 3,5; 3,6
флюсом АНФ-22, надрез по шву 3000 1,6; 2,0 3,5; 3,9
5000 2,1; 2,5 4,3; 4,5
То же, но сварка проволо- 10 8,1; 9,0 7,8; 7,8
кой ЭП494, в шве 9% Мо 500 1,8; 1,9 1,8; 2,3
1000 2,0; 2,0 2,5; 2,5
3000 1,6; 1,8 2,0; 2,3
5000 1,0; 1,0 1,5; 1,5
Если речь идет не о кратковременных свойствах, а о длитель-
ной прочности, в большинстве случаев следует отдавать предпоч-
тение полной термической обработке. Установлено, например, что
без аустенитизации, т. е. одним только старением, не удается до-
стигнуть требуемой жаропрочности сварных швов никелевого
сплава типа нимоник (см. табл. 79).
Влияние наклепа на кратковременные механические свойства
сварных швов аустенитных сталей. Аустенитные стали отличаются
от всех других типов конструкционных сталей способностью ис-
ключительно сильно наклепываться. Широко известно, что спо-
собность аустенита к наклепу используется в изделиях из высоко-
марганцевой стали Гатфильда (12—13% Мп). Хромоникелевые
аустенитные стали и сварные швы таких сталей в результате
пластической деформации становятся более прочными и менее
пластичными. Наклеп резко повышает твердость аустенитных
сварных швов. Увеличение твердости может быть достаточно
большим, независимо от того, происходит ли в результате наклепа
мартенситное или ферритное превращение.
Сварные соединения стали 1Х18Н10Т с автоматными швами
были подвергнуты наклепу путем растяжения на 10—40%. Ре-
зультаты последующих испытаний на разрыв и ударный изгиб
образцов, вырезанных из наклепанных швов, приведены в табл. 69.
Химический состав металла шва (в %): 0,11 С; 0,55 51; 0,94 Мп;
17,1 Сг; 10,8 №.
Влияние наклепа на механические свойства металла шва типа 18-8
Наклеп % в кГ/мм2 °в в кГ/мм2 В % Ф В % ан в кГ • м/см2 НВ
Нет 32,5 60,5 60,0 55,6 10,2—11,7 10,9 149
10 36,7 62,0 54,7 64,0 7,8—8,2 8,0 207
20 50,8 69,9 54,7 66,6 4,7—5,5 5,1 241
30 62,1 76,2 43,5 55,6 2,8—4,0 3,4 255
40 70,6 79,0 28,0 55,6 2,5—2,9 2,7 262
Из этих данных следует, что предел текучести металла шва
в результате наклепа на 40% увеличился более чем в 2 раза, на-
столько же снизилось относительное удлинение.
Выше указывалось, то деформация сжатия обусловливает
более интенсивное падение пластичности металла шва по сравне-
нию с деформацией растяжения. Например, при холодной штам-
повке примерно такая же степень деформации (40%) вызывает
увеличение ог от 33,2 до 89,0 к.Пм2, т. е. в 2,5 раза, и снижение
б почти в 6 раз — от 57,7 до 10,7 %, а не в 2 раза,как при растяже-
нии. При наклепе растяжением ф металла шва практически не
изменяется, тогда как при наклепе сжатием имеет место почти
двухкратное падение ф.
Отрицательное влияние наклепа на пластические свойства
металла шва аустенитной стали может иметь своим следствием
хрупкое разрушение сварных конструкций в процессе гибки,
штамповки, прессования. Это обстоятельство затрудняет изготовле-
ние фасонных сварных деталей и узлов из аустенитных сталей.
Высокие механические свойства сварных швов аустенитных
сталей, утерянные вследствие наклепа, могут быть восстановлены
закалкой на аустенит от температуры 1100—1150° С. Однако за-
калка ле?келательна вследствие таких серьезных эксплуатацион-
ных недостатков, как сильное окалинообразование, коробление
конструкции и появление в ней дополнительных напряжений
из-за неизбежного на практике неравномерного нагрева и охлажде-
ния изделия в воде или на воздухе.
В ряде случаев пет необходимости прибегать к закалке —
можно обойтись стабилизирующим отжигом, т. е. нагревом до
800—900° С с охлаждением на воздухе. При таком нагреве про-
262
-8, подвергшегося наклепу при
Увеличение деформации Расстояние
(наклепа) от оси днища
диаметром ВООмм
Рис. 103. Влияние наклепа при холод-
ной штамповке и последующего стаби-
лизирующего отжига на механические
свойства металла шва на стали
1Х18Н10Т:
сплошные липни — без термической обра-
ботки после наклепа; штриховые линии —
после стабилизирующего отжига (850° С,
2 ч, воздух)
исходит коагуляция частиц избыточной фазы, выделившихся при
наклепе по границам зерен. Кроме того, мелкие зерна, образовав-
шиеся под действием наклепа, приобретают более округлую равно-
мерную форму, при этом снимаются внутренние напряжения.
В результате шов вновь приобретает высокие свойства. На рис. 103
приведены кривые, иллюстрирующие положительное действие
стабилизирующего отжига в течение 2 ч при 850е С па пластичность
и прочность металла шва типа
холодной штамповке.
При наличии в сварной кон-
струкции швов с чрезмерным ко-
личеством 6-фазы температура
стабилизирующего отжига, во
избежание сигматизации этих
швов, должна быть повышена до
900° С.
Отрицательное действие на-
клепа па пластические свойства
металла шва может быть устра-
нено двухчасовым отжигом или
отпуском при температуре более
низкой чем 850° С, например
при 650—750° С. Однако это
может быть сделано только в
том случае, если в шве не более
7—10% 6-фазы. Более продол-
жительный нагрев при указан-
ных температурах может вы-
звать повторное снижение пла-
стических свойств, в этом слу-
чае уже вследствие появления
а-фазы. Сварные швы, содержащие 3—5 и 8'—10% феррита, были
подвергнуты наклепу растяжением па 10, 20 и 30%, а затем раз-
личной термической обработке. Результаты испытаний на ударный
изгиб даны в табл. 70.
Сварной шов с 3—5% феррита не подвержен сигматизации.
Ударная вязкость, снизившаяся вследствие наклепа, восстанав-
ливается после двухчасового нагрева при 750—850° С. Длитель-
ный нагрев при 700—850° С для шва с малым содержанием фер-
рита, несмотря на наклеп, не только не опасен, но даже полезен.
Наклеп опасен для швов, склонных к сигматизации. Это видно
на примере швов стали типа 25-20. Он опасен и для шва с относи-
тельно высоким содержанием феррита (8—10%), легированного
ниобием и ванадием. Двухчасовой отпуск при 650—850° С и, в том
числе, при 700° С частично восстанавливают ударную вязкость
наклепанного шва, но уже после 75 ч нагрева при 700° С, ввиду
образования о-фазы, шов снова становится хрупким. Шов
263
Влияние наклепа и последующей термической обработки на ударную вязкость
двухфазных аустенитно-ферритных сварных швов типа 18-8
Количество феррита в шве в % Наклеп в % ан в кГ-м/см? при -|-20о С после термической обработки
Без на- грева Отпуск 2 ч при темпе- ратуре в °С Изотермический нагрев в ч при 700° С
650 700 750 850 2 | 75 220 600 1100
Нет 12,6 15,7 15,4 14,1 14,7 16,4 11,9 Н,1 13,2 14,1
О С 10 9,5 10,4 13,6 13,0 14,0 13,6 10,6 10,0 12,5 15,4
□ 0 20 6,3 8,4 8,7 10,0 11,9 8,7 9,3 10,0 12,9 15,0
30 4,1 5,6 6,3 8,0 13,1 6,3 7,1 8,0 12,4 15,0
Нет 13,3 11,9 14,1 11,9 14,4 14,1 11,4 10,9 6,0 6,5
10 8,0 9,3 9,8 9,8 11,9 9,8 8,6 5,0 3,5 3,1
8- -10 20 4,8 7,1 6,5 6,5 8,4 6,5 5,4 4,1 2,9 2,0
30 3,8 5,6 5,0 5,6 7,8 5,0 2,5 2,2 1,9 1,9
Таблица 71
Влияние холодной пластической деформации растяжением
на жаропрочность металла аустенитных сварных швов
Тип шва Термическая обработка Темпера - тура ис- пытаний в °С 3 3? У • 03 о Степень холодной деформации в % : Время до разрушения в ч
09Х18Н10Т Не проводилась 600 28 0 10 4 97
1100° С, 2 ч, воздух !- Ь 875° С, 3 ч, воздух 0 5 10 9 143 158
07Х18Н10ФБС Не проводилась 600 28 32 0 10 93 86
1100° С, 2 ч, воздух -|- +875° С, 3 ч, воздух 28 32 37 0 5 10 132 92 136
15Х20Н15Г7ЛТ 1100° С, 2 ч, воздух 700 14 0 5 10 72 78 $ 72
05Х15Н35Г7В7МЗТ Не проводилась 800 10 0 10 67 154
1130° С, 2 ч, воздух -|- 4- 800° С, 10 ч, воздух 0 5 10 39 51 168
с 8—10 % феррита после наклепа магнитен, ударная вязкость его со-
ставляет 3,8 кГ'М!см\ После 75 ч нагрева при 700° С шов имеет
еще более низкую ударную вязкость (2,5 кГ-м/см2). При этом он
почти полностью немагнитен, что свидетельствует о протекании
превращения 6 -> о.
Чеканка (проковка) аустенитных швов приводит к значитель-
ному их упрочнению. Так, например, по литературным данным
чеканка аустенитных швов стали типа 25-20 пневматическим мо-
лотком с шаровидным бойком дает следующие результаты: после
5 сек чеканки аа шва составлял 65,5 кПмм? при 6=39,5%; после
2 мин чеканки ов возрос до 74,3 кГ/мм2, а б снизилось вдвое
(до 20,0%).
Наклеп несколько повышает жаропрочность аустенитных свар-
ных швов (табл. 71 и [13]).
2. ЖАРОПРОЧНЫЕ СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
Обеспечение требуемой жаропрочности сварных соединений —
главнейшая задача сварщиков и решается она по-разному, в за-
висимости от принадлежности данной стали или сплава к той или
иной группе, т. е. в зави-
симости от ее композиции,
характера упрочнения,
условий работы (темпера-
туры, напряжения, среды).
Для наиболее распро-
страненных жаропрочных
аустенитных сталей, со-
держащих примерно до
15% ГД, эта задача решает-
ся с помощью двухфаз-
ных аустенитно-ферритных
швов с ограниченным со-
держанием 6-фазы, обычно
до 5%. Именно по этой
причине, во всех предыду-
Рис. 104. Длительная прочность аустенитно-
ферритных сварных швов при температуре
600—650° С:
а — сталь ЭИ257, электроды КТИ-5; б — сталь
1Х18Н12Т, электроды ЦТ-13
щих разделах книги наи-
большее внимание уделе-
но аустенитно-ферритным
швам. Сварные соединения с аустенитно-ферритными швами в прин-
ципе обладают такой же жаропрочностью, как и основной металл.
Соответствующие данные по этому вопросу приведены в много-
численных публикациях ЦНИИТМАШа, ЦКТИ и других орга-
низаций, а также в работе [16]. Наиболее типичные кривые,
характеризующие длительные прочности для сварных соединений
жаропрочных сталей типа 14-14 (ЭИ257), 1Х18Н12Т и др., при-
ведены на рис. 104. Как видим, сварные соединения и металл
шва действительно не уступают по длительной прочности основ-
ному металлу, т. е. коэффициент прочности или, вернее, жаро-
прочности шва равен единице.
Долгое время принцип равной жаропрочности закладывался
в качестве обязательного условия при разработке технологии
сварки каждой повой марки стали или сплава. Вопросами же дли-
тельной пластичности, по сути дела, по интересовались.
Опыт длительной эксплуатации сварных конструкций из аусте-
нитных сталей, относящийся прежде всего к энергетическим уста-
новкам, убедительно показывает, что равнопрочность металла шва
Рис, 105, Длительная прочность аустенитно-ферритных
швов типа 16-8-2:
О — сталь 1Х18Н12Т и сварные соединения, электроды ЦТ-15,
610° С; X—сварные соединения стали Х16Н9М2, электроды ЦТ-26,
630° С
практически не используется. Вместо того чтобы проработать
100 000 ч, т. е. более 10 лет, сварные стыки выходят из строя из-за
локальных разрушений в околошовной зоне уже через несколько
месяцев. Спрашивается, кому же нужна равнопрочность металла
шва и основного металла, если она все равно не может быть ис-
пользована? Автор полагает, что принцип равной жаропрочности
верен, если речь идет о сварном соединении узла, изделия или
конструкции, предназначенных для кратковременной, работы в те-
чение нескольких десятков часов, а иногда и всего нескольких
минут. Что же касается сварных конструкций из аустенитных ста-
лей и сплавов, которые должны надежно работать в течение многих
лет, то здесь следует ориентироваться не па равнопрочность, а на
повышенную длительную пластичность металла шва. По этой при-
чине в последнее время в СССР и за рубежом все большее внимание
уделяется пластическим свойствам жаропрочных сварных швов.
В качестве примера можно привести разумное решение о приме-
нении электродов ЦТ-26 типа Х16Н9М2для сварки стали1Х18Н12Т
вместо электродов ЦТ-15, обеспечивающих легирование шва ни-
обием и его высокую жаропрочность. Как видно из рис. 105,
сварные соединения стали 1Х16Н9М2, выполненные электродами
ЦТ-26, менее жаропрочны, чем швы, сваренные электродами ЦТ-15,
266
на стали 1Х18Н12Т. Они заметно превосходят их по длительной
пластичности.
В обоих случаях металл шва имеет аустенитно-ферритное строе-
ние и, следовательно, подвержен сигматизации. На протяжении
ряда лет вопрос о допустимости о-фазы в сварных швах жаропроч-
ных аустенитных сталей являлся предметом дискуссии. Теперь
считают, что, несмотря на некоторое охрупчивание вследствие
сигматизации, сварные аустепитно-ферритные швы могут быть
допущены к длительной эксплуатации при условии, разумеется,
ограничения содержания первичного феррита в шве. Обычно при-
нято ограничиваться 3—5% феррита, т. е. тем, примерно, коли-
чеством, которое требуется для предотвращения горячих трещин
в сварном шве. Сварные швы сталей рассматриваемого типа всегда
или почти всегда содержат ниобий, так как он повышает длитель-
ную прочность сварных швов при высоких температурах. Ниже
приведено влияние ниобия на длительную прочность металла шва
при 650° С (напряжение' 24 кГ/мм1', С, Кв — содержание угле-
рода и ниобия в шве в%).
Содержание ниобия в металле шва типа 19-9 Нет Нет 1МЬ - 5С МЬ =-= 10С МЬ = 15С МЬ 20С
Микрострук- тура шва Аустенит Аусте- нит + | феррит Аусте- нит -|- -|- феррит А у стс- нит •!- : феррит Аусте- нит -|- |- феррит Аусте- нит г 4- феррит
Время до разрушения в ч 5—8 10—15 400 300 600 520
Ниобий вводят в состав металла швов современных энергети-
ческих установок, эксплуатируемых при высоких температурах,
несмотря на его способность вызывать горячие трещины и усили-
вать превращение б о.
Обращает на себя внимание тот факт, что аустепитно-фсррит-
ный шов (без Кв) обладает несколько большей длительной проч-
ностью при 650° С, чем чистоаустенитный шов. В связи с этим
уместно отметить, что по данным ряда исследований двухфазная
аустепитно-ферритная сталь типа 18-8 превосходит аустенитную
сталь 18-8 по стойкости против межкристаллитного разрушения
под нагрузкой при 600° С. После 100 ч работы при 600° С относи-
тельное сужение двухфазной стали снизилось от 50 до 45%, а для
однофазной стали от 25 до 15%. После 500 ч работы при 600° С
относительное удлинение однофазной стали снизилось от 12 до 5%,
а двухфазной стали сохранилось неизменным —- 17%.
Сварные швы, содержащие до 5% феррита, несмотря на пре-
вращение 6 -> а отлично работают под нагрузкой при темпера-
турах 600—650° С. Они обладают вполне приемлемыми длитель-
ной прочностью и пределом ползучести. При более высоком со-
держании феррита охрупчивание вследствие образования а-фазы
становится опасным. Поэтому для сварки жаропрочных аусте-
нитных сталей в настоящее время в СССР и за рубежом рекомен-
дуют применять электроды, обеспечивающие строго определенное
Таблица 72
Влияние ниобия, системы легирования
и изотермического нагрева (старения)
на длительную прочность сварных швов
при 650° С
Тип
металла
шва
Условия
старения
19-9
с ЫЬ
Без старения 693
650° С, 100 ч 20 783
900° С, 100 ч
231,5
25-20 Без старения 650° С, 100 ч 14 237 341
790° С, 100 ч 123
количество феррита в шве.
О положительном действии
ниобия на жаропрочность аусте-
нитных швов при 600—650° С
свидетельствуют также данные
табл. 72. Установлено, что
аустенитно-ферритные сварные
швы типа 19-9 с ниобием пре-
восходят аустенитные швы типа
25-20 (без. ниобия) по длитель-
ной прочности. Для швов пер-
вого типа нагрев в течение 100 ч
при 900° С вызывает снижение
длительной прочности ввиду
превращения 6 а (см. табл.
72). В этих швах о-фаза обра-
зуется преимущественно внутри
зерен. В аустенитных швах
а-фаза после нагрева при 790°С
в течение 100 ч выпадает по
границам зерен, что оказывает более сильное влияние, заметно
снижая длительную прочность. Характерно, что двухфазные
швы с ниобием при 650°Свыдерживают в полтора раза более высокие
напряжения в три раза дольше, чем однофазные швы типа 25-20.
Для жаропрочных аустенитных сталей, у которых соотношение
содержаний хрома и никеля меньше единицы, а концентрация ни-
келя превышает примерно 15%, задача по обеспечению требуемой
жаропрочности сварных соединений решается уже не с помощью
аустенитно-ферритных швов. Здесь приходится ориентироваться
на аустенитный шов, не содержащий феррита.
В зависимости от характера упрочнения у-твердого рас-
твора в основном металле, решается и вопрос выбора системы
легирования и характера упрочнения аустенитной матрицы
металла шва. Для сталей, легированных ниобием, эта задача
решается сравнительно просто ввиду сравнительно хорошего
усвоения этого элемента сварочной ванной при всех видах сварки
плавлением (см. гл. II). Так, например, для сварки жаропрочной
аустенитной хромоникелевольфрамониобиевой трубной стали
1Х14Н18В2БР (ЭИ695Р) применяют электроды марки АЖ 13-15
и АЖ 13-18, дающие металл шва примерно такой же композиции,
что и у основного металла, правда, с несколько более высоким
содержанием углерода и ниобия. Характеристики жаропрочности
таких швов приведены на рис. 106. Недостатком сварных швов
такой композиции является их сравнительно низкая длительная
пластичность, в силу чего нельзя не опасаться локальных раз-
рушений в околошовной зоне стали ЭИ695Р.
Ввиду большого сродства титана к кислороду и способности
его выгорать при сварке плавлением, выбор композиции металла
шва при сварке жаропрочных аустенитных сталей, легированных
этим элементом, сопряжен с известными трудностями. При арго-
Рис. 106. Длительная прочность сварных швов,
упрочненных карбидами ниобия (электроды
АЖ13-15 и АЖ13-18):
О — сталь, аустенитизация 1160° С; △ — сварное
соединение, аустенитизация 1140° С
но-дуговой, электрошлаковой сварке и сварке под флюсом, как
отмечалось в гл. II, можно, в принципе, обеспечить требуемый
переход титана в шов. Но в случае ручной дуговой сварки этого
практически не удается сделать (см. § 1, гл. VI). Если содержание
титана относительно невелико, например 1—1,5%, можно пойти
на частичную замену его ниобием при ручной дуговой сварке
(часть титана в шве сохранится благодаря меньшей степени окисле-
ния титана, содержащегося в основном металле, по сравнению
с титаном, находящимся в электроде). Если же речь идет о сварке
сталей, легированных титаном для создания интерметаллидов
типа Г\ПЯТ1, т. е. содержащих 2—3% титана, задача полного
усвоения титана сварочной ванной усложняется. Здесь рассчиты-
вать на ручную электродуговую сварку не приходится. Следует
ориентироваться на аргоно-дуговую сварку или сварку под
флюсом.
На рис. 107 приведены данные о жаропрочности сварных сое-
динений жаропрочной стали ХН35ВТ (ЭИ725), содержащей до
1,8% Л. Речь идет о ручной дуговой сварке электродами ЦТ-22
из проволоки ЭП235 (1X15НЗОГ7В7МЗТ), разработанной совме-
стно Институтом электросварки, ЦНИИТМАШем и Харьковским
турбинным заводом1. На рис. 108 приведены данные о жаро-
прочности сварных соединений, выполненных под флюсом той же
проволокой. Как видим, и здесь выдержан принцип ориентации
Время до разрушения
Рис. 107. Длительная прочность сварных швов сплава типа ХН35ВТ (ручная
дуговая сварка электродами ЦТ-22):
О — сплав ЭИ725 (данные ЦНИИЧМ.); X — сварные соединение после старения, 800° С.
12 ч, разрушение но шву; △ — то же, без предварительного старения, разрушение по
основному металлу; □ — то же, что и Л, тто разрушение по шву
ности они несколько уступают основному металлу, во превосхо-
дят его (в случае сварки под бористым флюсом) по пластичности.
Уместно вновь вернуться к вопросу о роли бора в проблеме
сварки жаропрочных сталей и сплавов. Введение малых количеств
Рис. 108. Жаропрочные свойства при 800е С. кованого сплава ЭИ725 (штанги диа-
метром 140 мм) с 5,25% IV и 1,75% Т1 (V); катаного сплава толщиной 20 мм
с 3,5% АУи 1,4% Т1 (+) и сварных соединений, выполненных под фторидным мар-
ганцевым флюсом АНФ-17 (х) и фторидным бористым флюсом ЛНФ-22(о).
Цифрами у точек указано относительное удлинение
бора (сотые доли процента) в металл шва, несмотря на их несом-
ненно положительное действие на жаропрочность аустенитных
сталей и сплавов, противопоказано из-за опасности появления
1 Авторское свидетельство № 143486 с приоритетом от 24 февраля 1961 г.
на имя Б. И. Медовара, Л. В. Чекотило и др.
270
горячих трещин. По этой причине принято всегда исключать
бор из состава сварочной проволоки. Именно так поступили,
создавая проволоку для сварки жаропрочных сталей и сплавов
ЭИ787, ЭИ437Б, ЭИ445р, ЭП202, ЭП487 и т. д.
Вместе с тем, бор способен очень заметно повышать жаро-
прочность аустенитных сталей и сварных швов. Соответствующие
данные приведены в табл. 73. Допустим, однако, что бор не по-
вышает жаропрочности, по он, безусловно, и не снижает ее. Вместе
с тем, он обладает замечательной способностью значительно
повышать длительную пластичность аустенитных сталей, сплавов
и сварных швов. Неоднократно подчеркивалось, что этой именно
характеристике сварных швов надлежит уделять особое внимание.
Опыт, накопленный за последние годы в Институте электросварки,
позволяет настоятельно рекомендовать смелее и шире применять
бор в качестве легирующего элемента сварных швов жаропрочных
аустенитных сталей и сплавов. Причем легирование бора может
быть осуществлено не только при сварке рассматриваемой группы
высокожаропрочных сталей, содержащих примерно более 15% ГД.
К помощи бора, как легирующего элемента, можно и нужно при-
бегать и в случае сварки первой из рассматриваемых групп аусте-
нитных сталей (с относительно невысоким содержанием никеля),
т. е. в том случае, где пока ориентируются на аустенитно-фер-
ритные швы. Учитывая большое сродство бора к углероду, можно
рассчитывать на его положительное действие при сварке ау-
стенитно-карбидных жаропрочных сталей. На рис. 109 приведены
Таблица 73
Влияние бора на длительную прочность и длительную пластичность
аустенитных сварных швов
Тип металла шва । Содержа- 1 ние В в % Темпера- тура ис- пытаний в °С а в кГ/мм* т ’ 6 В % тр в %
20,0 651 9,3 15,0
1Х18И10Б * 11ет 650 18,0 1580 2,3 9,7
24,0 430 17,0 50,1
1Х181П1ВР1 0,49 650 21,0 1497 17,9 45,9
(1,56% ЫЬ)
24,0 696 3,3 9,3
Х15Н35Г7В7МЗТ Нет 650 22,5 1793 2,5 6,7
24,0 709 14,0 36,0
Х15Н35Г7В7МЗТР1 | 0,34 650 22,5 1981 3,7 37,1
* По данным Б. И. Лазарева (ЦНИИТМАШ), электроды ЦТ-1Б.
Примечания: 1. 1X18 Н ЮБ и 1 X 18 Н11 Б РI — металл шва, после
аустенитизации соответственно 1100° С, I ч, воздух и 1170° С. 1 ч, воздух.
2. X1Б НЗБГ7В7МЗТ и X15 Н35Г7В7МЗТР1 — сварные соединения сплава
ХН35ВТ (ЭП72Б) после термической обработки 1130° С, 2 ч, воздух 800° С,
10 ч, воздух, разрушение по шву.
данные о жаропрочности сварных швов на литой хромоникеле-
кремниевой окалиностойкой стали 15Х25Н20С2, легированных
бором. Но, прибегая к помощи бора, не следует забывать, что он
заметно снижает пластичность металла шва при комнатной тем-
пературе и может явиться причиной появления холодных трещин
при сварке жестких узлов без подогрева.
Рассмотрим теперь вопросы обеспечения жаропрочности свар-
ных соединений высокожаропрочных сплавов на никелевой основе.
[5, 13, 27, 35 и др. ]. Характерной особенностью большинства
из этих сплавов является высокое содержание титана и алюми-
Рис. 109. Жаропрочные свойства при 930° С литой стали
15Х25Н20С2 (о) и наплавленного металла типа
1Х25Н20С2Р1 (X). Цифрами у точек указано относитель-
ное удлинение (термическая обработка: 1050° С, 12 ч
+ 930° С, 10 ч, воздух)
ни я. Как и в предыдущем случае, когда речь шла об аустенитных
сталях с интерметаллидным упрочнением, не приходится рас-
считывать на легирование металла шва указанными элементами
в случае ручной дуговой сварки. Поэтому предпринимались
многочисленные попытки ручной дуговой сварки типа нимоник
электродами, не содержащими титана и алюминия. С этой целью
вводили в шов огромные количества, например, молибдена. Швы
получались без трещин, но требуемой жаропрочности не достигали.
Существенным недостатком таких швов является их очень низкая
пластичность, особенно в том случае, когда молибден вводится
через электродное покрытие. Вместе с тем, при сварке под флюсом,
в аргоне, при электрошлаковой сварке удается воспроизвести
композицию основного металла в металле шва и получить
требуемые показатели жаропрочности (табл. 74).
Следует сказать, что при указанных способах сварки жаро-
прочных сплавов достижение заданной жаропрочности сварных
соединений — задача несравненно более простая и легкая, чем
обеспечение сплошности сварного соединения, т. е. отсутствия
трещин всех видов и типов, как в металле шва, так и в околошов-
ной зоне. По этой причине в данной книге много внимания уде-
272
Длительная прочность сварных соединений жаропрочного
сплава ЭИ437Б
Условия испытаний Время до разрушения в ч
Температура в “С Постоянное напряжение в кГ/мм2 Металл шва Сварное соединение Основной металл
Сварка сплава толщиной 12 мм проволокой ЭИ437А под флюсом АНФ-5
550 75 — 4 (15,3) * 55 (12,8)
67,5 — 170 (4,3) —
700 44 23 (1,5) • 30 (1,35) 51 (2,5)
40 — 46-79 (0,13—4,32) —
750 30 33 (1,4) 41 (1,3) 141 (1,5)
27 — 55—90 (0,6—2,75)
Электрошлаковая сварка поковок из сплава ЭИ437Б сечением 100 X 100 мм пластинчатым электродом из сплава ЭИ437Б под флюсом АНФ-7 ***
700 44 40 40—67 50 ** 24—42 116 **
Аргоно-дуговая сварка неплавящимся вольфрамовым электродом сплава нимоник 80А толщиной 1,5 мм ***
750 21 — 125—161 (0,8—1,3) 84—183 (0,8—2,0)
* В скобках указано относительное удлинение. * * Образцы не доведены до разрушения. * ** Термическая обработка для сварных соединений сплава ЭИ437 Б — 1080° С. 8 ч, воздух +700° С. 16 ч, воздух; для сплава нимоник 80А—1050° С. 15 мин, воздух 4 700° С. 16 ч, воздух.
ляется вопросам получения бездефектных аустенитных швов
и сравнительно мало места отводится рассмотрению вопросов
жаропрочности сварных соединений. Значительно труднее полу-
чить шов без трещин (при сварке и в процессе эксплуатации) или
обеспечить требуемую стойкость против межкристаллитной кор-
розии, чем получить нужную жаропрочность и жаростойкость
сварных соединений. Последние две характеристики определяет
композиция стали или сплава. Первые две — во многом зависят
от сварщика.
18 Б. И. Медовар 1023 2 73
Вопросы обеспечения требуемой жаропрочности сварных сое-
динений аустенитных сталей и сплавов тесно связаны с выбором
оптимальной термической обработки. Многое в этой области еще
недостаточно ясно. Можно, однако, сформулировать некоторые
общие закономерности, выявившиеся в последние годы.
Для сварных соединений сложполегированных дисперсион-
но-твердеющих сплавов, предназначенных для длительной ра-
боты, приходится рекомендовать полную термическую обработку,
т. е. гомогенизацию (аустенитизацию) с последующим старением.
Попытки отказа от аустенитизации, например, в случае сплавов
типа нимоник, не приводят к положительным результатам. Правда,
время аустенитизации, например, удалось несколько уменьшить
(вместо 8 ч до 3—4 ч). В отдельных случаях можно пойти на
некоторое снижение температуры аустенитизации. Так, по пред-
ложению С. И. Германа (Харьковский турбинный завод им. Ки-
рова) для крупногабаритного сварного корпуса турбины из сплава
ЭИ725 была успешно применена низкотемпературная аустенити-
зация при 950° С, вместо рекомендуемой для этого сплава темпе-
ратуры 1130—1180° С. Разумеется, старение сварных соединений
здесь совершенно необходимо.
Для сварных соединений так называемых сверхсплавов, пред-
назначенных для очень кратковременной службы, но в условиях
больших перегрузок, можно в ряде случаев не прибегать к аусте-
нитизации и старению. Требуемое упрочнение металла шва
и основного металла может быть иногда достигнуто в процессе
работы изделия под совместным действием больших напряжений
и температур, нередко превышающих температуру дисперсион-
ного твердения данного сплава.
Для сварных соединений жаропрочных аустенитных сталей
с малым запасом аустенитности, например для сталей типа 18-12,
имеющих двухфазные аустепитно-ферритпые швы и предназна-
ченных для длительной работы, аустенитизации, как правило,
не требуется. Здесь во многих случаях можно обойтись стабили-
зацией, т. е. кратковременным старением. Если речь идет о свар-
ных соединениях сталей указанного класса и небольшой толщины
с малокалиберными швами, то здесь почти всегда можно не при-
бегать и к стабилизации, т. е. обходиться без термической обра-
ботки.
В заключение следует отметить, что ряд вопросов жаропроч-
ности сварных соединений аустенитных сталей и сплавов, напри-
мер термической усталости [3 ] или термостойкости, изучен еще
недостаточно. Многое остается неясным и в деле термической
обработки так называемых композитных сварных соединений,
т. е. сварных изделий из разнородных и разнотипных сталей и
сплавов. По какому из компонентов соединения надлежит выби-
рать термическую обработку? Например, по жаропрочному сплаву
лопатки ротора или по жаропрочной стали диска этого ротора?
274
К сожалению, еще нет готовых рецептов. В каждом отдельном
случае приходится искать опытным путем то или иное решение и,
зачастую, идти на компромиссы, зная, что данная термическая
обработка не даст возможности полностью использовать потен-
циальные возможности данного элемента изделия.
3. СТОЙКОСТЬ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ ПРОТИВ ЖИДКОСТНОЙ КОРРОЗИИ
Казалось бы, в этой книге, посвященной жаропрочным аусте-
нитным сталям, не следовало бы останавливаться на вопросах
жидкостной коррозии. Однако в ряде случаев эксплуатации свар-
ные соединения жаропрочных сталей могут подвергаться действию
электролита. Например, сварные стыки паропроводов могут
в периоды остановов находиться в конденсате. Сварные соедине-
ния агрегатов атомных энергетических установок соприкасаются
Рис. 110. Виды межкристаллитной структурной коррозии сварных
соединении аустенитных сталей:
а — в основном металле; б — в металле шва; в — ножевая коррозия
с пароводяной смесью или бидистиллятом. Жидкостная коррозия
возможна в жидкометаллических теплоносителях. Наконец, дей-
ствию агрессивных жидкостей периодически подвергаются сварные
соединения аустенитных сталей на предприятиях химической
и нефтехимической промышленности. Причем контакту с жидкой
фазой (конденсатом) подвергаются соединения, длительное время
работающие при высокой температуре, например, 500е С [4, 17,
22, 23]. По этой причине мы коротко остановимся на некоторых
общих вопросах обеспечения стойкости сварных соединений
аустенитных сталей против жидкостной коррозии.
В настоящее время известны три основных вида жидкостной
коррозии сварных соединений аустенитных сталей: межкристал-
литная, или так называемая структурная коррозия (по терминоло-
гии Г. В. Акимова); общая коррозия и коррозия под напряжением
или коррозионное растрескивание.
Межкристаллитная жидкостная коррозия
может развиваться в трех участках сварного соединения: в ос-
новном металле, иа некотором удалении от шва; в металле шва;
в основном металле непосредственно у линии сплавления (ножевая
коррозия, рис. 110). Механизм разрушения сварного соединения
в результате структурной коррозии в общем одинаков, независимо
от того, где происходит его разрушение — в шве или основном ме-
талле. Структурная коррозия есть результат проникновения агрес-
сивного реагента в глубь нержавеющей стали по границам зерен
(кристаллов); вследствие этого указанный вид разрушения и полу-
чил название межкристаллитной коррозии. В процессе структурной
коррозии нарушается связь между соседними зернами, и металл
рассыпается в порошок. Поскольку проникновение агрессивной
среды в сталь идет по границам зерен аустенита, а собственно зерна
(кристаллы) остаются нетронутыми, по внешнему виду металла
нельзя определить степень поражения его межкристаллитной
Рис. 111. Типичная межкристаллитная коррозия аустенитной
стали; X 150
коррозией. Для определения степени поражения необходимо
приложить нагрузку к металлу: изогнуть его так, чтобы поражен-
ный участок оказался в растянутой зоне или растянуть его. При
этом раскрываются коррозионные трещины, а отдельные зерна
аустенита могут даже выпасть из деформированного металла
(рис. 111). Вследствие нарушения сцепления между зернами,
пораженный металл теряет свой металлический звук. Образец,
глубоко пораженный межкристаллитной коррозией, при падении
на металл или на камень (бетон, мрамор) издает глухой («картон-
ный») звук. Разрушение сварных соединений в результате разви-
тия межкристаллитной коррозии показано на рис. 112.
Хотя механизм межкристаллитной коррозии шва и основного
металла одинаков, причины, вызывающие появление этого вида
коррозии в том или ином участке сварного соединения, различны
и зависят от множества условий. Остановимся только на важней-
ших из них.
Появление межкристаллитной коррозии на некотором удале-
нии от шва вызывается действием сварочного нагрева на сталь.
По обе стороны от шва располагаются участки основного металла,
которые в результате сварки подвергнуты более или менее дли-
276
тельному нагреву при критических температурах, вызывающих
распад аустенита с выделением по границам зерен избыточной
фазы. Принято считать, что выделение избыточной фазы сопро-
вождается падением концентрации хрома на поверхностях зерен
аустенита. Если содержание хрома в пограничных слоях зерен
(кристаллов) аустенита падает ниже порога химической устойчи-
вости (12,5 ат. % или 11,8 вес. %), агрессивный реагент раство-
Рис. 112. Типичная межкристаллитная коррозия сварных соедине-
ний аустенитной стали:
а — одноироходиоЯ шов; б — ножевая коррозия
ряет обедневший хромом металл, и развивается межкристаллит-
ная коррозия. Стали, подверженные межкристаллитной коррозии
в результате кратковременного нагрева в области критических
температур, непригодны для сварки и в настоящее время не на-
ходят практического применения в условиях, могущих вызвать
этот вид коррозии. Стали, стабилизированные соответствующими
количествами титана или ниобия и тантала, устойчивы против
действия критических температур и поэтому широко применяются
в химической промышленности. Вследствие этого в условиях
производства сварных конструкций из нержавеющих сталей при
надлежащем контроле качества основного металла обычно не при-
ходится опасаться появления межкристаллитной коррозии на не-
котором удалении от шва.
Межкристаллитная, коррозия в металле шва может наступить
по двум причинам: либо шов еще в натуральном состоянии, т. е.
после сварки, был склонен к межкристаллитной коррозии вслед-
ствие выпадения в нем избыточной фазы; либо шов в натуральном
состоянии был стоек против коррозии, но лишился ее в результате
воздействия критических температур уже в процессе эксплуа-
тации.
Межкристаллитная коррозия в основном металле близ линии
сплавления или ножевая коррозия поражает узкую полоску стали,
которая в результате сварочного термического цикла нагрева-
лась до температур более 1250° С. Этому виду коррозии могут
подвергаться только стали, стабилизированные титаном или ни-
обием и танталом. При нагреве таких сталей до температур,
превышающих 1200—1250° С, карбиды титана или ниобия рас-
творяются в аустените. При последующем воздействии критиче-
ских температур в участках основного металла, нагревавшихся
до температуры растворения карбидов, титан и ниобий, остаются
в твердом растворе; по границам зерен выпадают карбиды хрома
и развивается межкристаллитная коррозия. При дуговой и осо-
бенно при электроннолучевой сварке, вследствие высокой концен-
трации сварочного нагрева, участок перегрева в околошовной
зоне очень узок, поэтому и коррозионное разрушение имеет
сосредоточенный характер. При дуговой сварке обычно пора-
жается полоска основного металла шириной до 1 —1,5 мм.. В слу-
чае электроннолучевой сварки она еще уже, а при электрошлако-
вой, наоборот, может расшириться до 3—5 мм. При испытании
па загиб образцов, подверженных этому роду коррозии, разру-
шение имеет вид надреза ножом, отсюда название «ножевая кор-
розия».
Необходимо подчеркнуть, что этот вид межкристаллитной
коррозии наблюдается у сталей, которые в состоянии поставки
нечувствительны к действию критических температур.
Общая жидкостная коррозия вызывает видимое разрушение
сварного соединения и является результатом растворения металла
в агрессивной среде (рис. 113).
Общая коррозия может быть также следствием интенсивного
разрушения границ зерен, т. е. межкристаллитной коррозии,
причем, в результате потери связи между собой, отдельные аусте-
нитные зерна могут целиком уноситься агрессивной жидкостью.
Собственно зерна стали в этом случае могут обладать достаточ-
ной стойкостью в данной агрессивной среде. Чаще всего, в про-
цессе общей коррозии происходит растворение и собственно зерен
аустенита и границ между ними.
Общая коррозия может быть равномерной или сосредоточенной.
В первом случае скорости коррозии всех участков сварного
соединения — основного металла, шва и околошовной зоны при-
близительно равны. Если общая коррозия развивается равномерно,
278
она не представляет опасности, так как скорость разрушения
металла может быть учтена и можно заранее определить долго-
вечность конструкции.
Чрезвычайно опасным является сосредоточение общей кор-
розии на шве или в околошовной зоне.
Сосредоточение общей коррозии может иметь место и на уда-
лении от шва, в районе воздействия на сталь критических тем-
ператур, и близ линии сплавления, т. е. там, где развивается
межкристаллитная ножевая коррозия (рис. 113). При сосредото-
а — равномерная сварного соединения; б—сосредоточенная на шве; в—сосре-
доточенная в основном металле; г — ножевая; д — ускоренная основною металла
чении общей коррозии абсолютная потеря металла в результате
его растворения относительно невелика. Однако скорость утоне-
ния металла в месте сосредоточения в десятки и сотни раз превы-
шает скорость утонения стали от общей коррозии в данной среде.
Это может привести к чрезвычайно быстрому разрушению сварной
конструкции. Так, например, в Англии сварной резервуар диа-
метром 6 м, для хранения 96%-ной азотной кислоты изготовлен-
ный из стали типа 18-8 с титаном, толщиной 2,6 мм, вышел из
строя после 3 лет эксплуатации в результате ножевой коррозии.
Известны случаи разрушения конструкций из стали типа 1Х18Н9Т,
спустя несколько педель после пуска в эксплуатацию, происшед-
шие вследствие сосредоточения коррозии на сварных швах.
В США из-за ножевой коррозии чрезвычайно быстро разрушился
сосуд из стали типа 18-8 с ниобием.
Необходимо подчеркнуть, что несмотря на наличие несомнен-
ной связи между процессами общей и межкристаллитной жидко-
стной коррозии, обеспечение стойкости металла против одного из
видов этого разрушения иногда не гарантирует достаточной стой-
кости против другого вида коррозии. Например, шов может быть
стоек против межкристаллитной коррозии в азотной кислоте,
но в то же время может интенсивно разрушаться под воздействием
общей коррозии в этой же среде.
Существует еще один вид жидкостной коррозии, возникающей
в результате совместного действия растягивающих напряжений
и агрессивной среды, так называемая коррозия под на-
пряжением [8, 11, 18, 21,341 (рис. 114). Разрушение металла
Рис. 114. Типичное коррозионное растрескивание аустенитной стали (а)
и отсутствие его в аустенитно-боридной стали (б); X120. Испытания
в кипящем 48%-ном водном растворе М§С12
от коррозии под напряжением носит смешанный характер: и меж-
кристаллитный и транскристаллйтный. Известно, что коррозия
под напряжением обычно развивается при наличии галлоидных
солей в электролите, хотя она может появиться и в других средах,
например, в бидистилляте, в расплавленной эвтектике РЬ—ЕЙ
при 400—500° С.
Установлено, что стабильноаустенитные стали и сварные швы
подвержены транскристаллитной коррозии под напряжением в
серной кислоте.
Наконец, в сварных соединениях из аустенитных сталей воз-
можна межкристаллитная коррозия от усталости. В развитии
280
такого рода коррозии большую роль играет эффект адсорбцион-
ного снижения прочности металла — эффект Ребиндера.
На практике нашли применение следующие меры предотвра-
щения межкристаллитной коррозии в нержавеющих сталях.
1. Максимальное снижение концентрации углерода вплоть до
предела растворимости его в аустените при нормальной темпера-
туре, т. е. до 0,02—0,03%. Такие стали получили название сверх-
низкоуглеродистых нержавеющих сталей.
При столь низком содержании углерода выпадение избыточ-
ной фазы не происходит и, следовательно, исключаются причины,
порождающие чувствительность к межкристаллитной коррозии х.
2. Закалка стали от температур 1050—1150° С. Такая тер-
мическая обработка вызывает растворение избыточной фазы и
фиксирует однофазную аустенитную структуру стали. При по-
вторном действии критических температур такая сталь вновь
приобретает склонность к коррозии.
3. Введение в состав сталей элементов, являющихся более
энергичными карбидообразователями, чем хром (так называемая
стабилизация). Эти элементы связывают углерод в стойкие кар-
биды. Поэтому выделение избыточной фазы не влечет за собой
опасного снижения содержания хрома. В результате сталь сохра-
няет невосприимчивость к межкристаллитной коррозии после
воздействия критических температур.
В применении к сварным швам перечисленные меры борьбы
с межкристаллитной коррозией аустенитных сталей в принципе
также действенны, однако реализация их не всегда возможна.
Речь идет о сложности проведения аустенитизации крупногаба-
ритных сварных конструкций и усвоении титана сварочной ванны.
Значительно более эффективными оказались методы предот-
вращения межкристаллитной коррозии в сварных швах, основан-
ные на замечательной способности 6-феррита локализовать вы-
деление избыточной фазы и ускорять диффузионные процессы на
границе раздела фаз. Эти вопросы обстоятельно рассмотрены
в предыдущем издании книги. Ограничимся лишь перечислением
практических средств борьбы с межкристаллитной коррозией.
Применительно к металлу шва речь идет о легировании его
элементами-ферритизаторами с целью получения сложнолегирован-
ного, богатого хромом первичного феррита. К числу этих эле-
ментов относятся ванадий, кремний, хром. Наиболее результа-
тивным оказалось комплексное легирование кремнием и вана-
дием; кремнием, ванадием и ниобием; кремнием, ниобием и тита-
ном, а также кремнием, ниобием, титаном и алюминием.
1 Согласно литературным данным американские сверхнизкоуглеродистые
стали типа 18-8 после длительного нагрева при 485—535° С теряют коррозионную
стойкость. Скорость коррозии в азотной кислоте достигает 51 -10 3 дюйма в год,
т. е. около 1,4 мм в год.
Рис. 115. Влияние предварительного стабилизирующего отжига на стойкость стали 1Х18Н10Т и сварных
соединений против межкристаллитной коррозии:
а—после отпуска в течение 2 ч при 650° С; б—после нагрева при 500° С в течение 500 ч; а—после нагрева при 500° С в течение
10 000 ч; е — после предварительного стабилизирующего отжига (850° С, 2 ч, воздух) и нагрева при 500° С в течение
10 000 ч; /—основной металл; 2—шов сварен проволокой ОХ18Н9; 3—ЭИ648 (ОХ22Н9ФЗС2); 4 —ЭИ649 (ОХ20Н9ФБС);
5 - Э11902 (ОХ19Н9Б); 6 - ЭИ395 (ОХ16Н26М6); 7 - ЭИ904 (ОХ19Н9М2Б)
Применительно к сварному соединению в целом, имея в виду
и предотвращение ножевой коррозии, эффективным средством
оказался так называемый стабилизирующий отжиг, предусматри-
вающий нагрев сварного соединения при 850—900° С в течение
2—3 ч с последующим охлаждением на воздухе. Особенно важно
то, что предварительный стабилизирующий отжиг полностью
предотвращает возможное отрицательное действие длительного
нагрева в области критических температур на коррозионную
стойкость сварных соединений. Соответствующие данные (авто-
ров Н. А. Лангера и Н. Н. Нефедова), касающиеся сварных соеди-
нений стали 1Х18Н10Т, подвергшихся изотермическому нагреву
в течение 10 тыс. ч при 500° С, приведены на рис. 115 и в табл. 75.
Обеспечение требуемой стойкости сварных соединений против
общей жидкостной коррозии зависит от конкретных условий
и во многом определяется композицией металла шва. Если гово-
рить об окислительных жидких средах, то здесь наличие феррит-
ной структуры в шве не противопоказано в отличие от неокисли-
тельных сред, не терпящих феррита.
Таблица 75
Влияние предварительного стабилизирующего отжига
на стойкость стали 1Х18Н10Т и сварных соединений против
межкристаллитной коррозии после длительного нагрева при 500" С
(по данным Б. И. Медовара, Н. А. Лангера, Н. Н. Нефедова)
Тип образцов Марка проволоки Термическая обработка образцов
X о о 1 875° С, 3 ч . 1 500° С, 4030 ч 1 875° С, 3 ч + 4-500° С, 4000 ч 500° С, 10 000 ч 1 875° С, 3 ч+ 1 + 500° С, 10 000 ч
Сталь - . 7-
1Х18Н10Т Сварные Св-04Х19Н9 .. -/ • +/- /
соединения (сварка 04Х20Н9ФЗС (ЭИ648) .._/... -/н- / / — / .. / / / .. -/-
под флюсом) 04Х20Н9ФБС (ЭИ649) -/-г -/ - — -/- —!
* 04Х19Н9Б (ЭИ904) -/.. -/ -1-/ 1- -4-/4. 7/1 /..
04Х19Н9М2Б (ЭИ902) —Лг -- -/ г
04Х16Н26М6 (ЭИ395) - г _ -17 I- - /- - +/ 1- !-/ И- / ~н -и-
Примечания: 1. Все швы, кроме сваренного проволокой ЭИ395,
имеют двухфазную аустенйтно-ферритную структуру.
2» Знаком «-}-» отмечено наличие межкристаллитной коррозии; знаком «—» —
отсутствие коррозии; в числителе — данные о металле шва; в знаменателе — о
линии сплавления (ножевая коррозия).
Одним из средств предотвращения коррозионного
растрескивания сварных
лей служит термическая обработка
причины, вызывающей корро-
зионное разрушение, — напря-
женного состояния. Такой тер-
мической обработкой является
аустенитизация. Возможно, что
полезным окажется и стабили-
зирующий отжиг. В Институте
электросварки им. Е. О. Патона
показано [11 1, что снижение
содержания углерода в стали и
сварном шве способствует повы-
шению длительной коррозион-
ной прочности сварных соеди-
нений. Благотворно влйяет и
кремний [15 ]. В последнее время
установлена замечательная спо-
собность аустенитных хромони-
келевых и хромомарганцевых
сталей и швов, легированных
бором, противостоять корро-
соединении аустенитных ста-
с целью устранения главной
Таблица 76
Влияние бора на коррозионное
растрескивание аустенитных сталей
(испытания в кипящем водном
48%-ном растворе хлористого магния)
Тип и марка стали а в кГ/мм2 Напряжение при испытаниях о = 0,90 От Время до раз- рушения в ч
Х18Н10Т 28,6 25,7 12-14
Х18Н10Б 30,2 27,2 2—12
(ЭП402) Х18Н10БР1 30,3 27,8 2808 *
(ЭП381) Х13Г30НР1 29,3 26,4 3000 *
(ЭП537)
• Образцы не разрушались
зионному растрескиванию. Соответствующие данные, полученные
автором совместно с Н. И. Пинчук, А. И. Табидзе, Л. В. Чекотило,
3. В. Юшкевич и Н. А. Лангером, приведены на рис. 114, б и
в табл. 76.
4 ВОПРОСЫ ЖАРОСТОЙКОСТИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
Сварное соединение жаропрочной аустенитной стали должно
быть и жаростойким. В то же время к сварным соединениям жаро-
стойких сталей могут и не предъявляться требования жаропроч-
ности. Высокая окалиностойкость современных аустенитных ста-
лей и сплавов определяется из композицией и прежде всего по-
ложительным действием хрома, кремния и алюминия, способных
давать прочные защитные пленки.
Задача обеспечения требуемой окали ностой кости сварных
соединений сводится в первую очередь к воспроизведению компо-
зиции свариваемого металла в металле шва. Это обстоятельство
накладывает известные ограничения на сварщиков и, как мы уже
знаем, создает определенные трудности. Обратимся к примерам.
Известно, что многие окалиностойкие стали легированы крем-
нием (2—4%) (см. табл. 1). Вместе с тем, кремний — возбуди-
тель трещин в швах высоконикелевых аустенитных сталей. Из-
вестно также, что окалиностойкие никелевые сплавы легированы
алюминием (3—4%) (см. табл. 2). Между тем, алюминий вызы-
вает горячие трещины в швах сплавов на никелевой основе. Для
решения задачи приходится ограничиваться лишь некоторыми
из рассмотренных выше путей предотвращения горячих трещин
в аустенитных швах. Можно рассчитывать на эвтектическую
составляющую и предварительный или сопутствующий подогрев.
Изменение композиции шва, т. е. системы легирования, надлежит
проводить осторожно с учетом влияния различных элементов
на окалиностойкость аустенитных сталей и сплавов.
Рис. 116. Отрицательное влияние ванадия на окалиностойкость при нагреве
и выдержке при температуре 1100° С:
а — аустенитная проволока Х25Н15Г7Ф2; б — сварные швы стали типа 25-20, легиро-
ванные ванадием; 1 — до нагрева; 2,3 — после 20 и 120 ч нагрева соответственно; 4 —
то же, окалина удалена; 5 — после 5 ч нагрева; 6— до нагрева
Из числа элементов, применяемых для легирования металла
шва при сварке аустенитных сталей, ванадий, и бор вы-
зывает резкое падение окалиностойкости. Другие элементы
(вольфрам, марганец, молибден), по данным
автора, мало влияют на окалиностойкость сварных швов стали
типа 25-20.
Об отрицательном влиянии ванадия можно судить по сле-
дующим фактам. Кусочки опытной сварочной проволоки из
стали типа Х25Н15Г7Ф2 (0,21% С; 0,21% 81; 7,37% Мп;
26,20% Сг; 16,85% ГД; 0,014 8; 0,006% Р и 2,18% V) были под-
вергнуты нагреву при 1100° С в атмосфере воздуха. Через 20 ч
нагрева проволока покрылась толстым слоем окалины (рис. 116, а),
а спустя 120 ч пребывания при 1100° С она целиком превратилась
в окалину (рис. 116, а). Были сварены под флюсом стыковые швы
286
Таблица 77
Химический состав сварных швов
на стали Х23Н18 (ЭИ417),
дополнительно легированных ванадием
Содержание элементов в %
1 0,13 ' 0,50
о’13 I 074
0,14 ! 0,76
точечную
Мп
Сг
3,24
1,65
1,70
25,3
18,3
0,67
22,4 । 18,2 1,41
22,0 | 16,8 3,50
а
2
3
V
на стали Х23Н18 (ЭИ417) толщиной 6 .ос различным содержанием
ванадия (табл. 77).
Сварные образцы подвергались нагреву при 1100° С в атмо-
сфере воздуха. В образцах первой серии (О,67°/о V) после семи-
часовой выдержки появилась заметная окалина на швах. После
нагрева в течение 300 ч скорость окалинообразования на шве
стабилизировалась, но окисление шва шло все же быстрее, чем
окисление стали. В образцах второй серии (1,41°/0 V) после 100 ч
нагрева выросла окалина высотой 3—4 мм. В образцах третьей
серии (более 3"/0У) на швах после пятичасового нагрева при 1100° С
слой окалины достиг 15л1м(рис.
116, б), шов за это время уто-
нился более чем в 2 раза — от 6
до 2,5 мм (рис. 116, б). Ванадий
в больших концентрациях не
должен применяться для леги-
рования сварных швов, работа-
ющих при столь высоких темпе-
ратурах (более 900° С). При
более низких температурах
(600—750" С) ванадий в неболь-
ших концентрациях, как извест-
но, используется для легирова-
ния сварных швов аустенитных
жаропрочных сталей. Поданным
Ю. И. Казеннова, ванадий вызь
сварных швов стали типа 18-8 даже при 650—700° С. В лите-
ратуре, посвященной окалиностойкости высоколегированных
сталей и сплавов, также указывается на отрицательное дей-
ствие ванадия. Так, например, приводятся данные о том, что при-
сутствие пятиокиси ванадия У2ОЯ в газовой среде вызывает при
750° С чрезвычайно сильную газовую коррозию аустенитных ста-
лей. Так, например, потери веса стали 25-20 за 20 ч составили
около 20 кГ/см2. Указывают, что сплавы, легированные молиб-
деном, вольфрамом и ванадием, при контактировании с газовой
средой, содержащей пары окислов этих элементов, окисляются
очень быстро. Особенно энергичное действие оказывают окислы
ванадия. Хромистая нержавеющая сталь, содержащая 2% V,
окисляется при 870—900° С вдесятеро быстрее, чем обычная
нелегированная углеродистая сталь. Аустенитные стали предла-
гают защищать от газовой коррозии в присутствии окислов вана-
дия силицированием, их поверхности. Проводились испытания
литых образцов хромоникелевых аустенитных сталей на газовую
коррозию при 800—1000е С. Установлено, что наилучшим является
сплав типа 28 Сг—9 Ик При более высоком содержании никеля
скорость коррозии в среде, содержащей серу, возрастает. Кремний
и алюминий уменьшают скорость коррозии, а молибден и ванадий
несколько увеличивают ее. Итак, ванадий, по общему мнению,
ускоряет газовую коррозию.
Об отрицательном действии бора на окалиностойкость стали
типа 25—20 и сварных швов типа 18-8 можно судить по рис. 117
и табл. 78.
Исходя из этих данных, отрицательное действие бора сказы-
вается при температурах, превышающих 1050° С. При более низких
Рис. 117. Отрицательное влияние бора ла окали-
ностойкость аустенитной стали типа Х18Н11Б;
сварные образцы после нагрева при 1100°С
в течение 50 ч:
а — без бора; б — 0.9®/» В
температурах (950—1000° С) бор, введенный в состав швов,
легированных кремнием, не оказывает отрицательного влияния
на их окалиностойкость. Вместе с тем, бор заметно снижает опас-
ность появления трещин при сварке высокоуглеродистых литых
Таблица 78
Влияние бора на жаростойкость наплавленного металла типа Х25Н20С2
№ опыта Тин наплавленного металла (стали) Содержание элементов в % Температура испытаний в »С Продолжи- тельность испытаний ! в ч Привес а г/м’--ч
Сг 81 В
1 1Х25Н20С2Р1 22,80 2,50 0,64 950 500 0,0016
15Х25Н20С2 * 25,70 2,56 -— 950 500 0,0016
2 1Х25Н20С2Р1 22,80 2,50 0,64 1050 300 0,237
15Х25Н20С2 * 25,70 2,56 — 1050 300 0,115
3 1Х25Н20С2Р1 22,45 2,56 0,33 1100 100 0,85
15Х25Н20С2 * 25,70 2,56 — 1100 100 0,64
4 1Х25Н20С2Р1 22,45 2,56 0,33 1200 42 45,2
15Х25Н20С2 * 25,70 2,56 — 1200 42 7,89
* Образцы вырезаны из литой толстостенной трубы-
жаростойких сталей, легированных бором (рис. 118). Это об-
стоятельство можно и нужно использовать при сварке указанных
сталей.
Как известно, на окалиностойкость сталей и сплавов поло-
жительным образом действует хром. По этой причине все шире
применяются окалиностойкие хромоникелевые сплавы, содержа-
щие 50 и даже 60% Сг. Литейные сплавы этого типа, имеющие
в своем составе большое количество хромоникелевой эвтектики
(рис. 78 и рис. 22, и), свариваются без горячих трещин в шве
и околошовной зоне, но требуют подогрева во избежание холодных
трещин.
При наличии в газовой среде сернистых соединений возможно
поражение аустенитных сталей межкристаллитной газовой кор-
розией. Известно, что причиной этого рода коррозии является
проникновение в глубь металла по границам зерен легкоплавкой
сульфидной эвтектики (вероятно М1382)> образующейся в резуль-
тате взаимодействия никеля с серой. Установлено, что темпера-
тура интенсивного взаимодействия между никелем и сернистым
газом находится в пределах 460—470° С. Реакция идет, в основ-
ном, по уравнению
7КЧ 4- 25О2 Ж382 4- 4ЫЮ, (30)
максимальная глубина протекания реакции — при 600—800° С,
дальнейшее повышение температуры снижает степень протекания
процесса. Развитию межкристаллитной сульфидной коррозии, не-
сомненно, способствует наличие растягивающих напряжений
и эффект адсорбционного понижения прочности аустенитной
стали. Чем больше никеля в жаропрочных сталях, сплавах или
сварных швах, тем больше опасность появления межкристаллит-
ной газовой коррозии в атмосфере, содержащей сернистые сое-
динения. Поэтому заслуживают предпочтения стали, сплавы
и сварные швы, в которых содержание никеля сведено к мини-
муму.
Автором, совместно с Н. А. Лангером, были проведены испы-
тания сварных образцов из стали Х23Н18 (ЭИ417) на межкристал-
литную газовую коррозию по ускоренной методике. С этой целью
сварные образцы помещали в фарфоровую трубку, установленную
в силитовую печь с температурой 1100° С. По достижении указан-
ной температуры в трубку с образцом вводят фарфоровую лодочку
с дозированным количеством порошка серы. Сера сгорает и в
трубке образуется атмосфера, насыщенная сернистым газом.
После кратковременного пребывания образцов при 1100° С в атмо-
сфере сернистого газа их вынимают и приготовляют микрошлифы
(продолжительность нагрева зависит от количества сожженной
серы и температуры испытаний). Проникание сернистой эвтектики
в глубь металла легко обнаруживается на нетравленных шлифах
(эвтектика окрашена в светло-коричневый цвет). Стойкость шва
19 в. И. Медовар 1023 289
Рис. 118. Влияние бора на микроструктуру сварных швов литой высокоуглероди-
стой жаростойкой аустенитной стали ЭИ328 (X 100):
а — без бора» трещины; б — 0.48% В, пет трещин; & — микроструктура жаропрочного
сплава ЭИ437А без бора; — сплав ЭИ437Л с 0,70% В, д — то же. сварной шов, нет
трещин (х 100)
против межкристаллитной газовой коррозии, при неизменных
условиях испытаний, определяется глубиной проникания эвтек-
тики. В наших опытах автоматные швы не уступали основному
металлу — стали типа 25-20 по стойкости против газовой меж-
кристаллитной коррозии (рис. 119). Опыты показали, что частич-
Рис. 119. Мех<кристаллитная газовая коррозия
при 1100° С, вызванная серой (X 130):
а — сталь Х23Н18; б — сварной нгов на этой стали
пая замена никеля марганцем способствует увеличению стойкости
швов против межкристаллитной коррозии, вероятно, вследствие
повышения температуры затвердевания сульфидной эвтектики.
При описанной методике испытаний шов находится в несколько
более тяжелых условиях, чем сталь, так как он имеет направлен-
ную аустенитную структуру, тогда как в стали с равноосными
зернами эвтектика распространяется вширь, а не только вглубь,
как в шве. Чтобы шов и сталь находились в равных условиях,
19* 291
подача серы в фарфоровую трубочку должна производиться,
по крайней мере, через час после нагрева образца, когда уже
успеет произойти рекристаллизация и столбчатые кристаллы
в шве уступят место равноосным зернам.
Читателям, подробно интересующимся вопросами жаростой-
кости и высокотемпературного окисления сталей и сплавов, можно
рекомендовать специальные монографии [1, 10, 26, 32].
Говоря о сварке жаростойких аустенитных сталей и сплавов,
не следует ограничиваться вопросами, касающимися обеспечения
Рис. 120. Разрушение сварного соединения стали 1Х18Ш0Т, прора-
ботавшей продолжительное время в условиях воздействия и СО2
надлежащей сопротивляемости сварных соединений лишь действию
окислительных сред. Во многих случаях конструкции из жаро-
стойких аустенитных сталей работают в восстановительной атмо-
сфере. Речь идет, например, о печах для газовой цементации,
или отжигательных печах металлургических заводов. Здесь
первостепенное значение приобретает стойкость против науглеро-
живания и вызываемого им охрупчивания сварных соединений.
Особенно склонны к науглероживанию стали с низким содержа-
нием кремния. На рис. 120 приведена макрофотография образца
сварного соединения стали 1Х18Н10Т, проработавшей длительное
время при высокой температуре в атмосфере Ы2 и СО3. Сварные
соединения вышли из строя вследствие охрупчивания.
Наряду с науглероживанием может иметь место, в определен-
ных условиях, и азотирование жаростойких аустенитных сталей.
И в том, и в другом случае, т. е. в условиях науглероживания
н азотирования, требуемая жаростойкость сварного соединения
292
достигается максимальным приближением композиции шва к ком-
позиции основного металла. Устранение столбчатой структуры
шва, как и в случае сульфурации, оказывается полезным для
уменьшения глубины проникновения углерода и азота в шов.
В ряде случаев интенсивную газовую коррозию могут вызы-
вать частицы сварочного шлака, не удаленные с поверхности
шва [29, 31 1.
ЛИТЕРАТУРА
1. Архаро в'[В. И., Горбунов К. М. Кристаллографическая упоря-
доченность взаимодействия газов с металлами и развитие принципа ориентацион-
ного и размерного соответствия П. Д. Данкова. Сб. «Механизм взаимодействия
металлов с газами». М., Изд-во «Наука», 1964.
2. Б а к ш и О. А., Ку и ер ш л я к - Ю зефов и ч Г. М. Упругие
свойства аустенитного наплавленного металла и их анизотропия. «Сварочное
производство», 1963, № 12.
3. Баландин Ю. Ф., Гальперин М. А., Губин А. В., 3 а й -
ков В. С. Термическая усталость сварных соединений жаропрочных сталей
двух марок. Сб. № 4. «Сварка», М., Судпромгиз, 1961.
4. Га льпери н М. А., Ардентов В. В., И в а н о в К- М. Склон-
ность к межкристаллитной коррозии аустенитного наплавленного металла в за-
висимости от температуры и времени выдержки. Сб. № 2. «Сварка». М., Судпром-
гиз, 1959.
5. Е р о х и н А. А., Кузнецов О. М., Быков А. II. О легирова-
нии металла шва молибденом при дуговой сварке жаропрочных сплавов на ни-
келевой основе. «Исследования по жаропрочным сплавам». Т. 9. Изд-во АН
СССР, 1962.
6. 3 е м з и н В. II., П и в н и к Е. М., Ерошкин И. А. Жаропроч-
ность амстенитно-ферритного наплавленного металла. «Автоматическая сварка»,
1960, № 3.
7. И о д к о в с к п й С. А., Куделькин В. П., Лобода А. С.
Влияние кальция на пластичность никелевых сплавов. Сб. «Исследования ста-
лей п сплавов». М., Изд-во «Наука», 1964.
8. Коррозия реакторных материалов Сб. под рсд. канд. техн. наук. В. В. Ге-
расимова. М., Госатомпздат, 1960.
9. Кор и и л о в И. И. Упрочнение твердых растворов никеля при вы-
соких температурах. Известия ОТН АН СССР, 1956, Д» 1.
10. Куба ш е в с к и й О., Гопкинс Б. Окисление металлов и спла-
вов. Изд-во иностр, лит., 1955.
11. Медовар Б. И., Лангер Н. А., Юшкевич 3. В. и др. Корро-
зионная стойкость сварных соединений низкоуглеродистой стали типа 00Х25Н20.
«Автоматическая снарка», 1964, №11.
12. АГ е д о в а р Б. И., Пинч у к Н. И., II у з р и н Л. Г. Влияние
фосфора на длительную прочность сварных швов стали Х18И9Т. «Металловедение
и термическая обработка металлов», 1962, № 8.
13. Медовар Б. И., С а ф о н н и к о в А. Н., Л е н ц Р. О. Жаропроч-
ность сварных соединений никелехромового сплава типа Х20Н80ТЗЮ (ЭИ437Б).
«Автоматическая сварка», 1959, № 2.
14. Медовар Б. И., Пузрин Л. Г., Кошевой В. Ф. Автомати-
ческая многопроходная сварка под флюсом тол стол истовой стали 1Х18Н9Т.
«Сварочное производство», 1961, № 12.
15. Медовар Б. И. Новые французские нержавеющие стали. «Автома-
тическая сварка», 1965, № 4.
16. М е д о в а р Б. И., С а ф о п и и к о в А. Н., Л е н ц Р. О. Жаропроч-
ность аустенитных швов, сваренных иод флюсом, в аргоне и углекислом газе.
«Автоматическая сварка», 1958, № 6.
17. Н е ч а е в В. Л., Юнгер С. В. Влияние состава стали 1Х18Н9Т
и ее сварных соединений па стойкость против межкристаллитной коррозии после
нагрева при 500° С. «Автоматическая сварка», 1963, № 7.
18. Романов В. В. Коррозионное растрескивание металлов. М., Маш-
гиз, 1960.
19. Слуцкая Т. М., Готальский Ю. Н., Новиков И. В.
Ударная вязкость металла высоколегированных хромоникелевых швов, выпол-
ненных электрошлаковым способом. Сб. «Проблемы электрической дуговой
и контактной сварки». М., Машгиз, 1956.
20. Т и м о ф е е в М. М., Молчанов Э. П. Электрошлаковая сварка
турбинных дисков из аустенитной и перлитной сталей. «Сварочное производство»,
1959, № 11.
21. Т у ф а и о в Д. Г. Коррозионное растрескивание нержавеющих сталей
«Металловедение и термическая обработка металлов», 1964, № 4.
22. Ч е с к и с X. И., Вольфсон С. И. Влияние температуры и про-
должительности нагрева на межкристаллитную коррозию стали 1Х18Н9Т.
«Автоматическая сварка», 1960, № 11.
23. Ш а ш и н Д. М„ Пальчук II. Ю. Влияние легирующих элементов
на коррозионную стойкость сварных соединений, подвергнутых длительному
нагреву при 350—650° С. «Автоматическая сварка», 1962, № 3.
24. Ш а ш и н Д. М. Влияние старения при температуре 350—650° С на
механические свойства сварных соединений из стали 18-8. Сб. № 106, МВТУ,
М., Машгиз, 1962.
25. Сагреп1ег О. К., 4 е 8 в е п У. С. 5оте 1ас1ог5 соп4го1Ип§ Иле
дисИШу о! 25% Сг — 20?/о М1 ссеМ берозИз. «ТЬе Ше1 <Ип@ 4оигпа1», 1947, № 12.
26. НаиИе К. ОхуДаПоп соп Ме1а11еп ипс! Ме1а11е§1египйеп. 8рг. Уег-
1а§, 1956.
27. Н 1 л <1 е 4., ТйогпеусгоИ П. К. те!а11иг§у о! 1Ье
М1топ1с а11оуз. «ВгШзИ \А/е1(Ип§ 4оигпа1», 1960, № 10.
28. М 1 5 И 1 е г Н. V/., 51 1 с к о 1 з Н. 4. Ап 1пуез11§а11оп о! Изе 1о\У-1етре-
га(иге 1трас4 ргорегПез о! з4а1п1ез5—Дее! 'Л'еШгоепИ. «ТЬе 5Уе!с11пй 4оигпа1»,
1961, № 12.
29. М о о г К. Ь. Соггозюп оГ Гигласе 1иЬез Ьу гез1с!иа1 ссеЧИл^ з1 а§. «Согго-
81оп», 1960, № 1.
30. О п 1 8 111 I V.' а о. Атзо4гор1с ргорегНез о! 18—8 ти111р1е 1ауег<1 ДерозВ.
«Тес11по1о§у КероНз о! Д1е Овака С’т’уегзДу», 2, 1952, № 34.
31. Ре аве С. К. Согговюп о! 511—Ст—Те—аПоуз Ьу м/е1сПп§ з1а§з, «ТЬе
\Уе1с11п2 4оигпа1», 1956, № 9.
32. Р о з р 1 § 1 1 К. АпПкоговп! а /агиугботпё осеИ. РгаЬа, 1956.
33. К о IV е О. Н., 8 1 е а г I 4. К- Сгеер-гир!иге ЬеЬауюг о! 4уре 316
з1а1п1езз я4ее1 м/е1<1теп1з ргерагсД и'Шэ апД чДЬои! геДга1п1. «ТЬе 1Уе1<Ип§ Доиг-
па1», 1962, № 12.
34 81ге5в-соггов1оп сгаск!п§ о! аиз4еп141с сЬгопнит—тске! з1а1п1езв з1ее1з.
'ТМ, 5. Т. Р., 1960, № 264.
Тогпеу стоИ 13. К., И а V 1 е з К. 4. ЕИес! о! >уе1 <Нп§ оп 1Ье
ргорегЧез о! зоте п1топ!с аПоуз. ТЬе РгосееШл^з оГ 1кс ВпНзЬ
У/е1сИп§ СопГегепсе, 1957.
' Ь е К- Оп (ИгесНопаШу о! Ы^Ь 5И- Сг ’ле1с! ще1а18, «4оигпа1
'С1е4у». 1958, № 1, 18—25.
ВОПРОСЫ ТЕХНОЛОГИИ СВАРКИ ПЛАВЛЕНИЕМ
ЖАРОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
В производстве конструкций из жаропрочных аустенитных
сталей и сплавов применяются все или почти все известные сегодня
способы сварки плавлением. При этом механизированные способы
распространены относительно больше, чем при изготовлении
сварных изделий из обычных конструкционных сталей.
При изготовлении корпусной аппаратуры — сосудов, реакто-
ров, колонн — широко применяется сварка под флюсом. Аргоно-
дуговая сварка нашла применение не только в тонкостенных
конструкциях, как это было еще 10—15 лет назад. Сейчас ее
успешно используют и для сварки толстостенных изделий, в част-
ности для сварки неповоротных стыков труб. В ряде случаев
сварка в углекислом газе успешно конкурирует с аргоно-дуговой.
Нашла применение и электрошлаковая сварка как коротких
(пластинчатым электродом), так и длинных (проволочным электро-
дом) швов. В последние годы быстро распространяются новые
способы сварки аустенитных сталей и сплавов — сварка трением,
электроннолучевая и другие. Тем не менее, ручная дуговая элек-
тросварка все еще удерживает прочные позиции, главным образом
в энергетическом машиностроении. В авиационной и оборонной
промышленности доминируют механизированные способы сварки
жаропрочных сталей и сплавов.
Ниже мы подробно остановимся на вопросах технологии сварки
плавлением жаропрочных аустенитных сталей и сплавов, наибо-
лее характерных для каждого из перечисленных способов сварки.
При этом главное внимание будет уделено рассмотрению общих
закономерностей и тенденций развития того или иного из этих
способов. В наш век сварочная техника развивается стремитель-
ными темпами, на смену старым сварочным материалам приходят
новые. Автор полагает, что нс следует поэтому загромождать
данную главу обилием сведений справочного характера, неизбежно
и очень быстро устаревающих. В каждом отдельном случае
приводятся данные лишь о типичных сварочных материалах. Глав-
ное внимание автор пытается уделить раскрытию общих характе-
ристик и перспектив дальнейшего развития данного способа сварки
аустенитных сталей и сплавов.
Наиболее общей особенностью всех видов сварки плавлением
этих материалов является необходимость учета специфических
физических свойств аустенитных сталей и сплавов — их понижен-
ной теплопроводности, повышенного электросопротивления, вы-
сокого коэффициента термического расширения, большой литейной
усадки, высокой прочности защитной поверхностной пленки
и т. д. Особые физические свойства аустенитных сталей и сплавов
предопределяют усиленное коробление их при сварке, склонность
к перегреву в околошовной зоне, опасность появления иесплав-
лений и других дефектов. Они определяют и повышенную скорость
расплавления сварочной проволоки.
Отличительной особенностью многих современных высокожаро-
прочных аустенитных сталей и сплавов является пониженная
деформационная способность и относительно низкая пластич-
ность в широком интервале температур. Сочетание высокой проч-
ности и низкой пластичности у жаропрочных аустенитных сталей
и сплавов появляется, как известно, после соответствующей тер-
мической обработки — аустенитизации (закалки) и последующего
старения. Известно, что эффект старения получается наибольшим,
если аустенитизацию проводят так, чтобы в максимальной степени
гомогенизировать у-твердый раствор. Аустенитизация, естественно,
приводит к смягчению твердого раствора, повышению его пласти-
ческих свойств.
Именно в таком несостаренном состоянии и следует сваривать
жаропрочные стали и сплавы.
При сварке состаренных, т. е. упрочненных, аустенитных
сталей и сплавов трудно избежать трещин в шве и околошовной
зоне. При сварке несостарепных сталей и сплавов опасность
появления трещин, благодаря более высокой податливости основ-
ного металла, значительно снижается.
Требования сварщиков, касающиеся отказа от старения от-
дельных деталей и узлов до завершения их сварки, естественно,
вызывают значительное усложнение технологического процесса,
так как старению целого узла или изделия в сборе должна пред-
шествовать его аустенитизация, которая далеко не всегда может
быть осуществлена. Между тем, старение сварного соединения
без предварительной аустенитизации может и не дать требуемых
свойств. Например, старение сварного шва на сплаве ЭИ437Б
или ЭИ445р без предшествующей аустенитизации не дает требуе-
мой жаропрочности (табл. 79). С другой стороны, старение жест-
кого сварного соединения может вызвать появление термических
трещин вследствие исчерпания длительной прочности и пластич-
ности металла под действием сварочных напряжений. Особенно
2<6
Таблица 79
Влияние предварительной аустенитизации на длительную прочность
состаренных (700° С, 16 ч) сварных швов жаропрочного
никелевого сплава типа нимоник
Тип металла шва Продолжи- тельность аустенити- зации в ч при 1080° С Температура испытаний в °С Постоянное напряжение в кГ/мм2 Время до раз- рушения в ч
0,5 35—45
X Н77ТЗЮ 2 750 27 45—64
(ЭИ437А) 8 74—89
ХН77ТЗЮР 0,25 750 30 19
(ЭИ437Б) 8 52
опасно появление термических трещин при наличии концентра
торов напряжений в виде подрезов, непроваров, несплавлений
шлаковых включений и, нако-
нец, трещин.
Чувствительностью жаро-
прочных сплавов к концентра-
торам напряжений автор со-
вместно с Л. В. Чекотило во-
спользовались при разработке
методики экспрессной оценки
склонности жаропрочных сталей
и сплавов к термическим трещи-
нам. На рис. 121 показан обра-
зец, используемый в этой мето-
дике. Роль концентратора на-
пряжений играют трещины, спе-
циально вызываемые в шве, а
также надрезы. После сварки
образцы помещают в печь для
нагрева при рабочей темпера-
туре или температуре старения
данного сплава, например при
750—850°С. Продолжительность
Рис. 121. Образец для экспрессной
оценки склонности жаропрочных ста-
лей и сплавов к термическим трещинам:
1 — заготовки; 2—сварные швы; 3 — тре-
щины от концентраторов напряжений
нагрева до появления термиче-
ской трещины в околошовной
зоне или протяженность трещи-
ны служит критерием склонно-
сти данного сплава к термиче-
ским трещинам.
выявить благоприятное действие
(ЭШП) на
С помощью такой экспрессной пробы удалось
электрюшлакового
стойкость жаропрочного сплава
ЭИ445р
переплава
(ЭП202)
против термических трещин (рис. 122). Этот эффект переплава
в данном случае обусловлен повышением пластичности сплава.
Но вернемся к существу вопроса. Итак, создается сложная
ситуация: конструктор и металловед закладывают в сварное
изделие данный сплав, ввиду его высокой жаропрочности. Однако
потенциальные возможности этого сплава во многих случаях не
удается использовать в сварной конструкции, так как полная
Рис. 122. Влияние электрошлакового переплава (ЭШП) на склонность жаропроч-
ного никелевого сплава ЭИ445р к термическим трещинам:
а — сплав, подвергшийся ЭШП и ступенчатой термической обработке, нет трещин (испы-
тания по экспрессной методике Института электросварки}; б — сплав обычного произ-
водства. есть трещины
термическая обработка, придающая сплаву требуемые свойства,
не может быть осуществлена. «Вина» сварщиков состоит, как уже
говорилось, в том, что они требуют подавать на сварку несостарен-
ный металл. Это, казалось бы, неразрешимое противоречие между
металловедами и сварщиками может быть преодолено. Но для
этого нужно совершенствовать сварочную технику. Новые сверх-
жаропрочные сплавы требуют и новых способов сварки. Автор
полагает, что отказ от сварки плавлением сверхсплавов, переход
к диффузионным методам их соединения, позволит радикальным
образом решить проблему создания высокожаропрочных сварных
конструкций.
Строго говоря, речь идет о так называемых сверхсплавах,
т. е. о жаропрочных сплавах, обладающих чрезвычайно низкой
298
пластичностью при требуемой длительной прочности. Большей
частью — это литейные сплавы. Именно здесь диффузионные
методы соединения незаменимы. В случае же обычных деформируе-
мых сплавов сварка плавлением и последующая сравнительно
низкотемпературная термическая обработка готового сварного
изделия возможно будут еще долгие годы применяться на прак-
тике.
1. РУЧНАЯ ЭЛЕКТРОДУГОВАЯ СВАРКА
Основными особенностями ручной электродуговой сварки жаро-
прочных аустенитных сталей и сплавов является применение:
преимущественно постоянного тока обратной полярности (плюс
на электроде); электродов с фтористокальциевым (основным)
покрытием (рутиловые электроды находят ограниченное примене-
ние); сравнительно коротких электродов и небольших токов;
короткой дуги без поперечных колебаний конца электрода.
Применение постоянного, а не переменного тока определяется
системой электродного покрытия. Наличие больших количеств
фтористого кальция в покрытии приводит к неустойчивому горе-
нию дуги переменного тока. Введение двуокиси титана (в виде,
например, рутила) в состав покрытия делает возможной и сварку
на переменном токе аустенитно-ферритных швов [36], но не
может быть использовано из-за резкого ухудшения металлурги-
ческих характеристик покрытия, проявляющегося в повышении
склонности чистоаустенитных швов к горячим трещинам.
Основу покрытия почти всех современных аустенитных элек-
тродов составляют мрамор и плавиковый шпат, обеспечивающие
комбинированную газошлаковую защиту зоны сварки от воздуха.
Шлак образуется прежде всего за счет окиси кальция и фто-
ристого кальция. Такого типа шлаки энергично обессеривают
сварочную ванну и способствуют, тем самым, повышению стой-
кости шва против образования-горячих трещин. Наличие больших
количеств СаО в шлаке делает возможным удаление кремния из
сварочной ванны (с образованием силиката кальция в шлаке).
Снижение содержания кремния в чистоаустенитном шве также
благоприятно сказывается па его сопротивляемости горячим
трещинам.
Газовая защита плавильного пространства достигается с по-
мощью углекислого газа, образующегося в результате диссо-
циации в сварочной дуге мрамора [17, 48] на окись кальция
и углекислый газ по известной реакции (10), а также за счет
фтористых газообразных соединений. В работе [48] отмечается,
что марганец способен усиливать адсорбцию СО и С0.2 поверх-
ностью сварочной ванны.
Однако, как бы ни была хороша газошлаковая защита пла-
вйльного пространства при сварке открытой дугой, се нельзя
сравнивать со сваркой закрытой дугой под флюсом или со свар-
кой в защитной атмосфере. При сварке открытой дугой всегда
возможно попадание воздуха в плавильное пространство и окисле-
ние примесей, обладающих большим сродством к кислороду.
Как известно, при сварке аустенитными электродами не удается
избавиться от сильного окисления титана.
Нельзя признать правильным стремление предотвратить окис-
ление титана с помощью, например, порошка алюминия, вво-
димого в состав покрытия аустенитных электродов. Электродное
покрытие замешивается обычно на жидком стекле, т. е. на сили-
катной основе. В процессе взаимодействия алюминия или других
легкоокисляющихся элементов с 8Ю2, содержащимся в жидком
стекле, могут получить развитие кремневосстаповительные реак-
ции. Результатом использования электродов такого типа может
оказаться повышение содержания кремния в шве, засорение его
неметаллическими включениями, в том числе и силикатными, и по-
явление горячих трещин.
Ввиду недостатков современных жаропрочных аустенитных
электродов, обусловленных наличием 810 2 в покрытии, делаются
попытки замены силикатной связки па алюминатную для при-
дания шлаку безокислительного характера. Данные о таких
покрытиях приведены в табл. 80.
Таблица 80
Электроды для сварки жаропрочных аустенитных
сплавов с алюминатной связкой
Марка
электрода
Содержание компонентов покрытия в %
X 15Н35Г7В7МЗТ
(ЭП235)
Х20Н77ТЗЮ
(ЭИ437А)
15 - 30
5% 30 10—12
Мп
ЦТ-22
ИМЕТ-7
44
59% фто-
ристого
кальция
чистого
1 К весу сухой шихты покрытия.
Недостатком нынешних алюминатных покрытий является их
недостаточная прочность.
Для сварки некоторых жаропрочных аустенитных сталей
с карбидным упрочнением в принципе возможно использование
электродов с пластмассовым покрытием. Некоторое науглерожи-
вание шва может быть в ряде случаев допущено без ущерба для
300
его свойств. Но-видимому электроды с такого рода покрытием
могут быть применены для сварки высокоуглеродистых аустенит-
ных жаростойких сталей.
Учитывая все сказанное выше (в гл. II и IV) о водороде, сле-
дует подчеркнуть необходимость тщательной прокалки аустенит-
ных электродов для получения плотных швов, свободных от
трещин. В этом смысле, по-видимому, следует проявлять осторож-
ность при разработке аустенитных электродов с повышенным
содержанием органических примесей в покрытии. Пластмассовые
покрытия, возможно, найдут применение при сварке жаропрочных
аустенитпо-карбидных сталей и высокоуглеродистых жаропроч-
ных сталей. Но вопросы предотвращения пористости в аустенитных
швах, свариваемых такими электродами, не должны уходить
из поля зрения сварщиков.
Ввиду большого омического сопротивления аустенитных ста-
лей и сплавов приходится ограничивать длину электродов и
максимальные плотности тока. Некоторые данные о размерах
аустенитных электродов, в сравнении с электродами из обычной
стали, приведены в табл. 81. Режимы ручной электродуговой
сварки аустенитных сталей характерны тем, что отношение вели-
чины тока к диаметру электрода обычно не превышает 25—30 а!мм.
При ручной сварке обычными электродами это отношение, как
правило, не бывает меньше 45—50 а!мм. Типичные режимы сварки
аустенитными электродами приведены в табл. 82.
Таблица 81
Размеры аустенитных электродов и
режимы ручной сварки аустенитных
сталей
X арактеристика
Толщина металла в мм электрода в мм Диа' 1 Длина метр 1 Сварочный ток в а
До 2 2 150 200 30- -50
2—2,5 2 3 200 -225 40- -80
2.5- 3 3 225-250 70 - -100
3—5 3—4 250—300 80- -140
5-8 4 300 90- -100
8—12 300—400 100- 165
Таблица 82
Рекомендуемые режимы сварки
аустенитным электродом швов,
занимающих различное положение
в пространстве
Положение шва в про- странстве Сварочный ток в а, в зависимости от диаметра электрода в мм
3 4 5
Нижнее Потолочное Вертикаль- ное 60—90 50—80 45—75 85- 140 75—130 65—120 110—160 90—150 80— 130
Сварку аустенитными электродами следует производить ко-
роткой дугой не только с целью улучшения защиты плавильного
пространства. Это делается и для уменьшения разбрызгивания.
Оказалось, что в брызгах, прилипших к поверхности стали или
шва, могут образоваться горячие трещины. Не удаленные, при-
липшие к поверхности металла брызги нередко могут служить
очагами коррозионного разрушения (рис. 123).
Действующий ГОСТ 10052—62 предусматривает выпуск аусте-
нитных электродов 20 типов (табл. 83, 84). В отличие от прежнего,
этот стандарт регламентирует не только тип наплавленного ме-
талла, но и содержание в нем углерода, серы, фосфора и других
примесей. В ГОСТе указывается и примерное назначение элек-
тродов. Впервые в мировой практике советским стандартом пре-
дусматриваются пределы содержания ферритной составляющей
в наплавленном металле. Это несомненное достоинство нашего
Рис. 123. Коррозионные трещины
в брызгах, не удаленных е поверхности
аустенитной стали
стандарта. Для жаропрочных
электродов контроль количества
феррита имеет особо важное
значение.
Ввиду отсутствия прецизион-
ных сварочных проволок, столь
необходимых для сварки жаро-
прочных аустенитных сталей и
сплавав, приходится заниматься
специальной шихтовкой элек-
тродных покрытий, чтобы имея
проволоку различного химиче-
ского состава в пределах сущест-
вующих широких допусков, по-
лучить шов со строго опреде-
ленным количеством феррита
[2, 16]. С этой целью в состав
покрытий вводят переменные ко-
личества, например, металличе-
ского хрома. В табл. 85 приве-
дены в качестве примера исходные данные для расчета содержа-
ния отдельных компонентов в покрытии жаропрочных электродов
ЦТ-15. Предусматривается гарантированное содержание в напла-
вленном металле, например, 2—5% феррита.
Отсутствие прецизионных аустенитных сварочных проволок
диктует необходимость долегирования шва через электродное
покрытие. В некоторых случаях приходится не только делегиро-
вать, но и легировать шов, вводя в шихту чрезмерно большие
количества металлических порошков или порошков ферросплавов.
В гл. II уже говорилось о необходимости создания в самом недале-
ком будущем прецизионных аустенитных электродов и ориента-
ции на нейтральные не легирующие покрытия. Данные о некоторых
наиболее типичных жаропрочных электродах, разработанных
такими ведущими организациями, так ЦНИИТМАШ [16, 19],
ЦКТИ, ИМЕТ [9, 10, 13, 28] и др., приведены в табл. 86.
Данные об электродах для сварки жаростойких сталей и
сплавов, разработанных в ЦПИИЧермете [3], НИИХИММаше
и па Московском опытно-сварочном заводе ]31[, приведены
в табл. 87.
303
Электроды для сварки высоколегированных сталей с особыми свойствами (ио ГОСТу 10052 — 62)
1 Тип । электрода . 1 Состав наплавленного металла 1 | ! | Содержание |Марка электрода . феррита в % 1 | Стойкость против межкристаллитной коррозии 5 при испытании | по ГОСТу 6032-58 । Механические свойства 1 при температуре 20° С
। в кГ/мм2 М 0/ в /0 [В 1е менее ан кГ>м/см-
1 I
ЭЛ-1 1Х21Н8 ОЗЛ-13 6,0-15,0 Стойкость по Методу «АМ» без провоцирующе- го отпуска 55 30 10
ЭА-1 а 1Х20Н9 ОЗЛ-8 ОП-1 । 2,5-7,0 । Не нормируется 53 30 1 Г2
ЭА-1Б ЭА-1Ба 1Х21Н9Б 1Х19Н10Б ЦТ-15-1 ЦТ-15 | 5,5-15,0 ' 2,5-5,5 Стойкость по методу «АМ» без провоцирующе» го отпуска 63 , 60 22 ! 24 й 1 3 :
ЭА-1В2Б 1Х19Н9В2Б ЦТ-16-1 5, 5 — 13, 0 То же 63 22 1 6
ЭА-1Г6 1Х19Н10Г6 ПИИ-48Г — Не нормируется 55 1 25 9
ЭА-1М2Фа 1 Х18Н10ГЗМ2Ф ЦТ-7, КТИ-5 2,5 —5,5 Но методу «АМ» без провоцирующего отпуска 60 28 8 !
ЭЛ-1 М2 В 1Х19Н11М2Б НЖ-13 , 5,0-15,0 : То же 60 22 7
ЭА-1Ф2 1Х19Н8Ф2 ГЛ-2 • Не менее 1 5,5 ! • 22 6
ЭЛ-2 ' 1 Х25Н13 03 Л-4 ОЗ Л-6 Не менее 2,5 Не нормируется 25 9
ЭА-2Г6 2Х24Н18Г6 ОЗ Л-9 1 по 30 12
ЭА-ЗМ6 1Х16Н26М6 II ИЛ Т-5 11< т 60 . 30 10
ЭЛ-ЗМ9 1 Х15Н26М9 ИМЕТ-4 60 30 10
ЭА-1ВЗБ2 1 ЗХ15Н35ВЗБ2 или ЗХ15Н35ВЗБ2К5 КТИ-7 1 1 62 1 18 6
1 В наплавленном металле регламентируется содержа ние С, 51, Мп, Ст, Ы1*. Мо, М1>, Т1‘, 8, Р и других элементов.
Примерное назначение аустенитных электродов (по ГОСТу 10052—62)
Тип электрода Состав наплавленного металла Рекомендуемая сварочная проволока по ГОСТу 2216-60 Примерное назначение
ЭА-1 1Х21Н8 Св-04Х19Н9 Св-06Х19Н9Т Для сварки сталей 0Х18Н10, Х18Н9, Х18Н9Т и им подобных, работающих при температурах до 350° С
ЭА-1 а 1Х20Н9 Св-04Х19Н9 Для сварки сталей 0Х18Н10, Х18Н9, Х18Н9Т и им подобных, работающих при температурах от —253 до 800° С при отсутствии жидкой, агрессивной среды
ЭА-1 Б 1X21Н9Б Св-08Х19Н10Б Для сварки коррозионностойких ста- лей Х18Н9Т, 0Х18Н12Т, Х14Г14НЗТ, 1Х21Н5 и им подобных, содержащих до 16% ГД и работающих в агрессивных сре- дах при температурах до 450° С
ЭА-1 Ба 1Х19Н10Б Св-08Х19Н10Б Для сварки жаропрочных и коррозион- ностойких сталей типа 18-8 и им подоб- ных, содержащих до 16% М1 и работаю- щих в агрессивных средах при темпера- турах до 800° С
И. Медовар 1023 305
Тип электрода Состав наплавленного металла
ЭА-1В2Б 19Х19Н9В2Б
ЭА-1Г6 1Х19Н10Г6
ЭА-1М2Ф 1Х18Н10ГЗМ2Ф
ЭА-1М2Ба 1Х19Н11М2Б
ЭА-1Ф2 1Х19Н8Ф2
ЭА-2 1Х25Н13
Рекомендуемая сварочная проволока но ГОСТу 2246—60 Примерное назначение
Св-08Х19Н10Б Для сварки жаропрочных сталей типа 1Х16Н14В2БР и им подобных, содержа- щих до 16% Ь! 1 и работающих при темпе- ратурах до 700° С
Св-08Х20Ш0Г6 Для сварки конструкционных низко- легированных специальных сталей, а так- ' же для сварки этих сталей с аустенитны- ми. Для сварки сталей типа 18-8, работаю- щих при низких температурах, вплоть до температуры —253° С
Св-06Х19Н10МЗТ, Св-08Х19Н12МЗ Для сварки коррозионностойких ста- лей Х17Н12МЗТ и им подобных, работаю- щих в соответствующих средах при тем- пературах до 350 ° С
Св-06Х19Н10МЗТ, Св-08Х19Н12МЗ То же, для работы при температурах до 700° С
Св-08Х19Н9Ф2С2 Для сварки коррозионностойких ста- лей типа 18-8, работающих при темпера- турах до 350° С
Св-07Х25Н13 Для сварки жаростойких сталей Х23Н18, Х23Н13 и им подобных, работаю- щих при температурах выше 850° С, а также для сварки малоуглеродистых и низколегированных сталей с аустенит- ными
] Тип электрода 1 Состав наплавленного металла
ЭА-2Б ! 1Х23Н13Б
ЭА-2Г6 2Х24Н18Г6
ЭА-2С2 1 1Х23Н13С2 1 1
ЭА-ЗМ6 1 । 1 1X161126М6
ЭА-ЗМ9 । 1 1Х15Н26М9
1 ЭА-4ВЗБ2 । ЗХ15Н35ВЗБ2
Рекомендуемая сварочная проволока по ГОСТу 2246—60 Примерное назначение
Св-07Х25Н13 Для сварки двухслойного металла со стороны высоколегированного слоя из сталей Х18Н9Т, 0X13
Св-25Х25Н16Г7 Для однопроходных швов при сварке стали Х23Н18 и ей подобных
Св-10Х20Н15 Для сварки жаростойких сталей Х25Н20С2, Х18Н25С2, Х20Н14С2 и им подобных для работы при температурах 900-1100° С
Св-10Х16Н25М6 Для сварки малоуглеродистых и низ- колегированных конструкционных ста- лей с аустенитными, работающими при повышенных температурах, а также для сварки жаропрочных сталей ряда марок, содержащих до 25—35% №, для работы при температурах до 700° С '
Св-ЮХ16Н25М6 Для однопроходных швов, корневых и облицовочных валиков при сварке аустенитных сталей, перечень которых указан выше применительно к электро- дам типа ЭА-ЗМ6
Св-ЗОХ15Н35ВЗБЗТ Для сварки жаропрочной стали ХН35ВТ и ей подобных, предназначенных для ра- боты при температурах до 750° С
Расчет содержания отдельных компонентов покрытия ЦТ-15
Расчетная формула
Компонент
При
тт Плавиковый пшат ит 100 Ф
Ферромарганец Вф.м- 340 С \ 2,62 - Мп \ Адцп )
Феррониобий Вф. нб ---340 Д,4« - кь, \ А\ь /
X ром метал- лический Вх. м --- 340 [ 2.0М1 — Ст \ Ащ /
п р
и меча н не. Я — количество вводимого компонента в %;
^п. шп —' МО Ф
\ ЛМп /
Вф. нб ’
2,01М1 — Сг
Ас.- '
Сг, №, Мп,
КМп’ КЫЬ'
\’Ь — фактическое содержание □ проволоке хрома, ни-
келя, марганца, ниобия в %;
— фактическое содержание марганца, ниобия и хрома
в соответствующих ферросплавах и порошках в %;
Ф - суммарное содержание всех компонентов покры-
тии, за исключением плавикового шпата в %:
Ф - ЗЬ ; Г) + 3 -I Вф м ~ Вф н6 - вх м.
В заключение следует отметить, что ГОСТ 10052—62 регла-
ментирует электроды, сходные по системе легирования, но отли-
чающиеся по количеству феррита в наплавленном металле; на-
пример, электроды типа ЭА-1Б (5,5—15,0% феррита) и ЭА-1Ба
(2,5—5,5% феррита); электроды типа ЭА-1В2Б и ЭА-1В2Ба
(5,5—13,0 и 2,5—5,5% феррита соответственно), типа ЭА-1М2Ф
и ЭА-1М2Фа (5,5—10,0 и 2,0—5,5% феррита соответственно).
Однопроходные швы, корневые и так называемые облудочные
валики надлежит сваривать электродами без индекса «а», т. е.
электродами с более высоким содержанием ферритной фазы, что
дает возможность противостоять аустенитизирующему действию
основного металла, разбавляющего наплавленный металл. Для
заполнения разделки шва следует применять электроды с индек-
сом «а».
Состав шихты покрытия электродов для сварки жаропрочных аустенитных сталей и сплавов **
(связка — силикат натрия, 25—30% к весу сухой шихты)
Марка электрода Марка проволоки Содержание компонентов покрытия в % Содержание феррита в наплавлен- ном металле
О. < 1 Плави- ковый шпат Ферро- марганец Ферро- титан Ферро- ниобий 1 Дву - ОКИСЬ титана Хром ме- талличе- ский Сода кальци- ! нирован- | ; наЯ Прочие
Электроды для сварки сталей типа 18-8
ЦТ-15 Св-08Х19Н10Б 38 * 1 * ; 3 1 * 5 * 0,5 1 2,2—4,5
ЦТ-16 СВ-08Х19Н10Б 33 * # 1 1 3 1 5 — 1 Ферромолиб- ден * 2,5—4,5
КТИ-5 СВ-04Х19Н11МЗ 26—31 38—48И2—15| — 1 — 5-18 4% феррована- дия 2-5
ЦТ-26 Х16Н8М2 (ЭП290 или ЭП377) Э 35 лектро * . 4 . цы для сварки -1 1 сталей типа 6 14-14; 6 14-18; - 1 1 16-14 2% ферромо- либдена, 2% фер- росилиция Си 45 2 5
АЖ-13-18 1Х13Н18В2Б 37 54 ; -1 — — — 0,5 | 6% марганца 3% алюминия нет
ЦТ-23 1Х16Н14Г7В2Б1 (ЭП462) 25 70 1 - - 1 — Нет х>
Марка электрода Марка проволоки Содержание компонентов покрытия в % Содержание феррита в наплавлен- ном металле
Мрамор Плави- ковый шпат Ферро- марганец Ферро- титан ' Ферро- ниобий Двуокись титана Хром ме-; 1 таллмче- 1 СК ИЙ X я та Д’® Я Л О о та х я О а х х Прочие !
НИАТ-5 Св-10Х16Н25М6 Электр 42 оды для сварки некоторых 40 [ 3 ] 10 1 — сталей 5 типа 1 5-25 0,5 Нет нет
ЦТ-10 СВ-10Х16Н25М6 30 58,5 5 6 - — - 0,5% графита »
ЭА-395/9 Св-10Х16Н25М6 50 27 Мар- ганец 5 5 — 0,5 серебристого 5% ферросили- »
КТИ-7 Св-ЗОХ 15Н35ВЗБЗТ Э 37 1ектрод 54 5 ы для 6 сварки сплаве >в типа 15-35 ция Си 45 3% хлорисго- »
ИМЕТ-4П (ЭП198) ЭИ435 (ХН80) Электроды дл 10 : 25 я сварь 5 ки спла вов на 1 никелевой основе - 1 - 1 - го калия 30% молибдена
ВИ-2-6 ЭИ435, ЭИ334 43 45 14 — — 4% молибдена »
(НЖ-2) ИМЕТ-10 (ХН80) НИМО-25 10 22 3 - 20 40 5% окиси алю- »
ЦТ-28 ЭП367 (Х1160М15) 35 35 7 — — — 0,3 миния. 20% фер- ровольфрама 1% ферросили- ция. 2% слюды »
* Состав шихты аустенитно-ферритных электродов нс постоянен, он рассчитывается в зависимости от фактического содержа-
ния хрома и никеля в данной партии сварочной проволоки.
309
Состав шихты покрытия электродов для сварки жаростойких аустенитных сталей и сплавов 1
(связка — силикат натрия 24—30% к весу сухой шихты)
Марка электро- дов Маркл проволоки Мрамор | Плавиковый шпат Двуокись титана Содержание компонентов покрытия в % ;
Ферросили- ций Ферромарга - нец , Марганец Г рафит серебристый Сода кальци- нированная Хром метал- лический Прочие 1 1 и 1 Наличие второй фазы 1
ЦЛ-25 Св-07Х25Н13 38 * . 5 — 8 — — & 3% ферротитана ' 3-9% 1 феррита
ЦТ-17 Св-10Х20Ш5 25 * 5 4,5% Си75 2,5 — 0,5 я — 3-5% феррита
ГС-1 Св-08Х20Н10Г6 27 26 - 1 23% Си45 — 6 — 14 2% алюминие- вого порошка 2% слюды >10% феррита
СЛ-25 06Х25Н12ТЮ (ЭП87) 45 39 | 6 2% Си75 2,5 —1 — — — 5,5% ферроти- тана 4-5% феррита
ОЗЛ-9-1 Св-13Х25Н18 9 — 1 1 25 1,75 0,15 33% доломита 28% рутилового концентрата 3% слюды Карбидная фаза
ОЗЛ-9а Св-25Х25Н16Г7 Св-13Х25Н18 30 в:- 8 12% доломита 40% рутилового концентрата, 2% слюды Карбидная фаза
ОЗЛ/ЛНЖ-16 31 27 | - । 15% Си45 6,5 1,5% алюми- ниевого порошка 19% ферробора БРЖ-Ы9 Кремнебори- стая фаза
цчм-з ЭИ868 (ХН60В15ТЮ) 37 56: - — — — — 7% никелемаг- ниевой лигатуры Нет
* По расчету.
2. СВАРКА ПОД ФЛЮСОМ
Преимущества сварки под флюсом перед ручной дуговой свар-
кой общеизвестны. Однако в применении к аустенитным сталям и
сплавам, по новому проявляются некоторые особенности сварки
под флюсом, не имеющие большого значения при сварке обычных
сталей. Речь идет, например, о возможности сварки без разделки
кромок [24]. Это обстоятельство имеет большое значение ввиду
плохой обрабатываемости аустенитных сталей и сплавов. Немало-
важное значение имеет и возможность сварки с одной установки,
без перерывов, шва практически любой протяженности. Избав-
ление от множества кратеров, неизбежного при ручной сварке,
обусловливает уменьшение опасности поражения швов трещи-
нами.
Но самое большое значение имеет постоянство условий сварки
и, как следствие, постоянство химического состава и свойств
металла шва, столь важное для сварных швов жаропрочных аусте-
нитных сталей. Причем это постоянство может быть обеспечено
при любой требуемой доле основного металла в металле шва,
т. е. и при сварке с разделкой кромок, и при сварке без нее.
Техника сварки под флюсом аустенитных сталей и сплавов
практически не отличается от техники, широко применяемой
в производстве конструкций из обычных сталей. Поэтому здесь
не будут приведены режимы сварки под флюсом швов разных ти-
пов и видов, читатель может пользоваться широко известной лите-
ратурой по этому вопросу. Отметим лишь важнейшие технологи-
ческие особенности этого способа сварки в применении к аусте-
нитным сталям и сплавам.
К числу этих особенностей относится прежде всего преимуще-
ственное использование постоянного, а не переменного тока.
Как и в случае ручной электродуговой сварки, предпочтение
постоянному току отдается вследствие использования флюсов-
шлаков высокоосновного типа.
Ввиду опасности и нежелательности перегрева основного ме-
талла стремятся производить сварку под флюсом швами малого
сечения. В отличие от ручной дуговой сварки, как теперь установ-
лено, нет нужды ограничиваться ниточными швами. В ряде слу-
чаев вполне допустимы или даже желательны швы с высоким
коэффициентом формы, например получаемые благодаря попе-
речным колебаниям электрода. Но все сказанное относится к швам
малого сечения. Увеличение сечения шва нельзя признать жела-
тельным ввиду неизбежного (в случае, если не принимаются спе-
циальные меры) огрубления структуры и повышения опасности
образования трещин. Если увеличение сечения шва достигается
за счет уменьшения скорости сварки, а не путем увеличения мощ-
ности дуги при обычных скоростях сварки, трещин можно ле опа-
саться. Так, например, при сварке со скоростью около 1 м1ч шов
Содерж
Марка стали С, не более Мп 5 1 Сг
Св-02Х19Н9 0,04 1,0 - 2,0 0,5—1.0 18,0—2!
СВ-04Х19Н9 0,06 1,0—2,0 0,5 -1,0 18,0—2!
Св-04Х19Н9С2 0,06 1,0—2,0 2,00—2,75 18,0—2!
Св-06Х19Н9Т 0,08 1,0—2,0 0,4—1,0 18,0—2!
Св-05Х 19Н9ФЗС2 0,07 1,0—2,0 1,3—1,8 18,0—2!
СВ-07Х18Н9ТЮ 0,09 <2,0 <0,8 17,0—1!
Св-08Х 19Н9Ф2С2 0,10 1,0 -2,0 1,3—1,8 18,0-2!
Св-08Х19Н10Б 0,05—0,10 1,2—1,7 <0,7 18,5—2!
Св-04 X 191111МЗ 0,06 1,0—2,0 <0,6 18,0—2!
Св-ЮХ 16Н25М6 0,8—0,12 1,0—2,0 <0,6 15,0 -Г
Св-ОбХ 19Н10МЗТ 0,08 1,0—2,0 0,3—0,8 18,0—2!
Св-ЗОХ 15Н35ВЗБЗТ 0,26—0,32 0,5—1,0 <0,20 14,0—1!
Св-10Х20Н15 0,12 1,0-2,0 <0,8 19,0—2!
Св-07Х25Н13 0.09 1,0—2,0 0,5—1,0 23,0—2!
Св-13Х25Н18 0,15 1,0—2,0 <0,5 24,0—2!
СВ-08Х20Н10Г6 0,10 5,0—7,0 0,2—0,7 20.0—2!
Св-08Х20Н9Г7Т 0,10 6,0 -8,0 0,5 -1,0 18,0—2!
Св-25Х25Н16Г7 0,20—0,28 6,0—8,0 <0,30 24,0 -2!
может иметь сечение 200—300 мм2 и быть свободным от трещин
Такой же по сечению и форме шов, но сваренный со скоростью
20—30 м!ч, может иметь трещины.
Ориентация на швы небольшого сечения предопределяет ис
пользование при сварке под флюсом жаропрочных аустенитны:
сталей и сплавов преимущественно топкой проволокой, обычш
диаметром 2—3 мм. Чем тоньше проволока, как известно, те»
меньше должен быть и вылет электрода. В связи с пониженно!
теплопроводностью и высоким электросопротивлением, аустенит
пая проволока, при прочих равных условиях, плавится быстре,
обычной стальной, т. е. обладает более высоким коэффициента»
плавления. Поэтому обязательным условием сварки под флюсом
как, впрочем, и других механизированных способов сварки 1
наплавки аустенитной проволокой, является уменьшение вылет:
электрода в 1,5—2 раза по сравнению с обычной стальной про
волокой. При сварке аустенитной проволокой диаметром 1,6—
2,0 мм вылет электрода не должен превышать соответственно 15—
20 мм.
В практике сварки под флюсом жаропрочных аустенитных ста
лей находят применение все или почти все аустенитные проволоки
предусмотренные ГОСТом 2246—60 (табл. 88). Уместно отметить
что многолетняя борьба сварщиков за повышение качества аусте
312
нитной проволоки (ГОСТ 2246—60)
элементов в %
! Мо Т! 5 р Прочие
V
Не более
8,0 -10,0 . _ 0,018 0,025
8,0—10,0 — — 0,018 0,025
8,0—10,0 — — 0,018 0,025
8,0—10,0 - — 0,5—1,0 — 0,018 0,030
8,0- 10,0 — — 2.2—2,7 0,025 0,030 —
8,0—10,0 - 1,0—1,4 — 0,015 0,030 0,6- 0.95А1
8,0—10.0 — 1,8—2,4 0,025 0,030
9,0—10,5 — — 0,018 0,025 1,2— 1,5КЬ
Сг -^7- < 2,05
10,0—12,0 2,0—3,0 — . — 0,018 0,025
24,0-27,0 5,5—7,0 — — — 0,018 0,025 0,1- 0,2М
9,0—11,0 2,0—3,0 — 0,5—0,8 — 0,018 0,025 —
34,0-36,0 . _ 2,5—3,0 0,6—1,0 0,018 0,025 2,8- 3,3\Ь
14,0—16,0 — — — — 0,018 0,025 —
12,0—14,0 — . — _. 0,018 0,025 —
17,0—20,0 — — — — 0,018 0,025
9,0—11,0 — —- — — 0,018 0,035 —
8,0—10,0 — — 0,6—0,9 — 0,018 0,035 -
15,0—17,0 — -- _. 0,018 0,030
нитных сварочных проволок дает свои результаты. В стандарте
1960 г. учтены многие требования сварщиков, касающиеся чи-
стоты стали для аустенитных проволок. В табл. 89 приведены дан-
ные, касающиеся проволоки для сварки сталей типа 25-20.
Хотя ГОСТ 2246—60 и предусматривает почти два десятка
аустенитных стальных проволок, современную сварочную технику
они удовлетворить не могут. Поэтому ежегодно по ведомствен-
ным техническим условиям изготовляются сварочные проволоки
Таблица 89
Изменение химического состава стандартной проволоки для сварки
аустенитных сталей типа 25-20 (ГОСТ 2246)
Год Содержание элементов в %
изда- ния С 81 Мп 5 г
стан- с г
дарта Не более Не более
1943 0,15 1,0 2,0 24—27 19—21 0,03 0,03
1951 0,12 0,7 1,0—2,0 24—27 19—21 0,03 0,03
1954 0,15 0,5 1,0—2,0 24—27 17—20 0,02 0,03
1960 0,15 0,5 1,0—2,0 24—27 17—20 0,018 0,025
0,20—0,28 0,3 6,0—8,0 24—27 15—17 0,018 0,030
314
Таблица 90
Химический состав аустенитных сварочных проволок, выпускаемых по техническим условиям
Марка проволоки Ле технических условий ЧМТУ/ЦНИИЧМ с. не более Содержание элементов в %
81 Мп Сг К| т' Мо Прочие элементы
ЭИ649 3211—52 0,07 1,3-1,8 <0,7 20,0-22,0 8,0-10,0 1,0-1,4 1,3-1,8У
ЭИ898 — 0,05-0,10 0,20—0,45 1,8-2,2 18,5-20,5 9,0-10,5 — 0,9-1,3 —
ЭИ902 — 0,10 =<0,6 1,0—2,0 18,0—20,0 9,0-11,0 — 0,9-1,3 2,0-3,0 —
ЭП156 276-60 0,10 2,0-2,5 1,0-2,0 19,0-21,0 8,0-10,0 |0,6-1,0 0,6-1,0 — 0,3—0.7А1
ЭП89 170-59 0,07 0,5-1,0 <0,8 19,0-21,0 10,0-11,0 |0,6-0,9 0,6-0,9 2,5-3,5 —
ЭП87 168-59 0,07 0,6-1,0 0,8 24,0—26,0 11,5-13,5 0,6-0,9 — — 0,4—0,8А1
ЭИ859 5595-56 0,10 <0,40 0,8-1,2 14,0—16,0 24,0-26,0 — — 5,0-6,0 —
ЭП88 168—59 0,10 <0,35 6,0—8,0 14,0—16,0 22,0-25,0 — 2,0-3,0 7,0—8,0%'
ЭП235 400-61 0,08 <0,35 7,0-8,5 14,0—16,0 34,0-36,0 1,3-1,8 — 3,0-4,0 7,5—8,5%'
ЭП494 Дополнение № 1 к ЧМТУ 400-61 0,08 <0,35 7,0-8,5 14,0-16,0 34,0-36,0 1,3-1,8 — 8,0-10,0 —
ЭП497 1089—64 0,10 <0,35 6,0-8,0 14,0-16,0 22,0-25,0 — — 6,0—8,0 Не более 0,3% XV
ЭП532 1222—64 0,10 2,5-3,0 <1,5 24,0-27,0 18,0-21,0 — — — 0,4—0,7В
ЭП537 1253—64 0,08 <0,7 28—32 12,5-14,5 1,0-2,0 — — — 0,25-0,50В
ЭП435 846-63 0,10-0,16 <0,35 0,5-1,1 14,0—16,0 34,0-36,0 — — — 4-5\У 3,2—4,5Та
ЭП467 1037—63 0,08 <0,5 0,5—1,0 14,5—16,5 23,0-25,0 1,5-2,2 — — 4—5%’ 0,4—0,7В
из аустенитных сталей десятков марок. Главное их отличие от
стандартных проволок заключается в суженных допусках на со-
держание кремния, фосфора и легкоплавких примесей. В ряде
случаев оговаривается поставка проволоки из аустенитной
стали электрошлакового переплава. Данные о некоторых нестан-
дартных аустенитных стальных проволоках [23] приведены
в табл. 90.
ГОСТом 2246—60 не предусматривается, пока что, изготовление
проволок из аустенитных сплавов. Такого рода проволоки вы-
пускаются только по ведомственным техническим условиям.
Главным отличием проволок этого класса от соответствующего
основного металла является ограниченное содержание вредных
примесей и суженные допуски на основные легирующие
примеси.
Общей особенностью аустенитных сварочных проволок яв-
ляется их легкая наклспываемость и, как следствие, большая
жесткость, сильно затрудняющая работу правильных механизмов
и токоведущих частей аппаратуры для сварки под флюсом. Ска-
занное, естественно, относится в полной мере и к другим способам
механизированной сварки, предусматривающим быструю непре-
рывную подачу аустенитной проволоки. Даже непродолжительный
нагрев при температурах, превышающих 950—1000° С (в зави-
симости от марки стали или сплава), может смягчить проволоку.
При отсутствии печей светлого отжига, во избежание недопусти-
мого окисления поверхности проволоки, ее можно подвергать
нагреву и в обычных печах, но в специальных герметичных кон-
тейнерах. В таких контейнерах проявляется эффект самопроиз-
вольного образования вакуума и очистки поверхностей от окис-
лов (см. гл. VIII). Об этом явлении подробнее будет сказано в сле-
дующей главе, в разделе, посвященном так называемой авто-
вакуумной сварке давлением.
Для сварки аустенитных сталей разработаны и применяются
следующие системы флюсов (табл. 91): низкокремнистые, фторид-
ные или солевые, высокоосновные.
К числу низкокремнистых относятся флюсы, со-
держащие примерно до 30% 8Ю2. Наиболее типичным является
флюс АН-26.
Фторидные флюсы, в свою очередь, подразделяются на
чисто солевые, т. е. бескислородные, безокисли/пельные и окисли-
тельные.
Основой фторидных флюсов является один из наиболее туго-
плавких фторидов СаР2. Однако в состав фторидных флюсов мо-
гут быть введены также фториды стронция 129, 301, бария, ма-
гния и натрия, а также фториды редкоземельных металлов —
церия и лантана.
Далее приведены температуры плавления и кипения (в СС) не-
которых фторидных соединений.
Соединение Тпл в °С Ткип в °с
ЕлР 840—844 1676
КЕ 850 1500—1505
Мар 980—1040 1705
А1Р3 1040
М§Р2 1225 2260
ВаР2 1280—1290 2260
8гР2 1300—1400 2460
СаГ2 1418 2500
Таблица 91
Системы флюсов, применяемых для сварки аустенитных
сталей и сплавов
Наименование флюса Шлаковая система .Чарка флюса Назначение
1 [пзкокремии- стый 81О2—А12О3 —СаР'г- - СаО—М^О АН-26 Аустенитно-ферриг- ныс швы
Фторидный бескислород- ный Сар2—Мар АНФ-5 Чистоаустенитные швы
Фторидный безокисли- тельный СаГа—А1аО3—СаО АНФ-8; 48-ОФ-6 >? »
Фторидный окислительный СаР2—А1аОз - МпО СаР2 -А120з—СаО— 5Ю2 Сар2 -В2О3 АНФ-17 АНФ-14, АНФ-16, 48-ОФ-10 А НФ-22 Чистоаустенитные швы, не содержащие Т1, А1, В Аустенитпо-ферритные швы, наплавка Аустенитно-боридные швы
Высокооснов- ной Л12О3—СаО — М&О СаР2 АН-29 Чнстоаустенитные швы
Высокооснов- ной бесфтористый Карбидный Л12О3—СаО—М§О Все указанные выше системы АН-292 » » Лустснитно-карбид- ные швы
Примечание. Все флюсы могут быть использованы и для сварки аусте- нитно-ферритных швов.
Бескислородные фторидные флюсы не имеют в своем составе
кислородных соединений. Типичным представителем таких флю-
сов является флюс АНФ-5 (табл. 92).
Таблица 92
Химический состав наиболее типичных плавленых флюсов
для сварки аустенитных сталей
Марка флюса СаР, • Расчетный состав шихты в %
ЦаР Л12ОЯ СаО Мцо 3.'О2 МпО
АН-26 20 —24 20—22 5,0 —6,5 16—18 30—32 2,5—3,5
АНФ-5 75 -80 17—25 — — —- До 2 —
ЛНФ-8 45—55 — 25—35 12—18 —- » 2 - -
48-ОФ-6 45—60 20 - 27 17—21 3 » 2,5 —
АНФ-17 * 48- 55 — 22 - 26 3—5 — Следы 9—13
АНФ-14 60—65 10—12 До 8 4—8 14—16 —
ЛНФ-16 50 -55 5 7 23 -32 » 5 5—9 До 5 —
48-ОФ-Ю 35—45 — 28—34 » 8 11 — 14 9—12
АНФ-22 ** 86—92 — 2—3 —- — —
АН-29 10—15 40—50 35- -45 —- Следы —
АН-292 — 58 61 33—37 4—7 До 1,5 --
4—8% К2О ” 8 12% В2С >«.
Безокислительные фторидные флюсы, сохраняя фторидную
основу (не менее 50%), содержат определенные количества устой-
чивых окислов — А12О3, СаО, М§0. Как следует из их названия
эти флюсы по расплавлении образуют неокислительные шлаки.
Это, конечно, не означает, что металлургические реакции при ис-
пользовании таких флюсов полностью подавляются. Наоборот,
эти флюсы энергично рафинируют ванну, удаляют из нес серу,
неметаллические включения. Более того, они способны даже уда-
лять некоторое количество кремния из сварочной ванны.
Появление безокислительных фторидных флюсов связано глав-
ным образом со стремлением улучшить технологические харак-
теристики фторидных бескислородных флюсов. Последние, об-
ладая превосходными металлургическими свойствами (они хорошо
обессеривают сварочную ванну, почти не окисляют титан и дру-
гие легкоокисляющиеся примеси), страдают существенным не-
достатком — не всегда обеспечивают приемлемое формирование
сварных швов. При сварке под фторидным флюсом затруднительно
получить шов с плавными очертаниями и с плавным переходом
к основному металлу. Другим технологическим недостатком фто-
ридных бескислородных флюсов (применительно к дуговой сварке)
является их способность поддерживать устойчивый электрошла-
ковый процесс. Этот недостаток особенно ощутим при сварке
тонкой проволокой на относительно малых токах и при малой ско-
рости перемещения дугщ.т. е. в условиях, когда заметно возра-
стает количество жидкого шлака. При этом дуга шунтируется рас-
плавленным шлаком, и дуговой процесс переходит в так называе-
мый перемежающийся или чисто электрошлаковый. В результате
формирование шва резко ухудшается. Как известно, электрошла-
ковый процесс надлежит сочетать с принудительным формирова-
нием металлической ванны. Поскольку для сварки жаропрочных
сталей и особенно сплавов на никелевой основе характерны опи-
санные режимы сварки (тонкая проволока, малый ток, малая
скорость сварки), это затрудняет широкое использование фто-
ридных бескислородных флюсов и вынуждает, в ряде случаев,
ориентироваться на фторидные безокислительные флюсы. Наибо-
лее типичными из них являются флюсы АНФ-8, 48-ОФ-6 (табл. 92).
Фторидные безокислительные флюсы, особенно флюсы с повышен-
ным содержанием СаО, склонны к гидратации 15, 6] и требуют
во избежание пористости тщательной прокалки незадолго до
сварки.
Фторидные окислительные флюсы, как и безокислительные,
имеют фторидную основу (не менее 50%), но содержат наряду
с устойчивыми окислами и такие неустойчивые кислородные со-
единения, как окислы марганца, бора. Наличие окислов перемен-
ной валентности, в том числе и окислов титана, сообщает флюсам
рассматриваемой группы способность окислять нежелательную
для чистоаустенитных швов примесь — кремний. Кроме того,
такие флюсы позволяют легировать шов марганцем и бором [22].
Автор не является сторонником легирования металла шва через
флюс. Введение окислов марганца и бора во флюс продиктовано
необходимостью окисления кремния при сварке высоконикелсвых
сталей и сплавов 125]. Легирование шва марганцем — попут-
ное явление. Вместе с тем, наличие марганца или бора во флюсе
желательно во избежание их окисления при сварке сталей и спла-
вов, легированных этими элементами. С точки зрения формирова-
ния окислительные фторидные флюсы несколько уступают безокис-
лительным, но превосходят фторидные бескислородные флюсы.
Данные о составе типичных флюсов этого типа (АНФ-17, АНФ-22)
приведены в табл. 92.
Поскольку фторидные окислительные флюсы оказывают актив-
ное воздействие на химический состав металла шва, необходимо
остановиться на вопросе о возможности регулирования этого воз-
действия. Известно, что степень легирования металла через шлак
при сварке под флюсом, как и при сварке покрытыми электродами,
зависит прежде всего от соотношения масс жидких шлака и ме-
талла, вступающих во взаимодействие. Это соотношение, в свою
очередь, определяется напряжением и током дуги. При сварке
под флюсом увеличение количества расплавленного шлака ра-
стет с ростом напряжения дуги и уменьшением величины тока.
318
Автор, совместно с И. И. Кумышем 1141, обратил внимание на
то, что полнота реакций между металлом и шлаком при сварке
под флюсом во многом зависит и от скорости сварки. Чем меньше
скорость сварки, тем больше время взаимодействия обеих жидких
фаз, тем ближе состояние их к равновесному.
Во всех случаях разумеется, речь идет о сопоставимых усло-
виях, т. е. при равных соотношениях количеств жидких шлака
и металла. С наибольшей четкостью сказанное проявляется при
сварке на малых скоростях, например 3—10 м!ч. Однако и в диа-
пазоне более типичных для сварки под флюсом скоростей пере-
мещения дуги происходит то же самое. Так, например, при сварке
под карбидным флюсом переход углерода в шов составляет 0,28%
при сварке со скоростью 32 м/ч и 0,4096 при скорости 16 м!ч.
Рассмотрим третью группу — так называемых высоко-
основных флюсов. К числу этих флюсов относятся флюсы
на основе высокоустойчивых окислов СаО—М§0—А12О3. Они
могут иметь некоторое количество фторидов (вплоть до 5096;
при более высоком содержании фторидов флюсы должны быть
отнесены к числу фторидных), но могут быть и полностью бес-
фтористыми. Флюсы этой группы сочетают в себе хорошие метал-
лургические и технологические свойства, за исключением одного
показателя - стойкости сварных швов против пористости.
Это относится, как и следует ожидать, к бесфтористым флюсам.
При расплавлении высокоосновиых бесфтористых флюсов обра-
зуются шлаки, не выделяющие компонентов, могущих связать
водород в нерастворимые в жидком металле соединения (НЕ, ОН,
СХН^). Такие флюсы не способны поэтому предотвратить водо-
родную пористость в сварных швах аустенитных сталей и спла-
вов (см. рис. 19). В известной мере помогает использование посто-
янного тока прямой полярности, но радикальное решение дости-
гается лишь при изменении состава флюса путс.м введения фтори-
стых соединений и небольших количеств ТЮ2.
Удивительные изменения в свойствах высокоосновных бес-
фтористых флюсов вызывает введение в их состав карбидов каль-
ция или магния. Наличие карбидов во флюсе оказывает двоякое
действие па ход металлургических процессов.
Во-первых, становится возможным связывание водорода в не-
растворимые в сварочной ванне углеводороды, например, по реак-
циям
хСа2С |- г/Н2О -+ шСаО г пСхНу | ; (31)
хМ§2С + г/Н2О тМ§О пСхНу -9 , (32)
и предотвращение, благодаря этому, пористости.
Во-вторых, происходит некоторое науглероживание металла
шва, могущее в известных условиях способствовать предотвраще-
нию горячих трещин.
Наконец, наличие карбидов в шлаке придает ему восстанови-
тельный характер, что значительно облегчает отделимость шла-
ковой корки.
Надо сказать, что вопрос отделимости шлаковой корки, хотя
и не стоит теперь так остро, как в период, предшествовавший соз-
Рис. 124. Влияние окислительной способности флюса на отдели-
мость шлаковой корки от поверхности аустенитного сварного шва:
а—кислый марганцевый флюс АН-348А, плохая отделимость; б—низко-
кремнистый флюс АН-26, шов содержит ниобий (березовая кора); в — Шов
содержит ниобий, фторидный иеокислитсльный флюс, хорошая отделимость
дапию фторидных и высокоосновпых флюсов, все же имеет не-
маловажное практическое значение и в настоящее время. Из-
вестно, что прочное удержание шлаковой корки па шве является
результатом образования на его поверхности окисленного слоя,
имеющего вполне определенную кристаллическую решетку, способ-
ную, с одной стороны, достраивать решетку металла шва,а с дру-
гой — вступать в связь со шлаковой коркой. При сварке аусте-
нитных сталей под кислыми марганцевыми флюсами, способными
320
Продолжительность плавки ——
Рис. 125. Характер изменения содер-
жания углерода в расплаве при вы-
плавке его в электропечи (схема)
аустенитных сталей и сплавов,
энергично окислять хром, наблюдается сильное прилипание шла-
ковой корки (рис. 124, а). Применение низкокремнистых флюсов
без марганца или с минимальным количеством марганца (АН-26)
позволило несколько улучшить отделимость шлаковой корки.
Однако при наличии в металле шва легирующих элементов, обра-
зующих шпинели (ниобий, ванадий, цирконий, алюминий и др.),
отделимость шлаковой корки резко ухудшалась. На поверхности
шва, по удалении шлаковой корки, оставались тонкие поперечные
пластинки шлака, делающие поверхность шва похожей на бере-
зовую кору (рис. 124, б). В свое время предпринимались попытки
улучшить отделимость шлако-
вой корки путем изменения ре-
жима сварки, использования
пемзовидных флюсов и т. д., все
они были направлены на борьбу
со следствием, а не с причиной
прилипания шлака. Между тем,
нужно было устранить причи-
ну — окисление поверхности
шва. Радикальным решением
проблемы явилось создание пол-
ностью безокислительных флю-
сов фторидных и основных (рис.
124, в).
Но вернемся к вопросу о кар-
бидных флюсах. Любой из флю-
сов, применяющихся для сварки
может стать карбидным [21 ]. Для этого требуется ввести в шихту
флюса некоторое, заранее рассчитанное, количество графита.
Надо сказать, что в электроилавленых флюсах, т. е. во флюсах,
выплавленных в дуговых печах с углеродистой футеровкой или
подиной, всегда содержится некоторое количество карбида каль-
ция или магния. Лучшим доказательством этого служит запах
ацетилена, обнаруживаемый всегда при грануляции электро-
плавленых флюсов в воду 132]. Чтобы получить стабильные,
воспроизводимые результаты, необходимо строго соблюдать тех-
нологию выплавки флюсов. В противном случае, если, например,
передержать расплав в печи, в условиях свободного доступа воз-
духа к зеркалу шлаковой ванны становится возможным окисле-
ние углерода кислородом воздуха по известной реакции
2СаС2 + 50 2 -> 2СаО 4- 4СО., 1 . (33)
На рис. 125 и в табл. 93 приведены данные о кинетике окисле-
ния углерода флюса в зависимости от продолжительности нахо-
ждения расплава в печи.
Существенным недостатком карбидных флюсов является не-
обходимость тщательной их герметизации во избежание разложе-
21 Б. И. Медовар 1023 321
Влияние продолжительности выдержки расплава в печи
па содержание углерода в % в сварочном флюсе
Марка флюса Продолжительность выдержки в ч
0 0.5 1 1.5 2 2.5 3
ЛНФ-1Н * АН-26 ** 1,37 0.52 0,36 0,28 0,17 0,27 0,05 0,19 0,04 0,17 0,07
* В шихту весом 25 кг ввели 2 кг графита. ** В шихту весом 15 кг ввели 1 кг графита.
ния карбида влагой, содержащейся в воздухе. Но с этим недо-
статком можно мириться, если учесть перечисленные достоинства
карбидного флюса. Лучше всего их характеризует следующий
пример: производилась многопроходная сварка жестких узлов
из толстолистбвой аустенитной стали проволокой из стали ЭП88
Рис. 126. Влияние состава флюса на стойкость аустенитного шва
типа 16-26-6 против образования горячих трещин:
а — обычный флюс ЛНФ-8, трещины; б—карбидный флюс АНФ-8к, нет
трещин
(1 Х16Н23Г7МЗВЗ). При сварке под флюсом ЛНФ-8 шов был по-
ражен трещинами (рис. 126, а). При сварке под карбидным флю-
сом этого же состава (АНФ-8К) шов не имел трещин (рис. 126, б).
Он приобрел тонкую микроструктуру с мелкодисперсными пер-
вичными карбидами.
В заключение необходимо сказать несколько слов о керами-
ческих флюсах для сварки аустенитных сталей [15, 18, 33 1.
Химический состав наиболее типичных из них приведен в табл. 94.
322
Химический состав наиболее типичных керамических флюсов
для сварки аустенитных сталей
Марка флюса (щС.Од Состав в %
МЙО Т10 2 А1 о О а । С а Г о 8Ю, МагО 81 ЫаР
хнк-66 К-8 ФЦК * 10,0 (СаО) 54,0—58,0 20,0 8,5—11,0 14,0-15,0 28,0 17,0 4,5—5,()|о,0—6,0 10,0 > 77,0 23,0 — 4,0—5,0 1,5—2,0 _ 1 1 3,6—3,9 — 5.0
* 8,0% КС1.
Отношение автора к легирующим керамическим флюсам было
высказано выше (в гл. II). Автор не видит никаких преимуществ
нслегирующих керамических флюсов ио сравнению с современными
плавлеными флюсами, предназначенными для сварки аустенит-
ных сталей и сплавов. О их преимуществах можно было говорить
тогда, когда еще не было бсзокислительных плавленых флюсов.
Данные о примерном назначении всех рассмотренных флюсов
приведены в табл. 91.
Современные флюсы в сочетании с проволоками соответствую-
щего состава позволяют успешно сваривать многие жаропрочные
и жаростойкие стали и сплавы. Автор полагает, что сварка под
флюсом еще долгие годы будет служить одним из эффективных
средств получения надежно работающих сварных конструкций
из аустенитных сталей и сплавов.
3. ЭЛЕКТРОШЛАКОВАЯ СВАРКА
Электрошлаковая сварка (ЭШС) в производстве изделий и
конструкций из аустенитных сталей применяется сравнительно
недавно. Потребность в однопроходной сварке толстых жаро-
прочных сталей и сплавов появилась лишь в последние годы
в связи с развитием атомной энергетики, нефтехимии, ракетной
техники. Речь идет о сварке металла толщиной в несколько де-
сятков и даже сотен миллиметров в виде поковок, отливок, ли-
стового и фасонного проката.
Нет нужды останавливаться на общих закономерностях ЭШС,
подробно рассмотренных в известной монографии Института
электросварки («Электрошлаковая сварка». 2-е изд,, Машгиз,
1959). Отметим лишь, что в производстве изделий и конструкций
из аустенитных сталей и сплавов находят применение и сварка
проволокой (для швов большой протяженности) и ЭШС пластин-
чатым электродом (для коротких швов). Достоинства и недостатки
обоих способов ЭШС обычных сталей известны. Отмстим лишь
те из них, которые особенно проявляются в случае аустенитных
сталей и сплавов.
Ввиду большой жесткости аустенитной проволоки и ее высо-
кого омического сопротивления токоведущие части аппаратуры
для ЭШС находятся в очень тяжелых условиях. При ЭШС трудно
работать при малом вылете электрода, столь необходимом для
аустенитной проволоки. Надежная и длительная работа нынеш-
них аппаратов для ЭШС возможна лишь при использовании аусте-
нитной проволоки с омедненной поверхностью.
Рис. 127. Влияние коэффициента <р
формы электрошлакового шва на его
стойкость против горячих трещин:
а — ср = 0,6, горячие трещины;
б — ф = 3,0, нет горячих трещин
Рис. 128. Влияние объема металличе-
ской ванны при электрошлаковой
сварке на стойкость аустенитных швов
против горячих трещин:
а —ширина шва Ь~80 мм, горячие тре-
щины; б — ширина шва Ь — 40 мм, го-
рячих трещин нет (коэффициент <р формы
шва в обоих случаях равен 2)
Вместе с тем, вариант ЭШС проволокой имеет серьезные пре-
имущества перед сваркой пластинчатым электродом, заключаю-
щиеся в значительно большей гибкости технологии. При сварке
проволокой представляется возможным в значительно более
широких пределах варьировать режим сварки, управлять глу-
биной проплавления, объемом и формой металлургической ванны.
А это имеет решающее значение для получения швов без трещин.
На примере швов, изображенных на рис. 127 и рис. 128, видно,
что при ЭШС, как и при других видах сварки плавлением аусте-
нитных сталей нужно стремиться к получению швов, характе-
ризуемых большим коэффициентом формы. Важно, однако, полу-
чить шов требуемой формы при минимальной его ширине, т. е.
при минимальном проплавлении кромок. А это значительно проще
сделать при сварке проволокой, чем в случае пластинчатого элек-
трода.
С другой стороны, вариант ЭШС пластинчатым электродом
имеет и свои серьезные достоинства. Это прежде всего простота
изготовления. Пластинчатый электрод может быть катаным, ко-
ваным и даже литым. Ясно, что изготовить его можно и проще
324
и быстрее, чем тонкую сварочную проволоку (диаметром, напри-
мер, 3 мм). Это особенно важно, когда приходится осваивать
сварку вновь разработанных труднодеформируемых жаропроч-
ных аустенитных сталей и сплавов и нет возможности в короткий
срок изготовить сварочную проволоку. Пластинчатый электрод
незаменим, если речь идет о сварке жаропрочных недеформируе-
мых сплавов, из которых вообще нс удается приготовить про-
волоку.
Важнейшей особенностью ЭШС, обусловленной специфиче-
скими для этого способа сварки термическим циклом, малой ско-
ростью перемещения источника нагрева, характером кристалли-
зации сварочной ванны, отсутствием, как правило, угловых де-
формаций, является высокая стойкость металла шва против об-
разования горячих трещин. При ЭШС без особых ухищрений
удается получить свободные от трещин чистоаустенитные швы
на сталях и сплавах, которые лишь с болыишм трудом поддаются
сварке под флюсом или ручной электродуговой сварке. При ЭШС,
например, вовсе нет необходимости следить за обязательным на-
личием первичного феррита в металле шва. При ЭШС во многих
случаях нет нужды столь строго ограничивать содержание фос-
фора и других вредных примесей в шве. При ЭШС, наконец, если
говорить о получении швов без горячих трещин, нет нужды при-
менять неокислительные флюсы-шлаки, столь необходимые при
сварке под флюсом или ручной электродуговой сварке.
Казалось бы, следует повсеместно применять ЭШС, если это
только позволяет толщина металла (практически ЭШС осуществима
при толщине металла, превышающей 20—25 мм). Однако дело
обстоит значительно сложнее. ЭШС отличается весьма малой кон-
центрацией сварочного нагрева. Это приводит к весьма интенсив-
ному перегреву свариваемого металла, к образованию широкой
зоны металла, претерпевшей необратимые превращения вследствие
длительного пребывания при температурах, превышающих 1200—
1250° С. Перегрев жаропрочных аустенитных сталей и сплавов,
как мы уже знаем (см. гл. IV), чреват опасностью локальных раз-
рушений. Вот почему мы не можем ориентироваться на широкое
применение ЭШС в производстве конструкций из жаропрочных
сталей и сплавов. Ее можно и нужно использовать лишь приме-
нительно к аустенитным сталям и сплавам, не склонным к ло-
кальным разрушениям. Ею можно воспользоваться и в случае
конструкций из жаропрочных сталей и сплавов, в принципе под-
верженных локальным разрушениям, если эти конструкции будут
работать непродолжительное время при температурах, способ-
ных вызвать этот вид разрушения.
Мы говорили о том, что электрошлаковый аустенитный шов
без трещин можно получить и в случае использования обычных
сварочных флюсов, применяемых при ЭШС углеродистых и низко-
легированных сталей. Конечно, на практике так пе поступают.
Чтобы получить шов с требуемыми свойствами, с требуемой жаро-
прочностью, необходимо сохранить в металле шва композицию ос-
новного металла. Л для этого нужны неокислительные флюсы. По
этой причине при ЭШС аустенитных сталей и сплавов применяют
такие же флюсы, как и при сварке под флюсом, рассмотренные
в предыдущем параграфе. Однако ЭШС предъявляет некоторые
специфические требования к физико-химическим свойствам флю-
сов и условиям их использования. Остановимся на этом вопросе
подробнее.
Рис. 129. Непровары (а) и несплавлс-
ния (б) при электрошлаковой сварке
аустенитных сталей и сплавов
В сварных соединениях, вы-
полненных ЭШС, обнаружи-
вается специфический дефект —
н ес плав лен и я (рис.
129, б). Его не следует смеши-
вать с непроварами (рис. 129, а),
которые образуются в тех слу-
чаях, когда свариваемые кром-
ки в процессе ЭШС не опла-
вляются шлаковой ванной. Не-
провары образуются, например,
при чрезмерной глубине шлако-
вой ванны, недостаточно высо-
ком сварочном напряжении,
слишком большом удалении
электрода от кромки и т. д.
Естественно, что неоплавленные
кромки не могут соединиться с
металлом шва. Здесь кристалли-
зация шва идет не на твердой подкладке, а как в своего рода ме-
таллической изложнице. В случае сплошного непровара по обеим
кромкам образуется нс шов, а слиток, прообраз слитка, получае-
мого при электрошлаковой переплаве (см. гл. VIII).
По иному образуются песплявления. Они наблюдаются в усло-
виях оплавления кромок, причем нередко на большую глубину.
Однако сплошность сварного соединения не достигается из-за
шлаковых прослоек. Иными словами, образование несплавлений
есть следствие раздельной кристаллизации оплавленных кромок
и металла шва. Шлаковые прослойки могут глубоко проникать
в шов, создавая несплошности уже не между оплавленной кром-
кой и швом, а внутри самого шва. Появление шлаковых прослоек,
т. е. несплавлений, связано с подавлением процесса обособления
двух жидких фаз — шлаковой и металлической. Известно, что
жидкий шлак примерно в 3—4 раза менее плотен, чем жидкая
аустенитная сталь. Поэтому капельки шлака легко всплывают
па поверхность металлической ванны и сливаются с шлаковой
ванной. Однако, всплывание шлаковых капелек может и не про-
изойти, если шлак хорошо смачивает кристаллиты, растущие
в жидком металле, или если межфазное натяжение па границе
металл—шлак мало. В этом случае эмульгированные в металли-
ческой ванне капельки шлака легко сливаются в прослойки,
стремящиеся удержаться на поверхностях кристаллитов, а не
отделиться от них.
Предположения о наличии прямой связи между физико-хи-
мическими свойствами сварочных шлаков [34, 35] и появлением
несплавлепий подтверждаются данными табл. 95 [26]. Установ-
лено, что нссплавлсния образуются только при ЭШС сталей и
сплавов, легированных титаном или алюминием. Например, они
наблюдаются при сварке стали 1Х18Н10Т и сплава Х20Н77ТЗЮ
(ЭИ437), по н и к о г д а нс образуются при ЭШС стали 0Х18Н9
и сплава Х20Н80, не содержащих титана и алюминия. Несплав-
ления не образуются и при сварке сталей и сплавов с титаном и
алюминием, если используются флюсы системы СаР2—СаО или
СаЕ2—СаО—А12О3, отличающиеся наиболее высокими значениями
поверхностного и межфазного натяжения (табл. 95). Из сказан-
ного следует, что хотя при ЭШС не требуется, например, чтобы
флюс хорошо формировал шов (что очень важно для дуговой
сварки), но совершенно необходимо, чтобы этот флюс не давал
несплавлений.
Таблица 95
Влияние состава флюса на его поверхностное и межфазное
натяжение (по данным О. А. Есина и др.)
Марка флюса Шлаковая система
АНФ-1П АПФ-6 АНФ-7 АНФ-8 СаЬз СаГ2 -А12О3 СаЬ'а—СаО СаКз—А12О3—СаО
Характеристика шлака
Поверхностное атяжение в эрг/см1 Межфазное натяже- ние иа границе с жидкой сталью марки 1Х18Н10Т в эрг/см?
280 1150
295 1300
315 1200
375 1380
Второй особенностью ЭШС, отличающей ее от сварки под флю-
сом, является желательность непрерывного обновления шлако-
вой вапны. При сварке под флюсом такое обновление происходит
самопроизвольно, так как по мере перемещения дуги в плавиль-
ное пространство непрерывно поступают все новые и новые порции
флюса, еще не реагировавшего с металлом или атмосферой воз-
духа. При электрошлаковой сварке после наведения шлаковой
ванны, ее обновления, особенно при сварке недлинных швов,
практически не происходит. Если бы мы ориентировались не пол-
ностью нейтральные флюсы, с таким положением еще можно
было бы мириться. Однако современная технология ЭШС построена
исходя из позиций активного вмешательства в металлургические
процессы, протекающие в плавйльном пространстве. Если ие об-
новлять активный шлак, то очень скоро он потеряет свои способ-
ности. По мере обогащения шлака окислами железа, кремния,
хрома он лишится своей способности рафинировать сварочную
ванну — удалять из нее серу и неметаллические включения.
С увеличением продолжительности взаимодействия с металличе-
ской ванной окислительный шлак израсходует запасы кислород-
ных соединений первоначального состава и утратит способность
Рис. 130. Схема механизма окисле-
ния шлаковой ванны при наличии
в металле элементов, обладающих
переменной валентностью
Рис. 131. Влияние углерода и титана
на жаропрочность металла шва при
электрошлаковой сварке стали
1X 18И10Т
удалять из шва кремний или легировать его бором. Неизбежное
увеличение продолжительности взаимодействия с металлом ли-
шит карбидный шлак способности науглероживать металличе-
скую ванну, ввиду израсходования углерода. Вот почему при ЭШС
жаропрочных сталей и сплавов необходимо непрерывно обновлять
шлак. Для этого требуется, во-первых, обеспечить непрерывную
или частую подачу на зеркало шлаковой ванны мелких порций
свежего шлака и, во-вторых, периодически сливать часть исполь-
зованного шлака через верх ползунов.
Третья особенность ЭШС относится только к жаропрочным
сталям и сплавам, содержащим титан и другие элементы перемен-
ной валентности, например марганец. Дело в том, что, как впер-
вые показали Д. А. Дудко и И. Н. Рублевский [81, шлаковая
ванна отнюдь не идеальная преграда для кислорода воздуха.
При наличии титана или марганца в металлической ванне, вслед-
ствие их способности менять валентность становится возможной
так называемая «перекачка» кислорода воздуха через шлак в ме-
таллическую ванну, сопровождаемая, естественно, окислением
титана или марганца. Процесс этот схематически изображен на
328
рис. 130. Чтобы воспрепятствовать угару титана при ЭШС, необ-
ходимо изолировать зеркало шлаковой ванны от воздуха. Наибо-
лее простым средством служит обдув шлаковой ванны аргоном.
Зная специфические особенности ЭШС жаропрочных сталей
и сплавов, можно получить сварные соединения с требуемыми
свойствами. Несмотря на довольно грубую литую структуру
шва, после надлежащей термической обработки достигается тре-
буемая жаропрочность сварных соединений (табл. 96 и рис. 131).
Жаропрочность металла шва и соединений
аустенитных сталей и сплавов, выполненных
электрошлаковой сваркой ***
Таблица 96
Марка электрода Условия испытаний Время до разрушения в ч
Марка стали или сплава и сечение в мм Марка флюса Температура в °С । Напряжение в кГ/мм*
1Х18Н10Т 60X60 100Х100 АНФ-7 1Х18Н10Т 700 600 700 18 30 12 12(19) 137 (41) 323 * (171) **
ЭИ703 (Х22Н38ВЗГТЮ) 120Х 120 АНФ-7 или ЛНФ-14 ЭИ703 700 700 18 17 52 (170 при 20 «Г/Л4Л42); 70 *
ВЖ100 (ЭП126, Х20Н28В5МЗАБР) 90X90 АНФ-14 вжюо (ЭП126) 650 650 35 35 190 (142) 121 *
ЭИ696М (1Х12Н23МТЗЮР) 90X90 АНФ-7 ЭИ696М ЭИ437Б 700 700 700 700 40 40 40 40 77 (140) 203 * 95 70 *
ЭИ437Б ' ЛНФ-7 95Х 95 * Сварные соединения. * * В скобках приведены данные * ** Во всех случаях сварные сое; ботке, типичной для данного основного ЭИ437Б ;ля основного (И ИС НИЯ подвср металла. 700 700 металла гались 44 44 тер мич 54 33 * ;ской обра-
___________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________________।
4. ГАЗОЭЛЕКТРИЧЕСКАЯ СВАРКА
Газоэлектрическая сварка, как известно, широко применяется
в различных отраслях повой техники. За короткий срок она за-
няла прочные позиции в производстве и, особенно, на монтаже
сварных конструкций из нержавеющих, коррозионно-стойких,
жаропрочных и жаростойких аустенитных сталей [1, 27, 38, 50].
Причем наряду с такими сравнительно старыми способами, как
аргоно- и гелие-дуговая сварка, стремительно развивается сварка
в углекислом газе и, в самое последнее время, сварка в различ-
ных газовых смесях. Газоэлектрическая сварка практически пол-
ностью вытеснила газовую (ацетилено-кислородную) сварку, дол-
гое время применявшуюся при изготовлении изделий из тонко-
листовой аустенитной стали и тонкостенных нержавеющих труб.
Новые способы газоэлектрической сварки свели к минимуму
применение и атомноводородной сварки, довольно широко приме-
нявшейся до второй мировой войны в авиационной промышлен-
ности.
В настоящее время круг задач, решаемых с помощью новейших
способов газоэлектрической сварки, значительно расширился.
Широко распространенное еще недавно мнение, будто газоэлек-
трическая сварка предназначена лишь для тонкого металла,
уже устарело. Газоэлектрическая сварка находит теперь приме-
нение и для сравнительно толстого металла, а в сочетании с при-
нудительным формированием сварочной ванны может в ряде
случаев успешно конкурировать и с электрошлаковой сваркой.
Замечательной особенностью аргоно- и гелие-ду-
г о в о й сварки является стабильность дуги, высокое качество
сварных швов, обусловленное хорошей защитой зоны сварки от
воздуха и, что особенно важно, возможность наложения швов,
занимающих произвольное положение в пространстве. При ар-
гоно-дуговой сварке защита дуги и сварочной ванны от воздуха
более надежна, чем в случае использования гелия, так как аргон
тяжелее воздуха, а гелий легче.
Аргоно-дуговая сварка аустенитных сталей производится как
плавящимся, так инеплавящимся (вольфрамовым)
электродом. В первом случае применяется постоянный ток обрат-
ной полярности, во втором — прямой. При сварке вольфрамо-
вым электродом аустенитных сталей и сплавов с повышенным со-
держанием алюминия, как и при сварке самого алюминия, при-
ходится переходить с постоянного тока на переменный для разру-
шения богатой алюминием поверхностной пленки.
При аргоно- или гелие-дуговой сварке вольфрамовым
электродом возможно попадание части вольфрама в металл шва
(рис. 132). В подавляющем большинстве случаев они не оказы-
вают влияния на работоспособность сварного шва. Однако в не-
которых специальных условиях наличие включений вольфрама
330
недопустимо. Чтобы уменьшить оплавление электрода и попада-
ние вольфрама в шов, следует пользоваться торированными элек-
тродами, т. е. электродами, содержащими торий. Ввиду радио-
активности тория, в последнее время отдают предпочтение ланта-
нированным электродам, т. е. электродам, содержащим лантан.
Отметим, что в швах, сваренных в потолочном положении,
частицы вольфрама отсутствуют, так как гравитационные
силы противодействуют попаданию их в сварочную ванну.
Считали, что при аргоно-
дуговой сварке вольфрамовым
электродом не приходится рас-
считывать на глубокое пропла-
вление основного металла, вви-
ду необходимости ограничивать
величину тока из-за опасности
сгорания вольфрамового элек-
трода. Поэтому в случае тол-
стой аустенитной стали ориен-
тировались на сварку с раздел-
кой кромок по присадочной
проволоке. Довольно часто раз-
делка кромок действительно
необходима. Если полное вос-
произведение композиции сва-
Рис. 132. Включения вольфрама в ме-
талле аустенитного шва, сваренного
вольфрамовым электродом в аргоне
(X 150)
риваемого металла в шве сопро-
вождается образованием горя-
чих трещин, приходится отка-
зываться от сварки без разделки
кромок. Но во многих случаях
можно идти на одпо-или двустороннюю сварку без разделки кромок
с полным проплавлением кромок. Отсутствие угловых деформаций,
малая скорость перемещения дуги и своеобразный характер кри-
сталлизации сварочной ванны в этом случае (см. § 5, гл. IV)
создают возможность предотвращения горячих трещин. Было бы
поэтому весьма заманчивым иметь возможность получать такие
сварные швы при аргоно-дуговой сварке вольфрамовым электро-
дом.
Ленинградские сварщики [7 ] показали, что и при сварке
вольфрамовым электродом можно добиться достаточно глубокого
проплавления. Для этого требуется выполнить два условия —
увеличить сварочный ток настолько, чтобы столб дуги полностью
погрузился в основной металл, и соответствующим образом сни-
зить скорость сварки.
При аргоно-дуговой сварке вольфрамовым электродом и о -
груженной дугой происходят явления, подобные извест-
ным при сварке под флюсом. С погружением столба дуги резко
уменьшается телесный угол, занятый атмосферой, и соответственно
возрастает телесный угол, занятый основным металлом. При этом,
с одной стороны, увеличивается расход тепла на плавление ос-
новного металла и падают потери тепла излучением, а с другой
стороны, сильно затрудняется доступ воздуха к концу электрода
Рис. 133. Схема аргоно-дуговой сварки вольфрамовым электродом:
а — обычная; б — погруженной дугой; макрошлифы швов, сваренных погружен-
ной дугой в гелии; в — продольный; г — поперечный. 6 = 25 мм
(рис. 133). Эти обстоятельства и дают возможность значительно
повысить плотность тока в вольфрамовом электроде. Технологи-
ческие возможности аргоно-дуговой сварки погруженной вольфра-
мовой дугой довольно широки. Однако, неизбежное для такой
техники сварки уменьшение концентрации сварочного нагрева
влечет за собой опасность перегрева основного металла в около-
332
шовной зоне. Поэтому все сказанное выше о недостатках электро-
шлаковой сварки в применении к жаропрочным аустенитным
сталям и сплавам в полной мере относится и к сварке погруженной
вольфрамовой дугой.
В последнее время развивается еще одна разновидность ар-
гоно-дуговой сварки вольфрамовым электродом — плазмен-
но-дуговая сварка. Температура обычной вольфрамовой
дуги в аргоне пе превышает 5000—6000 С. Если принудительно
сжать дугу газовым потоком с помощью, например, специального
сопла, температура столба дуги достигнет 30 000° С. Высокотем-
пературная плазма используется для разделительной резки аусте-
нитных сталей. Делаются попытки применить ее для сварки этих
сталей. При этом плазменна дуга может быть использована как
зависимая, так и независимая, т. е. прямого или косвенного дей-
ствия. Трудно сказать, будет ли плазменная аргоновая дуга иметь
заметные технические преимущества. Экономические ее достоин-
ства, по-видимому, бесспорны. Так, по данным С. П. Лакизы
(частное сообщение), при плазменной сварке стали 1Х18Н10Т тол-
щиной 1 мм расход аргона составляет всего 1 л/мин, против
20 л!мин при обычной аргоно-дуговой сварке. В первом случае
сварочный ток не превышает 85—90 а против 140—150 а при арго-
но-дуговой сварке. Еще одна интересная особенность плазменной
дуги состоит в практически полной нечувствительности процесса
сварки к изменениям длины дуги в широких пределах. Это дает
возможность придавать дуге любую требуемую форму — круглую,
овальную, прямоугольную. Эта особенность плазменной дуги
может быть использована, например, при сварке труб с трубными
решетками.
Аргсно-дуговая сварка плавящимся электродом имеет
свои особенности, отличающие ее от сварки под флюсом. При
сварке под флюсом сам по себе характер переноса электродного
металла в шов (в виде отдельных крупных капель или сливаю-
щихся в струю мелких капелек) имеет второстепенное значение.
Стабильность горения закрытой флюсом дуги зависит прежде
всего от свойств флюса, определяется составом атмосферы внутри
флюсового пузыря, а качество формирования шва почти целиком
зависит от флюса, а пе характера переноса капель в дуге. При
аргоно-дуговой сварке состав атмосферы дуги в первом приближе-
нии постоянен. Следовательно, управление капельным переносом
электродного металла может осуществляться лишь путем воздей-
ствия на электрические характеристики процесса: величину тока,
характер его изменения во времени и т. д. Естественно, что наи-
более устойчивым является струйный, а не капельный процесс.
Простым средством получения струйного процесса служит
соответствующее увеличение плотности тока в электроде. Так,
например, при аргоно-дуговой сварке в нижнем положении про-
волокой Св-04Х19Н9 диаметром 1 мм струйный процесс устанав-
333
ливастся при токах, превышающих 160 а. При работе на меньших
токах процесс будет капельным.
Для сварки в вертикальном и особенно в потолочном положе-
нии хорошее формирование швов обеспечивается только при струй-
ном процессе.
Другим средством получения струйного процесса является
модулирование сварочного тока, подача импульсов тока с соот-
ветствующей частотой. В последние годы все шире применяется
АДС очень тонкой проволокой (диаметром 0,7 мм) [40, 43, 53]
с поперечными колебаниями электрода [45 I.
Известна разновидность аргоно-дуговой сварки плавящимся
электродом, так называемой пульсирующей дугой.
Сущность се состоит в том, что подача электродной проволоки
в дугу во время сварки периодически прекращается. При этом
дуга растягивается, ток падает, и становится возможной сварка
аустенитной стали малой толщины (менее 0,5 мм).
Аргоно-дуговая сварка плавящимся электродом более, активна,
с точки зрения металлургии процесса, чем сварка вольфрамовым
электродом. Речь идет не об изменении химического состава ме-
талла шва. И в том и в другом случае это может быть сделано
подбором соответственно сварочной или присадочной проволоки
требуемого состава, Автор имеет в виду принципиальную возмож-
ность создания окислительных условий в дуге. При сварке воль-
фрамовым электродом такой возможности нет: подача кислорода
или углекислого газа противопоказана из-за опасности быстрого
сгорания вольфрамового электрода. При сварке плавящимся
электродом такая возможность есть и успешно используется
в практике сварки аустенитных сталей и сплавов. Добавка, на-
пример, 5% кислорода к аргону дает положительные результаты
как для получения устойчивого струйного процесса, так и пред-
отвращения водородной пористости. Имеются данные об исполь-
зовании различных газовых смесей при сварке аустенитных ста-
лей: аргон -г углекислый газ (15%), аргон четыреххлористый
кремний (5—20%) и др. При сварке плохо раскисленных никеле-
вых сплавов для предотвращения водородной болезни сварных
швов (см. 4 гл. II) используют смесь аргон + водород (до 20%)
[1, 4, 12, 37, 41 ].
Уже говорилось о том, что при аргоно-дуговой сварке удается
выполнять швы, занимающие любое пространственное положение.
Эта особенность газоэлектрической сварки, связанная со способ-
ностью защитных газов повышать поверхностное натяжение
жидкой стали (по-видимому, благодаря отсутствию окислов па
ее поверхности), в настоящее время широко используется на прак-
тике. При сооружении современных атомных электростанций
и энергоустановок, а также предприятий нефтеперерабатывающей,
нефтехимической, радиохимической и других отраслей промышлен-
ности приходится сваривать огромное количество поворотных и
334
неповоротных стыков аустенитных труб различного сортамента
диаметрами от нескольких миллиметров до 400—600 мм, с тол-
щиной стенки от десятых долей миллиметра до 20—50 мм. Во мно-
гих случаях требуется полное проплавление корня шва в месте
стыка двух труб без различного рода технологических или остаю-
щихся подкладок. Эта задача решается успешно с помощью
Рис. 134. Расходуемая вставка, позволяющая осуществить газоэлек-
трическую сварку стыковых швов с полным проплавлением кромок:
а — до сварки; б — после сварки
так называемых расходуемых вставок, представляющих собой
проволочные кольца грибовидной формы (рис. 134). Чтобы осу-
ществить сварку с полным проваром корня шва на весу, необхо-
димо защитить место сварки не только со стороны дуги, но и внутри
трубы. В качестве защитных газов, подаваемых к корню шва,
Рис. 135. Непровары (а) и несплавления (б) при аргоно-дуговой
сварке аустенитных сталей и сплавов
с целью экономии аргона используют смеси: азот -|- водород
(7%) и др.
Сварные соединения аустенитных сталей, выполняемые арго-
но-дуговым способом, могут быть поражаемы специфическим де-
фектом — и е с п л а в л е н и я м и. Как и при электрошлаковой
сварке, этот дефект не следует путать с непроварами. По-
следние могут появиться в шве, если свариваемые кромки не были
оплавлены дугой и присадочный металл закристаллизовался само-
стоятельно, в своего рода форме или изложнице (рис. 135, а).
Несплавления (рис. 135, б) образуются в условиях непременного
'-V
Рис. 136. Микроструктура стыкового (а) и нахлесточного
(б) соединений аустенитных сталей, пораженных неспла-
влениями [аргоно-дуговая сварка сталей 1Х18Н10Т (а)
и 1Х10Н20Т2 (б)]
оплавления кромок и представляют собой пленки окислов, не
успевших коагулировать и всплыть на поверхность сварочной
ванны. Как и при электрошлаковой сварке, появление несплав-
лений связано с физико-химическими свойствами окисных пленок
(или шлака) и характером их взаимодействия с кристаллизую-
щимся металлом шва.
Разница заключается в том, что в случае электрошлаковой
сварки мы имеем готовый шлак, а при аргоно-дуговой сварке
Рис. 137. Несплавлений, берущие начало от зазоров между брусками
при электрошлаковой сварке стали Х17Н7Ю (составные образцы)
этот шлак образуется в результате взаимодействия жидкого ме-
талла с кислородом и азотом окружающей атмосферы.
Очагами несплавлений в стыковых н нахлесточных аргоно-
дуговых швах могут быть щели, зазоры, по которым возможен
подсос воздуха к жидкому металлу (рис. 136). Нечто подобное
мы наблюдали и при электрошлаковой сварке составных образ-
цов стали, легированной титаном или алюминием, — несплавле-
ния начинались от зазоров (рис. 137, а, б). В случае аргоно-ду-
говой сварки стыковых швов, выполняемых с полным проплавле-
нием корня, причиной появления несплавлений может явиться
недостаточно хорошая защита корня шва от воздуха. Такая именно
картина была обнаружена в стыках труб из стали 1Х18Н10Т
размерами 500 X 25 мм на одной из строящихся атомных элек-
тростанций (см. рис. 136, а). Ввиду плохой защиты обратной
поверхности шва, находящийся внутри трубы воздух мог окислить
ее. Образующиеся при этом богатые титаном окисные пленки,
благодаря высокой адгезии к кристаллитам аустенита и большой
скорости кристаллизации небольшой по объему сварочной ванны,
не успевают всплыть на ее поверхность и образуют несплавления.
По этой причине при аргоно-дуговой сварке аустенитных сталей
и сплавов, содержащих титан и алюминий, надлежит обращать
особое внимание на защиту корня шва от воздуха. В сварных кон-
струкциях из указанных сталей следует, по возможности, избе-
гать нахлесточных и тавровых соединений с несквозпым проплав-
лением стенки. В смысле предотвращения песплавлений стыковые
соединения с полным проплавлением кромок заслуживают пред-
почтения перед нахлесточными соединениями. Применение различ-
ных паст или флюсов специального состава, наносимых на сва-
риваемые кромки, также может дать положительный результат.
Сварка в углекислом газе отличается от аргоно-дуговой
сварки окислительным характером защитной атмосферы. Счи-
тают, что по окислительной способности эта атмосфера отвечает
сварке в смеси аргона с 8—10% кислорода. Углекислый газ со-
здает более совершенную защиту дуги и жидкого металла, чем
это достигается при сварке открытой дугой покрытыми электро-
дами. Так, при сварке в углекислом газе из проволоки переходит
в шов до 50% содержащегося в ней титана. При сварке открытой
дугой, как известно, переход титана в 3—4 раза меньше, а при
аргоно-дуговой сварке оп составляет обычно 80%.
Степень усвоения сварочной ванной хрома, кремния, мар-
ганца, титана и алюминия, а также углерода при сварке в угле-
кислом газе аустенитными проволоками разных марок изучалась
автором совместно с Д. А. Дудко и И. Н. Рублевским. Из полу-
ченных данных следует, что при содержании в проволоке 18—
25% Сг окисление этого элемента очень невелико. В этом отно-
шении сварка в углекислом газе превосходит сварку открытой ду-
гой покрытыми электродами. При содержании в проволоке до
1% 81 и до 2% Мп окисление кремния не превышает 0,2—0,3%.
Марганец окисляется и испаряется более интенсивно. Потери его
достигают 0,3—0,5%. Если содержание кремния в проволоке
превышает 2%, как и следовало ожидать, проявляется его повы-
шенное сродство к кислороду и защитное относительно марганца
действие. Окисление марганца в этом случае заметно ослабевает
(не более 0,2%). Однако при высокой концентрации марганца
(6—7%) окисление его усиливается: абсолютные потери дости-
гают 1 % . Но при этом практически прекращается окисление крем-
ния — активность марганца возрастает. Относительно окисления
титана уже говорилось. Угар его при сварке проволокой типа
Х10Н77ТЗЮ не превышает 30%, но абсолютные потери состав-
ляют уже около 1%, а не 0,2—0,3%, как в случае сварки прово-
локой, содержащей примерно 0,5% Тй Имеет место и некоторый
338
угар алюминия (0,5% в наплавленном металле при 1,9% Т1против
0,8% Л1 и 2,1 % Т1 в проволоке).
Интересной особенностью сварки в углекислом газе, как уже
отмечалось, является науглероживание металла шва на 0,02—
0,04% при использовании низкоуглсродистых проволоки и стали
(до 0,07—0,08%).
Повышение содержания углерода в шве происходит, вероятно,
в результате протекания реакции (16). Науглероживания не на-
блюдается, если исходная кон-
центрация углерода более вы-
сокая (0,10-0,12%).
Науглероживание, свойст-
вснноесварке в углекислом газе,
оказывает в ряде случаев по-
ложительное действие па жаро-
прочность сварных швов и их
сопротивляемость горячим тре-
щинам.
Повышение жаропрочности
при сварке в углекислом газе
наблюдается лишь при наличии
энергичных карбидообразую-
щих элементов в шве. Как видно
из рис. 138 и табл. 97, сварные
швы, выполненные проволокой
типа 18-8, обладают практически
равной жаропрочностью, неза-
висимо от способа сварки — под
фторидным флюсом АНФ-5, в
аргоне или углекислом газе.
При наличии слабого карбидо-
образователя — молибдена уже
Рис. 138. Влияние способа сварки па
жаропрочность сварных швов тина 18-8
Способ сварки:
— под флюсом АНФ-5;
— в аргоне;
— в углекислом газе
наметилось некоторое увеличение
длительной прочности в случае сварки в углекислом газе и вызванно-
го им науглероживания. Самое сильное влияние проявилось при
сварке проволоки с титаном и ниобием. Здесь сварка в углекислом
газе привела к резкому повышению жаропрочности сварных швов.
Аналогичное действие оказал углекислый газ и при сваркссталитипа
25-20. При наличии в шве карбидообразователя— вольфрама эффект
науглероживания проявился в полной мере — время до разру-
шения (700°С, 12 кГ/мм?) возросло вдвое по сравнению со сваркой
под флюсом. При отсутствии в шве. энергичных карбидообразова-
телей небольшое повышение содержания углерода, характерное
для сварки в углекислом газе, не дало никаких преимуществ
перед сваркой под флюсом. Данные о количестве карбидов в швах,
сваренных по различной технологии, приведены в табл. 98.
Для швов, сваренных в углекислом газе, характерна большая
засоренность неметаллическими включениями (рис. 16 и 139),
Химический состав и жаропрочность металла сварных швов на стали 1Х18Н10Т, выполненных
под флюсом А НФ-5, в аргоне и углекислом газе
Марка проволоки Вид сварки с Содержание элементов в % Время до разруше- ния в ч
Мп Сг | м Т! Мо
Св-04Х19Н9 Под флюсом о,ю 0,60 1,18 17,0 9,4 0,20 — — 24
В аргоне 0,10 0,49 1,20 17,4 9,4 0,24 —• — 9
В СО» 0,12 0,41 1,03 17,5 9,4 0,17 — 55
Св-04Х19Н11МЗ Под флюсом 0,10 0,49 1,06 18,3 11,3 0,19 1,23 15
В аргоне 0,10 0,42 1,11 18,5 10,3 0,21 1,36 — 27
В СО» 0,11 0,27 0,93 18,1 10,7 0,18 1,06 198
СВ-06Х19Н9Т Под флюсом 0,10 0,55 1,19 17,5 9,6 0,32 — — 35
В аргоне 0,11 0,38 1,02 17,5 10,0 0,45 . — 21
В со» 0,14 0,47 1,10 17,2 9,9 0,30 -— 218
Св-08X1911 ЮБ Под флюсом 0,10 0,65 1,22 17,4 10,2 0,21 — 0,63 33
В аргоне 0,11 0,30 1,05 18,7 10,5 0,23 — 0,80 86
В СО» 0,13 0,50 1,18 17,0 10,8 0,18 0,48 Более 320 (об- разцы нс доведе- ны до разруше- ния)
Примечание. Испытания на длительную прочность проводились при 600° С при постоянном напряжении 27 к! /мм-,
для швов, сваренных проволоками с титаном и ниобием, при 30 к1 /мм1-
значительно большая, чем при сварке в аргоне или под неокис-
лительным флюсом (табл. 99). Тем нс менее, как мы видим по
жаропрочности швов, сварка в углекислом газе превосходит и
Рис. 139. Влияние способа сварки на засоренность металла шва неме-
таллическими включениями:
а — сварка в углекислом газе; б — сварка в аргоне (X 500)
Таблица 98
Влияние защитной среды иа количество карбидов в металле
шва на стали 1Х18Н10Т
Марка проволоки Вид сварки Содержание С в шве в % 1 Содержание в шве карбн-1 дов типа : Ме23Св в % । Марка проволоки 1 Вид сварки Содержание С, в шве в % | Содержание . в шве карбн-1 дов типа Ме23Св в %
Св-04Х19Н9 Под флюсом В СО2 0,11 0,12 0,120 0,180 Св-ОбХ 19119 Г Под флюсом В СО2 ОД 1 0,14 0,055 0,215
Си-04Х 19Н11МЗ Нод флюсом В СО2 0,10 0,11 0,090 0,190 Св-08Х 1911 ЮБ Нод флюсом В СО2 0,11 0,13 0,088 0,202
Влияние защитной среды на количество неметаллических
включений в шве на стали 1Х18Н10Т
(проволока Св-04Х 19Н11МЗ)
в
Содержание
в шве
сварки га а х х 5 г к = о ф о = 5 у О в % М в % ЛМ/ЮО ыо2 РеО
Под
флюсом 0,019 0,0083 ; 0,0069 6,0 22,1 6,3
В аргоне 0,012 0,0017 ! 0,0018 5,0 27,0 14,5
В СО2 0,026 0,0214 , 0,0150 3,0 33,3 12,4
Химический состав включений
в %
МпО А 1 2Од СаО Сг 2Оа
10,1 37,8 17,4 6ф
Следы 50,1 0,4 8.0 ।
3,5 41,5 0,2 9,11
аргоно-дуговую сварку и сварку под флюсом. Эти данные сви-
детельствуют о необходимости дальнейшего изучения вопроса
о влиянии неметаллических включений на жаропрочность аусте-
нитных сварных швов.
В пользу наших соображений о том, что эффект повышения
жаропрочности, наблюдаемый при сварке в углекислом газе,
связан прежде всего с науглероживанием шва, говорят данные,
касающиеся электрошлаковых швов (см. рис. 131), а также ре-
зультаты следующих опытов. При сварке под фторидным флюсом
АНФ-5 дополнительное введение в шов углерода (в виде дозиро-
ванной засыпки графита вдоль линии сварки) дало точно такой же
эффект, как при сварке той же стали той же проволокой, но в уг-
лекислом газе (табл. 100).
Таблица 100
Влияние добавки графита к флюсу АНФ-5 на жаропрочность
металла аустенитных сварных швов
(сталь 1Х18Н10Т, проволока Св-06Х19П9Т)
Вид сварки с имичес (ИЙ сос В хМ(1 гав метг % С г лла шв : Т! Темпера- । 5 тура в СС 2 но Напряже- Е Е | пне я 2 । в кГ/мл2 5‘ Время до разру- шения в ч
Под флюсом 0,12 0,75 1,20 18,2 10,1 0,38 600 30 32 28 15
В СО2 0,15 0,64 1,08 17,2 9,6 0,30 600 30 32 277 194
Под флюсом 1 с добавкой графита 0,14 0,57 1,08 17,5 0,35 600 30 32 540 164
Можно было бы предположить, что повышение жаропрочно-
сти, достигаемое при сварке в углекислом газе, связано с окисли-
тельным характером атмосферы. Опыты по сварке в смеси ар-
гона с кислородом (5 и 10%) показали, что сама по себе окисли-
тельная атмосфера эффекта повышения жаропрочности не дает
(табл. 101).
Таблица 101
Влияние окислительной атмосферы на жаропрочность металла
аустенитных сварных швов
(сталь 1Х18И10Т, проволока Св-06Х19Н9Т)
Газовая защита зоны сварки Химический состав металла шва в %
1 С' । । Мп Сг п о к Н
Аргон .... 0,11 0,38 1,02 17,5 1 10,0 I 0,45 —
Аргон 5% О2 Аргон - 0,09 0,50 1,09 17,5 9,8 0,40 0,003 0,037 7,9
.-10% О2 . . . 0,09 0,58 1,10 18,5 10,1 0,42 0,003 0,054 о,8
21
15
3
Примечи н и е.
Содержание водорода в лм/100 г.
Науглероживание шва, как уже отмечалось, может способ-
ствовать предотвращению трещин. Интересным примером может
служить опыт газоэлектрической сварки изделия из жаропрочной
аустенитной стали ЭИ395 (Х16Н26АМ6) пизкоуглеродистой
(0,02%) проволокой ЭП88 (IX16Н23Г7ВЗМЗ). При сварке в ар-
гоне швы имели трещины. С переходом па углекислый газ содер-
жание углерода в шве несколько повысилось и трещины исчезли.
Аналогичную картину наблюдали при сварке этой проволокой
под карбидным флюсом (см. рис. 128).
При сварке аустенитных сталей и сплавов с обычным содер-
жанием углерода эффект науглероживания не имеет места. Од-
нако положительные особенности сварки в углекислом газе, за-
ключающиеся в относительно более высокой стойкости швов про-
тив образования горячих трещин, в ряде случаев все же сохра-
няются. Это, возможно, связано с окислением кремния, водорода
и других вредных для аустенитных швов примесей.
Хотя ощутимого окисления хрома при сварке в углекислом
газе и не обнаружилось, наличие очень прочной окисной пленки
на поверхности сварных аустенитных швов (рис. 140) говорит
о том, что в состав этой пленки входят окислы хрома. Образова-
ние исключительно прочной, очень трудно удалимой пленки окис-
лов типа шпинелей (Мс'О-М.е"Оч) па поверхности сварного шва —
крупный недостаток сварки в углекислом газе в применении
к аустенитным сталям и сплавам. Этот недостаток еще терпим
в отношении однопроходных швов, но он делает практически не-
выгодной многопроходную сварку: очень трудно производить
полную зачистку всей поверхности каждого валика перед нало-
жением поверх него следующего шва.
Имеются неопровержимые данные об ускоренной газовой кор-
розии сварных соединений жаропрочных сталей и сплавов вслед-
ствие наличия на поверхности шва или основного металла остат-
Рис. 140. Окисная пленка на аустенитном шве типа
18-8, сваренном в углекислом газе (а), и отсутствие
ее при сварке под фторидным флюсом (б)
ков сварочного шлака. Поэтому нужно тщательно зачищать по-
верхность шва и при однопроходной сварке в углекислом газе.
Установлено, что наиболее толстая пленка образуется при
сварке в углекислом газе аустенитных сталей и сплавов с повы-
шенным содержанием хрома. Отрицательное действие оказывает
вольфрам, не говоря уже о ниобии, ванадии и др. По этой причине,
например, проволока из стали ЭП88 (1Х16Н23Г7ВЗМЗ), хорошо
зарекомендовавшая себя при сварке под флюсом и в аргоне и,
несомненно, превосходящая по ряду показателей проволоку
ЭИ395 (1Х16Н26АМ6), в случае сварки в углекислом газе себя
не оправдывает (наличие вольфрама и марганца приводит к появ-
лению толстой и прочной окисной пленки).
Уместно отметить, что от появления пленки или так называе-
мых «морщин» на поверхности шва не избавляет и аргон, если про-
изводится сварка сталей и сплавов с повышенным содержанием
титана (более 1,5—2%), но при сварке сталей с не очень высоким
содержанием легкоокисляющихся элементов аргоно-дуговая
сварка дает швы со значительно более чистой и гладкой поверх-
ностью, чем сварка в углекислом газе.
Сравнительно тонкая и относительно легко удаляемая меха-
ническим путем пленка окислов образуется при наличии в про-
волоке высокой концентрации кремния, например более 2%.
Одним из возможных средств предотвращения образования
окисной пленки при сварке аустенитных сталей и сплавов в угле-
кислом газе является подача небольших количеств фторидного
сварочного флюса в дугу вместе с углекислым газом. Расплавляясь,
флюс образует тонкий шлаковый покров, надежно защищающий шов
от окисления; создается газошлаковая защита металла (рис. 141).
Рис. 141. Поверхность аустенитного шва типа 18-8, сваренного в угле-
кислом газе (а — плотная пленка окислов) и в углекислом газе с неболь-
шими добавками фторидного флюса (б — чистая поверхность шва без
окисной пленки)
Вторым недостатком сварки в углекислом газе (рис. 142, а)
является разбрызгивание. Наличие брызг на поверхности корро-
зионно-стойкой аустенитной стали совершенно недопустимо, ввиду
опасности коррозионного разрушения металла (рис. 123). Но они
нежелательны и при сварке жаропрочных сталей и сплавов.
Потери на угар и разбрызгивание при сварке аустенитных сталей
в углекислом газе могут достигать в отдельных случаях 15—20%,
но в среднем составляют 10—12%. Для защиты от брызг при
сварке в углекислом газе приходится в ряде случаев прибегать
к тем же мерам, которые давно применяют при ручной электродуго-
вой сварке — покрывают поверхность металла по обе стороны от
линии сварки раствором мела или каолина на жидком стекле или
приклеивают широкие (120—150 мм) полосы плотной бумаги.
Создание специальных источников питания дуги, горящей
в углекислом газе, так называемая импульсная сварка,
позволяет заметно уменьшить разбрызгивание. Однако полностью
задача не решается.
Несмотря на описанные недостатки, сварка в углекислом газе
имеет ряд неоспоримых достоинств. Мы полагаем, что в будущем,
345
применительно к аустенитным сталям, все большее распростране-
ние будет получать сварка в газовых смесях на основе аргона и
углекислого газа.
Рис. 142. Поверхность швов на жаропрочном
сплаве типа нимоник (ЭИ437Л), сваренных
в углекислом газе (а) н аргоне (б, в) [б —ЭИ435,
а — ЭИ437А]
Как уже отмечалось, при сварке аустенитных сталей в за-
щитном газе можно отказаться от ниточных швов, и в случае не-
обходимости, например при сварке неповоротных стыков труб,
смело идти на манипулирование концом электрода, но при этом
346
должны приниматься меры для надежной защиты жидкого металла
от воздуха.
В ряде случаев, например в применении к жаростойким сталям
и жаропрочным сталям с азотом, можно ориентироваться на
азотно-дуговую сварку [11]. Микроструктура шва па
' 1
Рис. 143. Микроструктура шва типа 18-8, сваренного одной и той же прово-
локой, в азоте (о) (X 1000) и аргоне (б) ( < 600)
стали 1Х18Н10Т, сваренного в азоте, показана на рис. 143, а.
Там же для сравнения показана структура шва, сваренного в ар-
гоне. В результате взаимодействия с азотом феррит в шве исчез,
вместо него появилось огромное количество нитридов. Жаропроч-
ность шва при этом мало изменилась (табл. 102).
Таблица 102
Жаропрочность металла аустенитных швов, сваренных
в аргоне н азоте
(сталь 1Х18Н10Т, проволока Св-06Х19Н9Т)
Вид сварки Химический соста в металла шва в % м Время до разрушения в ч при 600“ С. и 30 кГ/мм* ;
С 81 Мп Сг М1 Т1 О
В аргоне 0,11 0,38 1,02 17,5 10,0 0,45 0,003 0,037 К) -15
В азоте — 0,43 1,08 17,2 9,6 0,53 0,005 0,198 12 8—12 10
Примечание. В числителе минимальные и максимальные показатели,
я в знаменателе — средние для нескольких образцов.
В принципе возможна и уже начинает применяться на практике
сварка аустенитных сталей голой проволокой незащищен-
ной дугой. Этот вид сварки является одним из наиболее перспек-
тивных средств механизации сварочных работ в монтажных усло-
виях.
При работе на открытом воздухе всегда возможно сдувание
защитной атмосферы и ухудшение, вследствие этого, качества
сварного соединения. При наличии проволоки соответствую-
щего состава можно пойти на сварку без всякой защиты зоны
сварки от воздуха — требуемые свойства металла шва обеспе-
чиваются и при свободном доступе воздуха к месту сварки. Сварку
незащищенной дугой можно выполнять электродом сплошного
сечения или порошковой проволокой [42]. В первом случае не-
избежно обогащение металла шва азотом и кислородом, во втором—
может быть создана газошлаковая защита металла шва от окру-
жающей атмосферы за счет компонентов, запрессованных внутри
трубчатого электрода. В применении к аустенитным сталям и
сплавам проволока сплошного сечения стоит значительно дешевле,
чем порошковая. Поскольку невозможно избежать повышения
содержания кислорода и азота в металле шва при сварке сплошной
голой проволокой незащищенной дугой, должны быть при-
няты меры для нейтрализации отрицательного действия этих
газов.
Чтобы ограничить воздействие окружающей атмосферы на ме-
талл шва, сварку надлежит производить короткой дугой па малых
токах. Это обстоятельство обусловливает необходимость примене-
ния тонкой проволоки диаметром 0,7—1,2 мм. Наибольшие трудно-
сти при сварке незащищенной дугой создает повышенная склон-
ность сварных швов к азотной пористости. С окислением легирую-
щих элементов бороться проще, чем с пористостью. Угар элементов
можно компенсировать, предусмотрев либо повышенное содержа-
ние их в проволоке, либо легирование ее легкоокисляющимися
элементами, например алюминием для защиты титана. При сварке
на воздухе азотная пористость швов более вероятна, чем при
сварке в атмосфере чистого азота (§ 4 гл. II). Чтобы преодолеть
пористость, нужно легировать шов элементами, повышающими
растворимость азота в аустените. К числу таких элементов отно-
сится прежде всего марганец. Полезным может оказаться и другой
путь помимо увеличения растворимости азота: связывание его
в устойчивые нитриды. Здесь могут быть эффективными ниобий,
титан, цирконий. Наконец, обнаружено положительное действие
редкоземельных металлов, в первую очередь церия. В этой об-
ласти предстоит еще сделать многое. Тем не менее, уже сейчас,
особенно применительно к жаростойким сталям, таким, напри-
мер, как сталь типа 25-20 (ЭИ417), а также сталь 1Х18Н10Т,
можно в ряде случаев идти на монтажную сварку незащищенной
дугой.
5. ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВАЯ СВАРКА
Электроннолучевая сварка (ЭЛС) — один из самых новых спо-
собов сварки металлов плавлением. Вначале его рассматривали
только как средство соединения деталей и узлов из тугоплавких
и химически активных металлов, например вольфрама, молибдена,
циркония, тантала, ниобия и др. Однако ряд замечательных осо-
бенностей ЭЛС привлек к ней внимание специалистов, полагавших,
что этот способ сварки окажется перспективным и в применении
к трудносвариваемым аустенитным жаропрочным сталям и спла-
вам. Важнейшей особенностью ЭЛС является невиданная ранее
при сварке концентрация энер-
гии. Источником теплоты при
ЭЛС служит, как известно, сфо-
кусированный в узкий луч поток
быстро движущихся в вакууме
электронов, бомбардирующих
место сварки. В современных
промышленных установках для
ЭЛС ускоряющее напряжение
достигает 100 кв, но сварочный
ток. т. е. ток в пучке электро-
нов, обычно не достигает и 1 а.
Мощность сварочной электрон-
ной пушки, как видим, относи-
тельно невелика — она не пре-
вышает 50—100 кеа, а в среднем
Рис. 144. Форма шва при сварке тол-
стой жаропрочной стали (100 мм):
а — многопроходная сварка под флюсом:
б -электрошлаковая сварка; в—электрон-
но-лучевая снарка
составляет 25—30 ква. Все дело в том, что эта сравнительно не-
большая мощность может быть выделена почти в точке, например
в участке, представляющем собой пятнышко диаметром менее 0,5 жж.
Ни один другой известный сегодня способ сварки металлов, не
считая сварки когерентным световым лучом или так называемым
лазером, не дает такой высокой концентрации тепловой энергии.
Нетрудно подсчитать, что, например, при аргоно-дуговой сварке
вольфрамовым электродом на участке в виде точки диаметром 0,5 мм
может быть выделено не более 0,1 ква, т. е. концентрация энергии в
данном случае в 300—500, а то и в 1000 раз меньше, чем при ЭЛС.
Исключительно концентрированный нагрев, характерный для
ЭЛС, позволяет получать сварные швы невиданной ранее формы
с очень малой шириной проплавления при требуемой глубине
(рис. 144). Швы такой формы получили название кинжальных
[201. В виде примера скажем, что в случае ЭЛС удается пропла-
вить насквозь сталь толщиной 10—12 жж при удивительно малой
погонной энергии — не более 0,1 квт-ч!м. Чтобы проплавить
сталь такой же толщины при сварке под флюсом, требуется затра-
тить погонную энергию, по крайней мере в 10 раз большую. Причем
в случае ЭЛС коэффициент формы шва ср не превышает 0,1, а при
сварке под флюсом он будет в 20—25 раз больше (применительно
к ЭЛС удобнее пользоваться для оценки формы шва обратным со-
отношением, т. е. отношением глубины проплавления к его ши-
рине, а не отношением ширины шва к глубине проплавления).
Высокая концентрация сварочного нагрева и кинжальная
форма шва на первых порах казались весьма заманчивыми особен-
ностями нового способа сварки в применении к аустенитным ста-
лям и сплавам. Недостатки, присущие ЭЛС, выявились не сразу.
Но сперва
Рис.445. Влияние способа сварки
аустенитной стали на ширину
участка перегрева в околошов-
ной зоне:
а—электрошлаковая; б — под флю-
сом: в — электроннолучевая (схема)
уточним причины, позволившие поначалу возлагать
большие надежды па ЭЛС.
Учитывая чувствительность аусте-
нитных сталей и сплавов к высоко-
температурному нагреву, мы полага-
ли, что свойственный электроннолу-
чевой сварке концентрированный на-
грев позволит избавиться от опасных
последствий такого перегрева.Дейст-
вительно, область перегрева основ-
ного металла в околошовной зоне
в случае ЭЛС по своей ширине нс
может идти ни в какое сравнение,
скажем, с электрошлаковой сваркой
или даже со сваркой под флюсом,
в аргоне, углекислом газе (рис. 145).
В отличие от указанных способов
сварки при ЭЛС ширина участка пере-
грева зоны термического влияния сварки измеряется десятыми до-
лями миллиметра. Это и создало первое впечатление, будто при
ЭЛС можно не опасаться образования околошовных горячих трещин
[20]. Действительно, при ЭЛС не увидишь околошовных трещин
такой большой протяженности, как при дуговой сварке
(рис. 146, а), но микроскопические трещины образуются
(рис. 146, б), и ничуть не реже, чем при дуговой сварке. Опыты по-
казали, что не устраняется и опасность локальных разрушений.
Не оправдала наших надежд и кинжальная форма шва. Пред-
полагалось, что ускоренная кристаллизация небольшой по объему
металлической ванны позволит исключить зону слабины и появ-
ление горячих трещин. Действительно, в электроннолучевых
швах, несмотря на наличие четко выраженной плоскости встречи
кристаллов у оси шва, трещины по этой плоскости не образуются.
Но вместо них могут быть обнаружены трещины неизвестного
ранее характера, напоминающие собой разрыв шва ио его высоте
(рис. 147). О возможных причинах появления такого рода трещин
уже говорилось в § 5 гл. IV.
Изменяя фокусировку пучка электронов, можно и не иметь
кинжальной формы шва. Глубина проплавления при этом умень-
шится, концентрация сварочного нагрева снизится, и ЭЛС, лишив-
шись своих важнейших особенностей, мало чем будет отличаться,
допустим, от аргоно-дуговой сварки.
ЭЛС производится в сравнительно неглубоком вакууме, на-
пример 2-10-5 мм рт. ст.-, при уменьшении разрежения в свароч-
Рис. 146. Влияние способа сварки аустенитной стали Х10Н20Т2 (ЭИ696)
на протяженность околошовных горячих трещин:
а — сварка под флюсом, б — электроннолучевая сварка (X 70)
ной камере, например до 1-10"3 мм рт. ст., становится возмож-
ным появление дуговых разрядов вместо потока электронов.
Наличие вакуума оказывает двоякое влияние на процессы,
идущие в сварочной ванне.
С одной стороны, вакуум способствует испарению элементов,
обладающих высокой упругостью пара. Легко испаряется, на-
пример, марганец и в меньшей степени хром. Снижение содержа-
ния марганца оказывает неблагоприятное влияние на свойства
аустенитных швов. Вместе с тем, несомненно полезным для них
является испарение легкоплавких примесей, таких как олово,
висмут, мышьяк, свинец и др.
Рис. 147. Горизонтальные трещины в электроннолучевом кинжальном шве
при сварке жаропрочного сплава ЭЙ827 большой толщины:
а — х юо: б — х 2
С другой стороны, вакуум способствует энергичному удалению
газов, находящихся в металлической ванне. При относительно
невысоком содержании газов в ванне они успевают удалиться
из нее еще до того, как шов закристаллизуется. Если же содержа-
ние газов высоко, в швах могут образоваться поры, ноздри или
свищи (рис. 148). При кинжальной форме ванны, растущие на-
встречу друг другу кристаллиты смыкаются в осевой части шва
и препятствуют выходу газов. Достаточно иметь в шве, например,
всего 0,1—0,2% Ы, чтобы электроннолучевые швы были испещрены
порами. Так, например, в опытах, проводившихся совместно
с Л. Г. Пузриным и В. Е. Локшиным, не удалось получить плотные
швы на стали ЭИ395 (1Х16Н26АМ6), содержащей примерно
0,1 % К. Напомним, что при газоэлектрической сварке этой стали,
как и при сварке под флюсом, никаких лор не появляется. Задачу
352
предотвращения пористости аустенитных швов при ЭЛС, не-
видимому, удастся решить с помощью присадочного металла,
отказавшись от получения сварного шва, образуемого только за
Рис. 148. Пористость в шве, вызванная азотом при электроннолучевой
сварке стали ЭИ395 (X 2,5):
а — поперечное ио — продольное сечения шва
счет расплавления основного металла. Сварка с присадочным ме-
таллом, будучи более гибким процессом, чем ЭЛС в ее нынешнем
виде, очевидно, расширит .ее возможности применительно к жаро-
прочным трудносвариваемым аустенитным сталям.
23 Б. и. Медовар 1023 35.3
Таблица 103
Жаропрочность сварных соединений, выполненных электроннолучевым
способом
Марка металла Вод образцов Условия испыта- ния Я? 1 О) Время до разру- шения в ч 6 в % в %
Температур в ЭС Напряжен» в кГ/мм2
1Х18Н9Т Основной металл 600 оо 34—17 8,8—26,8 21,9 -24
68 9,5 22
1Х18Н9Т* Сварное соедкпе- 600 29 95—115 8.9—9,6 21,8- 26
108 У, 1 23,3
ние, ЭЛС
1Х18Н9Т ** Сварное соедине- 600 29 29—63 6,7--9,5 15—31,1
36 7,7 25,9
ние, аргонодуговая
ЭИ 437 Б сварка Основной металл 700 44 88—135
44 115 52—112 1,26—3,7 3,9—12
ЭИ437Б ** Сварное соедине- ние, ЭЛС 700
89 3,07 6,4
ЭИ437Б ** Сварное соедине- ние, арговодуговая 700 44 26—71 1,1 —1,9 2—13.5
30 1,3 11,6
ЭИ868 сварка Основной металл 800 1 0 91—341 28.7—35.5 38.9—59
128 29,8 49
без термической
ЭИ868 * обработки Сварное соедине- ние ЭЛС без терми- 800 10 178—266 14,3 -41 37,8 -52,8
203 37,3 45
ЭИ868 ческой обработки Основной металл. 800 10 166- 185 29,6--41,3 43,5 - 52,4
18'2 33 51,3
аустенитиз ;.п.ия
1200°-—1 ч, воздух
ЭИ868 ** ЭЛС, аустенитиза- 800 10 104- -167 9,6 -17,7 22,8—32,8
115 14,1 26,2
ция 1200" — 1 ч, воз-
ЭИ445р дух Основной металл 800 25 85—181 5,05—12,2 13,5 -25,4
130 7,6 16
ЭИ445р ЭЛС 800 25 106—163 4.1—9.5 9,4—22.5
1 10 7 1э,3
* Разрушение по основному металлу.
•* Разрушение по шву.
Высокая концентрация нагрева создает, как известно, и
высокую концентрацию напряжений. В применении к аустенитным
сталям и сплавам это означает создание благоприятных условий
для самонаклепа сварных швов и их упрочнения в процессе сварки.
Рис. 149. Трещины при электроннолучевой сварке литейного жаро-
прочного сплава ЖС-6:
я, б — сварка без подогрева, трещины; в — сварка с подогревом, мет трещин
<б — X 200)
По-видимому, самонаклепом можно объяснить обнаруженную
совместно с Л. Г. Пузриным и В. Е. Локшиным повышенную жаро-
прочность электроннолучевых сварных швов (табл. 103).
Резюмируя все сказанное об электроннолучевой сварке, мы
приходим к выводу о том, что она не может быть признана доста-
точно перспективной для труднодеформируемых аустенитных
жаропрочных сталей и сплавов.
23* 355
Аппаратура для ЭЛС сложна и громоздка, точное направление
луча вдоль линии сварки, требующееся при кинжальной форме
проплавления, затруднено. С этим можно было бы и не считаться,
если бы с помощью ЭЛС удалось, например, сварить такой сверх-
жаропрочный литейный сплав, как ЖС-6. Однако при ЭЛС этот
сплав растрескивается (рис. 149)
Рис. 150. Трещины при электроннолу-
чевой сварке американского жаропроч-
ного сплава
не меньше, чем при других
способах сварки плавлением.
Требуется тривиальное средст-
во — предварительный и сопут-
ствующий высокотемператур-
ный подогрев (например, до
900—1000° С) и последующее
замедленное охлаждение, чтобы
при ЭЛС такого сплава не было
трещин. Автор считает поэтому,
что применительно к аустенит-
ным сталям и сплавам ЭЛС дол-
жна рассматриваться не как уни-
версальный способ сварки. Ее
надлежит применять только в
тех случаях, когда, например,
шов расположен в труднодоступ-
ном, или вовсе недоступном ме
сте, куда может проникнуть
только электронный луч.
Надо сказать, что большие надежды возлагались на электронно-
лучевую сварку не только у нас, но и за границей. Эти надежды
не оправдались там так же, как и у нас. Об этом свидетельствуют
опубликованные совсем недавно материалы американских военно-
воздушных сил, относящиеся к сварке роторов из жаропрочных
аустенитных сталей и сплавов [39, 47, 49]. При электронно-
лучевой сварке указанных изделий не удалось избавиться от горя-
чих трещин в шве и околошовной зоне (рис. 150).
6. НЕКОТОРЫЕ ВОПРОСЫ РЕМОНТНОЙ СВАРКИ ЖАРОПРОЧНЫХ
И ЖАРОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Ремонтная сварка плавлением конструкций или деталей из
жаропрочных и жаростойких аустенитных сталей и сплавов, на-
ходившихся в эксплуатации, имеет свои специфические особен-
ности, обусловленные низкой пластичностью основного металла.
Старение жаропрочных сталей и сплавов, происходящее в про-
цессе их службы, приводит к заметному падению пластических
свойств и может вызвать появление трещин при ремонтной сварке.
Поэтому перед ремонтной сваркой, как правило, должна произ-
водиться аустенитизация изделия или конструкции. Если же это
356
невозможно сделать, рекомендуют производить хотя бы местную
аустенитизацию. Так, например, перед ремонтной сваркой сплавов
рене-41 или астролой в США производят местный нагрев при
1000° С в течение 5 мин [44]. Затем при комнатной температуре
в течение 5 мин наклепывают место, подлежащее сварке. Мы по-
лагаем, что это делается с целью создания в месте сварки сжима-
ющих напряжений, могущих затем компенсировать напряжения
растяжения, возникающие в процессе сварки. Нейтрализация
сварочных напряжений уменьшает опасность хрупкого разруше-
ния сварного соединения в процессе сварки и старения при экс-
плуатации.
При ремонтной сварке жаростойких сталей аустенитизация
может оказаться не всегда эффективной. Если охрупчивание обу-
словлено сильным науглероживанием или азотированием стали
или сплава, аустенитизация не приведет к заметному повышению
пластичности основного металла. На рис. 69 приведены макро-
и микрофотографии, относящиеся к ремонтной сварке аустенитной
стали, сильно науглероженной в процессе эксплуатации. Из стали
ЗХ18Н25С2 были изготовлены цементационные ящики. После
10 000 ч эксплуатации при 800° С содержание углерода в стали
достигло 1,48% при 0,12% Пи она приобрела большую хрупкость.
При заварке сквозных трещин рядом со швом образовались новые
трещины. В подобного рода случаях следует применять электроды,
дающие металл шва повышенной пластичности, например типа 18-8
или 25-12. При ремонтной сварке жаростойких сталей и сплавов
нет нужды особенно заботиться о жаропрочности металла шва.
Важно, чтобы сварка не вызвала новых трещин, а шов обладал
приемлемой жаростойкостью. Итак, главные условия ремонтной
сварки аустенитных сталей и сплавов, утративших пластические
свойства в процессе высокотемпературной эксплуатации, сводятся
к предварительной аустенитизации и использованию электродов,
дающих податливый наплавленный металл.
7. НЕКОТОРЫЕ ВОПРОСЫ СВАРКИ ЛИТЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
В этой главе мы рассмотрели общие вопросы и проблемы
технологии сварки плавлением жаропрочных аустенитных сталей
и сплавов, не подразделяя Ил на деформированные и литые. Между
тем, многие трудности сварки сталей и сплавов этого класса
значительно усугубляются, если речь идет о сварке отливок.
Остановимся несколько подробнее на этом вопросе.
Следует признать, что уровень литейного производства на
некоторых предприятиях уже не отвечает современным требова-
ниям. Мы не говорим о передовых заводах, где уже давно приме-
няют выплавку и разливку жаропрочных сплавов в вакууме,
испбльзуя особо чистые шихтовые материалы. Однако па заводах
тяжелого и химического машиностроения аустенитные стали и
357
сплавы выплавляют, как правило, в открытых дуговых печах,
широко используя скрап и недостаточно чистые шихтовые ма-
териалы. Ясно, что отливки, полученные таким образом, сильно
загрязнены примесями, способными вызывать горячие трещины
и снижающими пластические свойства аустенита. При сварке
и термической обработке таких отливок или сварно-литых изделий
можно опасаться появления термических трещин.
Для отливок большого сечения, независимо от степени чистоты
металла, характерно крупнокристаллическое строение. Как мы
знаем, наличие такой структуры предопределяет возможность
появления горячих трещин в шве и околошовной зоне.
Для крупных отливок, вследствие почти неизбежного на прак-
тике неравномерного остывания, характерно наличие значитель-
ных внутренних напряжений, могущих вызвать появление холод-
ных трещин после сварки.
Для крупных отливок характерна недостаточная плотность
металла, повышенное содержание газов и наличие несплошностей
в виде плен, пор, раковин. При сварке литья, пораженного газо-
выми порами, создается большая опасность образования пор
в сварных швах и по линии сплавления.
Учитывая все сказанное, можно сформулировать следующие
основные условия доброкачественной сварки отливок из аусте-
нитных сталей и сплавов.
1. Обязательный отжиг для снятия усадочных напряжений
перед сваркой.
2. Тщательная зачистка металла в месте сварки и полное уда-
ление раковин, газовых пустот и других несплошностей.
3. Чеканка (наклеп) кромок, подлежащих сварке, с целью
измельчения структуры в шве и околошовной зоне.
4. Предварительный и сопутствующий подогрев отливки в про-
цессе сварки.
Разумеется, остаются в силе все остальные требования, отно-
сящиеся к сварочным материалам, разделке кромок, режимам
и технике сварки и т. д., рассмотренные в этой главе.
ЛИТЕРАТУРА
1. А к у л о в А. И., Спицын В. В. Влияние состава аргона и прово-
локи типа 18-8 на свойства металла шва. Сб. № 101, МВТУ. М., Оборонгиз, 1961.
2. Ардентов В. В., Макарова В. И., Петров Г. Л., Ста-
ре ц Е. Е. Регламентация содержания ферритной фазы в металле швов, выпол-
ненных аустенитными хромоникелемолибденовыми электродами. Сб. № 4, «Свар-
ка». М., Судпромгиз, 1961.
3. А с т а ф ь е в А. С., И в а и о в Б. Е. Сварка литого хромоникелевого
сплава Х20П80Т (ЭИ435) толщиной 25 мм. «Автоматическая сварка», 1960, № 6.
4. Беседный В. А., Стрелец Л. А., Будин В. Н. Сварка
стали ХН78Т. «Химическое машиностроение», 1962, № 4.
5. Б р у с н и ц ы н Ю. Д. О гидратации сварочных плавленых флюсов.
Сб. № 1. «Сварка», М., Судпромгиз, 1958.
6. Брусницын Ю. Д. Новые флюсы для автоматической сварки
и наплавки. «Автоматическая сварка», 1957, № 4.
7. Горячев А. П., Зеленин В. А. Механизированная сварка пепла-
вящимся электродом углубленной дугой. «Автоматическая сварка», 1964, № 12.
8. Дудко Д. А., Рублевский И. Н. Некоторые металлургические осо-
бенности процесса электрошлаковой сварки. «Автоматическая сварка», 1956, № 4.
9. Е р о х и н А. А., Кузнецов О. М. Снижение содержания угле-
рода в металле шва при сварке нержавеющих сталей. «Автоматическая сварка»,
1962, № 11.
10. Е р о х и н А. А., Кузнецов О. М., Быков А. Н. О влиянии
некоторых элементов на свойства металла шва при сварке жаропрочных сплавов.
«Автоматическая сварка», 1964, № 9.
11. Жень Цзя-ле. Исследование автоматической сварки аустенитных
сталей в среде азота. Автореферат канд. диссертации. Киевский политехниче-
ский институт, 1963.
12. К р а с у л и н Ю. Л., С а г а л о в и ч В. В. Сварка плавящимся
электродом тонколистовой нержавеющей стали в смеси углекислого газа с арго-
ном. «Сварочное производство», 1960, № 9.
13. Кузнецов О. М., Ерохин А. А. Сварка жаропрочных никеле-
вых сплавов электродами ИМЕТ-4П. «Сварочное производство», 1963, № 11.
14. Кум ы нт И. И. Флюс АНФ-16 для механизированной сварки нержа-
веющих сталей. «Автоматическая сварка», 1962, № 4.
15. Ку ш верен Д. М., Гребел ьии к М. П. Керамический флюс
для автоматической сварки нержавеющей стали марки 1Х18Н9Т. «Сварочное
производство», 1960, № 5.
16. Л а з а р е в Б. И., Р у с и н о в а И. Н. Электроды для сварки труб-
ных жаропрочных сталей. ЦНИИТмаш, кн. 104, «Вопросы сварки в энергомаши-
ностроении», М., Машгиз, 1962.
17. Левин И. А., Никифоров В. А. О науглероживании металла
шва при сварке стали 1Х18Н9Т. «Сварочное производство», 1960, № 1.
18. Л ю б а в с к и й К. В., Львова Е. П. Новые флюсы для дуговой
сварки. «Сварочное производство», 1958, № 10.
19. Л ь в о в а Е. П. Сварка глубокоаустенитной стали ЭП126. «Сварочное
производство», 1963, № 8.
20. Медовар Б. И., Назаренко О. К. и др. Некоторые особен-
ности электроннолучевой сварки аустенитных сталей и сплавов. «Автоматическая
сварка», 1961, № 7.
21. Мед ов а р Б. И., Ч е к о т и л о Л. В., Кум ы ш И. И., Плавленые
карбидные флюсы для сварки стабилыгоаустенитных сталей и сплавов. «Свароч-
ное производство», 1962, Хе 8.
22. Медовар Б. И., Ч е к о т и л о Л. В. Фторидный марганцевый
флюс для сварки стабильноаустенитных сталей и сплавов. «Сварочное производ-
ство», 1962, № 8.
23. Медовар Б. И. Новые марки проволок для сварки высоколегиро-
ванных сталей и сплавов, «Автоматическая сварка», 1961, № 5.
24. АА ед ов ар Б. И., Ч е к о т и л о Л. В. Однопроходная сварка под
флюсом стабилыюахстенитпых сталей. Сб. № 2, «Машиностроение», 1962, Киев,
Изд-во ГНТК УССР.
25. Медовар Б. И., Ч е к о т и л о Л. В., Герм а ц С. И. и др.
Механизированная дуговая сварка аустенитного жаропрочного сплава ЭИ725
(ХН35ВТР). «Автоматическая сварка», 1965, № 1.
26. И и к и т и и Ю. П. Свойства границы между жаропрочными сплавами
и сварочными флюсами. Сб. «Поверхностные явления в расплавах и процессах
порошковой металлургии». Изд-во АН УССР, 1963.
27. Полякова Р. Б., X р о м ч е и к о Ф. А. Сварка аустенитных
паропроводов при монтаже тепловых электростанций. Вып. XXII, Оргэнерго-
строй, М., 1964.
28. Русс и я н А. В., III о р ш о р о в М. X. Новые аустенитные электроды
для сварки стали типа 1Х13Н18В2Б. «Сварочное производство», 1959, № 6.
29. Соколов К). В., III о р ш о р о в М. X. Модифицирующие галоид-
ные флюсы для сварки никелевых сплавов. «Сварочное производство», 1961, № 3.
30. Соколов Ю. В., Шоршоров М. X. Влияние состава галоидных
флюсов на свойства сварных швов хромоникелевых сплавов. «Сварочное произ-
водство», 1963, № 3.
31. С т р о е в В. С., В о р н о в и ц к и й И. И. Электроды для сварки
окалиностойких сталей. «Сварочное производство», 1962, № 8.
32. Ф р у м и н И. И. Производство пемзовидного флюса для автоматиче-
ской сварки. «Труды по автоматической сварке под флюсом». Сб. № 4. Киев,
Изд-во АН УССР, 1949.
33. Хренов К. К., К У ш и е р е в Д. М. Керамические флюсы для
автоматической сварки и наплавки. Гостехиздат, УССР, 1961.
34. Якоба ш в и л и С. В. Адгезия некоторых сварочных шлаков к спла-
вам на основе никеля. «Сварочное производство», 1963, № 4.
35. Я к о б а ш в и л и С. Б., Ф р у м и н И. И. Поверхностное и межфаз-
ное натяжение бинарных расплавов на основе СаР2. «Автоматическая сварка»,
1962, № 10.
36. Я VI у и с к а >1 Т. В. Электроды для сварки на переменном токе сталей
типа 18-9. «Сварочное производство», 1964, № 11.
37. А Ь е 1 1 а р. 9., 8 и 1 1 1 V а и К. Р. Саз П1е!а1-агс 'л/еЮгир оГ з!а1п1езз
з!ее1 из1п(Г зЬог!—с1гсиИ1п§ !гапзГег. «ТЬе ХУеПилр 9онгпа1», 1964, № 10.
38. В 1 а п с! Л., О V с г а г з к 1 IV. А. Аге мтйсПпд ХИ — Сг—Ре (1псопе1)
аПоуз Гог лис1еаг роч/ег р1ап!з. «ТЬе \Уе181п§ 9оигпа1», 1961, № 1.
39. В 1 и ш В. 8., ШИ! К. Н. Неа!-аГГес!ес1 гопе сгаск!п§ ш А 286 ше1с1-
тепГз. «ТЬе \Уе1сЬпй Зонта!», 1963, № 8.
40. С а г е у 9. О., МсКИН 1ск С. Р. Сол!го1 о! Пззиплд т 1пс.опе1
Ьу ге^и1а!1гц? ргосезз хапаЫез. «ТЬе \Уе1<Пп§ 9оигпа1», 1962, № 12.
41. Еа1оп X'. Р., С 1 о з 5 о р В. А., Маг 11 п X'. 8. СопзитаЫе
е1ес!гос!е раз зЫе1с1е<1 н/еППпд оГ аизГепШс з!ее1з Гог рошег р1ап! ГаЬпсаНоп. «ВН-
ПзЬ \^'е1сПпй 9оигпа1», 1964, Х° 2.
42. Р а г гп е г Н. \. РгорегПез о! !иЬи1аг з!а1п1езз з1ее! е!ес!гос1е8. «ТЬе
АУекИп^ 9оигпа1», 1964, К° 8.
43. Н а п с ос к Р., Н е а I Ь П. 9., 8 ГерЬепзоп XI. Ргпе-тге 'л’НсПпц
о! зоте п!ске1 аПоуз. «1п!егпа!1опа1 ВЫрЬиПсИпй Ргоргезз», № 115, 11, 1964.
44. Б е р к о чу з к 1 \У. 9-, Мопгое К- Е., К Г е р р е 1 Р. 9. 8(исПе8
оп гера!г \че1с11п8 а§е—ЬагйепаЫе п!ске!—Ьазе аПоуз. «ТЬе \Уе161п§ 9оигпа1»,
1960, № 9.
45. М 1 п ё а К. Ш., К 1сЬаг(18оп XV. II. Ь'зе о! Гпсопе! ЬерозИеП
\че1с! те!а! Гог пис1еаг сотропеп! раг!з. «ТЬе \Ме1сИп§ 9оигпа1», 1961, А1» 7.
46. М 1 а з 1 к е чу 1 ! а Ь А. Паз ЗсЬ'лдчВеп Пев ТигЫпеп 8!аЬ1з Е1 612
«ВсЬчуеПМссЬгнк» (ПОР), 1961, № 12.
47. К о I Ь К. Е., Вга!коч1сЬ X’. Е. СЬагасГеНзПсз апс! з!гепд!Ь с!а1е
оГ е1ес!гоп Ьеат чче1<1з 1п Гонг гергезепГаПче та1епа1з. «ТЬе Ше1<Пп& 9оигпа1»,
1962, № 5.
48. 8 а 4 о з к 1 8, ЗсЬмеПЗеп сПскег чаПаизГепШзсЬег 8!аЫЫесЬе ипс!
5с1п1еёе8!йске. «8сЬл-е1Веп ипс! 8сЬпе1(1еп», 1964, № 6.
49. 8 с Ь \у е п к XV., Т г а Ь о 1 с! А. Р. \Уе1 с1аЫ1 Пу о! Репе 41. «ТЬе \У’е1-
<Ппё 9оигпа1», 1963, № 10.
50. 8 Ь а п е Н. Р., XV е 1 в т а п ! е 1 Е. Е. РаЬпсаНоп рг1пс!р1ез Гог
\уе1<1ес1 1псопе1 зГгиДигез. «ТЬе ХУеМ1п§ 9оигпа1», 1960, Хв 11.
51. 8 о 1 с! а п И., М а у п е С. К. ПиеШИу ге!а1с<1 !о зегчгсе регГопнапсе
оГ Ьеачу -%а11 аикГепИш р!ре ч/е1(1з. «ТЬе ХУе1(Нпё 9оигпа1», 1957, Л» 3.
52. 8 о 1 6 а п Н. М., 8 с Ь п а Ь е 1 С. 9. ТЬе Ьо! Ьепс! !е.з! - - а (оо1 (о
ргесПс! зиПаЫе чче16аЬПИу апс! Ы§Ь ГешрегеЛиге зегчше регГогшапсе оГ аизГепШс
з!ее1ез. «ТЬе ХУс1сПпе 9оигпа1», 1964, № 8.
53. 8 ! е р Ь е п в о п К., 5 у то п с1 5 С. Н., Т Ь о г п е у с г о Г I П. К.
'Уе1с11п§ о! тске! аПоуз !п Ьеачу зесИопз Гог рочуег ^епегаПпй р1ан!. «ВгШзЬ
\Уе1с1ш2 9оигпа1», 1962, Лг 5.
54. 8 ! е г п к о р Г 8., К 1 с Ь I е г Н. АЬ8сЬте1гзсЬ\\'еИЗе1к!гоЬел Гиг хип-
с!егЬе8!апсП§е №—Сг—Ье^егип^еп. «Мейе Ни!1е», № 2, 1963.
55. Н е а I Ь И. 9. а! а!1. «ВгИГзЬ чче1(Пп§ 9оигпа1», № 5, 1964.
ВОПРОСЫ СВАРКИ ЖАРОПРОЧНЫХ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
БЕЗ ИХ РАСПЛАВЛЕНИЯ
1. ПОСТАНОВКА ВОПРОСА
Материалами предыдущей главы, казалось бы можно и завер-
шить монографию по сварке аустенитных жаропрочных сталей.
На самом деле, уже рассмотрены многие важные вопросы метал-
лургии, металловедения и технологии сварки этих сталей. Уделено
особое внимание причинам образования различного рода дефектов
в аустенитных швах. Описаны многие средства борьбы с этими де-
фектами. Подчеркивается, что главнейшей задачей, возникающей
при сварке аустенитных сталей и сплавов, является разработка
эффективных мер борьбы с горячими трещинами в металле шва,
наплавленном металле и в околошовной зоне. Для аустенитных
сталей и сплавов с особо высоким содержанием легирующих эле-
ментов (до 50—60% Сг, до 3—6% А! и до 3—6% Т1, до 20—25% Мо,
до 20—25% XV, до 3% Вит. д.), а также для дисперсионно-твер-
деющих сверхпрочных аустенитных сталей и сплавов большую
важность приобретает проблема борьбы не только с горячими,
но и холодными трещинами в швах, наплавленном металле,
околошовной зоне и основном металле. Не столь общей, но
очень важной для многих жаропрочных сталей и сплавов яв-
ляется проблема хрупких разрушений сварных соединений
в процессе эксплуатации, а иногда еще во время термической
обработки.
В советской и зарубежной литературе опубликованы и публи-
куются многие тысячи статей, посвященных проблеме сварки
аустенитных сталей и сплавов. Так, по далеко неполным данным
американского сварочного общества, за период с 1926 по 1955 г.
во всем мире было напечатано более 1100 статей по различным
вопросам сварки нержавеющих сталей (под этим термином подразу-
меваются не только собственно нержавеющие, но и жаропрочные
и жаростойкие стали). За последние десять лет их напечатано не
меньше, чем за предыдущие тридцать.
При нынешней, еще очень мало эффективной технике обра-
ботки информации практически невозможно обобщить огромное
количество разрозненных, зачастую несопоставимых фактических
данных, содержащихся в сотнях и тысячах публикаций по вопро-
сам сварки вообще и сварки аустенитных сталей и сплавов в част-
ности. Тем пе менее, не вызывает сомнений, что перечисленные
выше проблемы действительно важны и серьезны и что описанные
в этой книге трудности, несомненно, стоят на пути дальнейшего
расширения использования аустенитных сталей и сплавов в свар-
ных конструкциях.
Но будет ошибочным приписывать все эти беды собственно
аустенитным сталям и сплавам. Главная причина так называемой
плохой свариваемости этих материалов лежит в несовершенной
природе самого процесса сварки металлов плавлением. Остановимся
на этом вопросе более подробно.
Прежде всего вернемся к проблеме горячеломкости аустенит-
ных швов. Мы видели, что горячие трещины неизбежно наблю-
даются и при таких старых способах, как ручная электродуговая
сварка, и при использовании новейшей техники — электронно-
лучевой сварки в вакууме. Над решением этих проблем на про-
тяжении многих лет трудятся тысячи специалистов в разных стра-
нах. Несомненно достигнуты определенные успехи, но не вызывает
сомнений простая истина — нужно бороться с причиной, а не ее
следствием; чтобы не было трещин, не должно быть расплавления
металла в месте сварки. Нужно, следовательно, работать над тем,
чтобы отказаться от сварки плавлением.
Мы знаем теперь, что имеются две основные разновидности
горячих околошовных трещин в сварных соединениях аустенитных
сталей и сплавов: 1) обусловленные проникновением легкоплавких
элементов из фаз, обогащенных этими элементами, в околошовпую
зону из сварочной ванны и 2) околошовные трещины, связанные
с природой основного металла — наличием в нем строчечных или
иных скоплений структурных составляющих (карбопитридов,
боридов, фосфидов и др.), загрязненностью границ зерен легко-
плавкими примесями и т. д. Напомним, что с трещинами первого
вида можно справиться с помощью чисто сварочных средств,
изменяя соответствующим образом химический состав металла
шва и температуру его затвердевания. Эффективным средством
ликвидации второй разновидности трещин является повышение
чистоты и улучшения структуры основного металла путем пере-
плава его в водоохлаждаемом металлическом кристаллизаторе.
Одним из этих средств является электрошлаковый переплав,
которому посвящена заключительная глава этой книги. Можно
не сомневаться, что в недалеком будущем в сварных конструкциях
будут широко применяться аустенитные стали и сплавы, улучшен-
ные не только электрошлаковый и вакуумно-дуговым, но также и
электроннолучевым или плазменным переплавом.
Значит ли это, что проблема борьбы с горячими околошовпыми
трещинами будет, таким образом, полностью решена? Конечно,
нет. В тех случаях, когда появление околошовных трещин обуслов-
лено композицией основного металла, предопределяющей его
реакцию на термический и деформационный цикл сварки плав-
лением, не приходится рассчитывать на переплав. Сказанное от-
носится, например, к аустенитным высоконикелевым сталям и
сплавам, легированным 2—4% 81 или ТЕ Здесь возможен, ка-
залось бы, лишь один путь — высокотемпературный подогрев и
крайне замедленное охлаждение свариваемого изделия, но есть
и второй путь — отказ от концентрации сварочного нагрева,
отказ от высокотемпературного нагрева вообще, т. е. в перспек-
тиве — отказ от сварки плавлением.
Проблема хрупких разрушений сварных соединений жаропроч-
ных аустенитных сталей и сплавов, помимо горячих трещин в шве
и околошовной зоне, включает в себя и так называемые локальные
разрушения в непосредственной близости к поверхности раздела
шов — основной металл, на расстоянии всего нескольких зерен
от нее.
Можно еще долгие годы дискутировать по вопросам, каса-
ющимся природы, физической сущности появления у аустенитных
сталей и сплавов склонности к локальным разрушениям. Но уже
сегодня можно не сомневаться в том, что обусловлена эта склон-
ность действием двух главных факторов: термическим и силовым
влиянием сварки плавлением. Локальные разрушения поражают
основной металл там, где он был перегрет до температур, превы-
шающих 1200—1300° С. Следовательно, чтобы не было локальных
разрушений, нужно либо не допускать перегрева, либо иметь
основной металл, не реагирующий па воздействие сварки плавле-
нием. В будущем, возможно, удастся решить эту задачу. Мы ви-
дели, например, что легирование аустенитных жаропрочных
сталей и сплавов бором делает их несклонными к локальным
разрушениям. Но ведь далеко не всегда можно пойти на легирова-
ние бором. А как же быть с высокожаропрочными дисперсионно-
твердеющими сплавами, со многими сталями и сплавами, система
легирования которых не терпит бора? Более надежным следует
признать другой путь: недопущение перегрева свариваемого ме-
талла в процессе сварки.
Чтобы свести к минимуму перегрев, т. е. уменьшить время пре-
бывания жаропрочной стали или сплава при температурах,
близких к температуре солидуса, нужен значительно более концен-
трированный, чем дуга, источник нагрева. Можно было бы сделать
вывод, что с этой точки зрения переход от дуговой сварки к электро-
шлаковой для аустенитных жаропрочных сталей, длительно ра-
ботающих под нагрузкой при высоких температурах, представ-
ляет собой шаг назад, а переход к электроннолучевой сварке
кинжальными швами является шагом вперед па пути предотвра-
363
щения локальных разрушений. Такой вывод был бы, несомненно,
верен, если бы появление склонности к локальным разрушениям
вызывалось только перегревом. Огромное значение имеет не сам
по себе перегрев, а совместное действие температур и растягива-
ющих сил, способных вызвать необратимые процессы на границах
зерен (кристаллитов) аустенита. В этой связи уместно отметить
серьезный недостаток известной методики оценки влияния сварки
плавлением на свойства основного металла, предложенной в США
Ренсслеровским политехническим институтом [51, гл. VI], а
в СССР — Институтом металлургии им. А. А. Байкова [35, 36,
гл. IV]. Обе эти методики предусматривают нагрев и охлаждение
образца стали или сплава по наперед заданному термическому
циклу, характерному для того или иного способа сварки. Они
предусматривают также возможность мгновенного разрушения
образца в любой точке кривой термического цикла — на ее восхо-
дящей или нисходящей ветвях. Но обе эти методики не воспроиз-
водят силового воздействия, воспринимаемого металлом околошов-
ной зоны в реальных условиях сварки. Этот недостаток методики
пытались исправит!:, английские и американские исследователи
[52, гл. VI ], предложившие подвергать нагреву по сварочному тер-
мическому циклу заранее наклепанные на заданную величину
образцы испытуемого металла. Ясно, что и в этом случае особен-
ности реального термодеформациоиного цикла сварки плавлением
не воспроизводятся.
Мы привели все эти рассуждения для того, чтобы предостеречь
от переоценки возможностей предотвращения локальных раз-
рушений путем резкого повышения концентрации сварочного
нагрева. Да, действительно при электроннолучевой сварке ширина
участка перегрева околошовной зоны минимальна. Ее нельзя
сравнить с зоной термического влияния электрошлаковой сварки.
Но нельзя забывать, что повышение концентрации сварочного
нагрева означает и повышение концентрации сварочных напря-
жений. Следовательно, сокращение времени нахождения аустенита
в области температур перегрева уменьшает лишь ширину участка
перегрева, но вовсе не предотвращает протекания необратимых
явлений в этом участке. Иными словами, уменьшение ширины
участка перегрева может локализовать зону зарождения и разви-
тия межзеренных трещин в процессе эксплуатации сварного соеди-
нения, но не может полностью исключить образование этих
трещин.
Из всего сказанного о локальных разрушениях аустенитных
сталей вытекает непреложный вывод — чтобы радикально решить
эту проблему, нужно отказаться от сварки плавлением. Это не
значит, конечно, что нужно уже сегодня запретить сварку плав-
лением. Но будущее, несомненно, за диффузионными методами
соединения жаропрочных сталей и сплавов без их расплав-
ления.
Есть еще один вид хрупкого разрушения сварных соединений
аустенитных сталей и сплавов —- термические трещины. Чтобы
уменьшить вероятность появления этих трещин, характерных
для дисперсионно-твердеющих жаропрочных сталей и сплавов,
нужно уменьшить сварочные напряжения, не допустить, чтобы
во время термической обработки они могли превысить предел дли-
тельной прочности основного металла. А для этого нужно осла-
бить или полностью исключить неравномерность сварочного
нагрева конструкции, исключить литейную усадку шва. Минималь-
ные сварочные напряжения могут быть созданы при отказе от вы-
сокотемпературного нагрева, в пределе — при отказе от сварки,
плавлением.
Ратуя столь настойчиво за сварку без расплавления, мы имеем
в виду возможность решения еще, по крайней мере, двух важных
проблем: сварки песвариваемых сегодня литейных сверхжаро-
прочных сплавов и получения прецизионных сварных конструк-
ций. Что касается литейных сплавов, практически не поддаю-
щихся сегодня сварке плавлением (их можно сварить лишь по
очень сложной технологии, например с подогревом до 1100—1200° С
и последующим крайне замедленным охлаждением), то этот
вопрос не требует пояснений. Относительно получения прецизион-
ных сварных конструкций нужно отметить следующее. Для совре-
менной техники в ряде случаев очень важно иметь сварные кон-
струкции с заданными размерами, не нуждающиеся в последующей
правке и механической обработке. Аустенитные сплавы и стали
отличаются значительной литейной усадкой, что способствует
большому искажению формы и размеров сварных соединений и
конструкций. Ясно, что отказ от сварки плавлением будет полезен
и в этом случае.
Итак, отказ от сварки плавлением — генеральная линия
дальнейшего развития сварки жаропрочных аустенитных сталей
и сплавов! Есть ли основания для такой постановки вопроса?
Да, есть.
Автор целиком разделяет точку зрения академика Б. Е. Па-
тона [10] о том, что будущее не за сваркой плавлением. В самом
деле, для получения надежно работающего неразъемного соедине-
ния двух кусков металла вовсе нет надобности обязательно сплав-
лять их и проделывать для этого нелепую работу: сперва удалять
часть металла, разделывая кромки или оставляя зазор между
ними, а затем заполнять разделку (зазор) жидким присадочным
металлом. Сварка плавлением по своей идее недалеко ушла от
старинного способа сварки заливкой жидкого металла. Чтобы
надежно соединить в одно целое два куска металла, необходимо
и достаточно прижать их друг к другу и обеспечить в результате
подогрева соответствующую подвижность атомов на сопрягаемых
поверхностях. В этих условиях произойдет так называемая диф-
фузионная сварка.
Ниже будут рассмотрены различные способы диффузионного
соединения жаропрочных аустенитных сталей и сплавов. Необ-
ходимо подчеркнуть, что речь будет идти не только о способе
сварки, известной под названием диффузионная сварка в ва-
кууме [6], по и о других видах диффузионного соединения.
2. ДИФФУЗИОННАЯ СВАРКА В ВАКУУМЕ
Насколько нам известно, явление диффузионной сварки в ва-
кууме (ДСВ) было описано Зейтом еще в 1939 г. (рис. 151) [27].
На основании работ М. Г. Лозинского, впервые наблюдавшего
схватывание
предложен в
Рис. 151. Схема
диффузионной
сварки в вакуу-
ме по Зейту:
/ — свариваемые
стержни; 2 —вин-
товые зажимы
металлов при нагреве в вакууме, способ ДСВ был
СССР Н. Ф. Казаковым [61. Раньше этот способ
сварки имел иное название: «Термодиффузионпая
сварка в вакууме». Этот термин, по нашему мне-
нию, более полно отражал сущность способа —
нагрев металлов, подлежащих сварке. Известно,
что в условиях очень глубокого вакуума диффу-
зионная сварка может произойти и без нагрева.
Она может произойти и без вакуума, если при-
нять специальные, меры для разрушения окисной
пленки так, как это делается, например, при
холодной сварке.
Сущность диффузионной сварки состоит
в том, что в процессе нагрева в вакууме
ния, порядка
1 -103—1 -10-4 мм рт. ст. подлежащие сварке
поверхности очищаются от покрывающей их пленки
окислов. Создаются так называемые ювенильные,
т. е. совершенно чистые металлические поверхно-
сти. Затем, после определенной выдержки при
заданной температуре, превышающей температуру
рекристаллизации, по не достигающей солидуса,
к свариваемым поверхностям на некоторое время
прикладываются относительно небольшие давле-
1—2 кПммг, не достигающие предела текучести.
Происходит собственно сварка. Как видим, сварка может про-
изводиться без пластической деформации.
Сварочный нагрев для ДСВ производится, чаще всего, индук-
ционным способом. В принципе возможен, конечно, контактный
нагрев током, проходящим через место контакта деталей, подле-
жащих сварке, а также радиационный и другие способы нагрева.
В случае контактного нагрева процесс диффузионной сварки по
своей природе полностью идентичен контактной сварке сопро-
тивлением. Не принципиальное различие заключается в наличии
вакуума и отсутствии пластической деформации при ДСВ. Вслед-
ствие использования упругих, а не пластических деформаций,
при ДСВ к качеству подготовки и чистоте свариваемых поверхно-
366
стей предъявляются более высокие требования, чем при контакт-
ной сварке сопротивлением. Запрещается, например, обработка
этих поверхностей абразивами (шлифовка), так как мельчайшие
частицы абразива препятствуют образованию неразъемного соеди-
нения.
ДСВ по рассмотренной канонической схеме дает вполне удовле-
творительные результаты и позволяет получать сварные соеди-
нения обычных конструкционных сталей требуемого качества.
Однако в случае аустенитных сталей и сплавов результат может
быть иным — надежное равнопрочное соединение может и не
получиться.
Дело в том, что для жаропрочных аустенитных сталей и спла-
вов характерна более высокая, чем у обычных сталей, температура
рекристаллизации (именно эта особенность, связанная с искус-
ственно заторможенной диффузионной подвижностью атомов,
как известно, определяет жаропрочность аустенитных сплавов),
а также несравненно'более высокая прочность окисной пленки,
богатой хромом.
Наличие весьма прочной и трудно удалимой окисной пленки
препятствует диффузионной сварке. Чтобы произошла сварка,
недостаточно выполнить пусть даже самую тонкую механическую
обработку соединяемых поверхностей. Требуется удалить окисную
плойку. А для этого есть только один путь - - увеличить разре-
жение, т. е. производить нагрев в более глубоком вакууме. Это
необходимое, но еще недостаточное условие. Нагрев в вакууме
должен производиться непосредственно перед сваркой, без разва-
куумирования места сварки. Кроме того, вакуумная очистка сва-
риваемых поверхностей должна выполняться при некотором уда-
лении их друг от друга. В противном случае, особенно при сварке
разнородных сталей или сплавов, отличающихся по композиции,
возможно напыление одной из поверхностей компонентами, уле-
тучивающимися с другой поверхности. Необходимость раздельной
вакуумной очистки поверхностей двух деталей, подлежащих
сварке, естественно исключает возможность контактного нагрева,
в ряде случаев более удобного в эксплуатации, чем высокочастот-
ный нагрев. Ясно и то, что требование увеличения разрежения
влечет за собой усложнение сварочной аппаратуры и оборудования.
Высокая температура рекристаллизации сверхжаропрочных
сплавов, для которых наиболее желательно применение диффу-
зионной сварки, не является непреодолимым препятствием. Чтобы
произошла ДСВ таких сплавов, нужно изменить начальные усло-
вия: необходимо либо повысить температуру сварочного нагрева,
либо почти на порядок увеличить удельное давление. Указанные
изменения обоих решающих факторов (температура, давление)
могут быть и не очень большими, если пойти на изменение третьего
неотъемлемого элемента технологии ДСВ — разрежения. При бо-
лее глубоком вакууме (1 • 10“10—1 • 10~12 мм рт. ст.), по-видимому,
267
можно будет и вовсе обойтись без сварочного нагрева и при малых
давлениях получить равнопрочные сварные соединения. Но отка-
заться вообще от нагрева в вакууме вряд ли представится возмож-
ным. Он может быть и не нужен в качестве средства ускорения
диффузионной подвижности атомов, но при нынешнем уровне
техники он совершенно необходим для вакуумной очистки поверх-
ностей до вступления их в контакт.
Рис. 152. Рост зерна при диффузионной сварке в вакууме (ДСВ) стали
1Х18Н10Т:
а — исходная структура стали — мелкое зерно; б — крупные зерна, выросшие
вблизи места сварки (X 200)
Поскольку увеличение разрежения в месте сварки, как и деся-
тикратное увеличение удельного давления требуют серьезного
усложнения сварочной аппаратуры, на практике идут по пути
повышения температуры сварочного нагрева при ДСВ аустенитных
368
сталей и сплавов. Даже для того чтобы сварить такую простую
аустенитную сталь, как 1Х18Н10Т, приходится доводить темпе-
ратуру нагрева до 1200° С и более, т. е. до таких температур,
которые обусловливают охрупчивание свариваемого металла,
нежелательный рост зерна (рис. 152), разупрочнение, появление
трещин и т. д. Не для того мы отказываемся от сварки плавлением
аустенитных сталей и сплавов и идем на усложнение технологии
и оборудования, чтобы и при новом способе сварки иметь те же
нежелательные последствия.
Все сказанное о недостатках описанной схемы диффузионной
сварки применительно к жаропрочным аустенитным сталям и
сплавам нисколько не может опорочить главной идеи --отказа
во всех возможных случаях от сварки плавлением этих материа-
лов [15, 20, 23 и др.[. Нет нужды ожидать, пока будут решены
полностью весьма сложные вопросы диффузионной сварки по
описанной схеме. Как будет показано в следующем параграфе,
имеются все возможности для применения иной схемы сварки
аустенитных сталей и сплавов без их расплавления, свободной от
перечисленных недостатков, главным из которых является необ-
ходимость высокотемпературного сварочного нагрева.
3. ПРЕССОВАЯ СВАРКА — ПАЙКА
Для решения задачи снижения температуры сварочного нагрева
при диффузионной сварке жаропрочных сталей и сплавов следует
обратиться к древнейшему способу создания неразъемных соеди-
нений, к одной из разновидностей сварки — пайке.
По мнению Н. Ф. Лашко и С. В. Лашко-Авакян [7] пайка от-
личается от всех других видов сварки следующими характерными
особенностями.
1. Прямое соединение создается в результате расплавления
и кристаллизации металлической связки (припоя), специально
вводимой между деталями или образующейся самопроизвольно.
2. Связка, в частном случае — припой, отличается по составу
и свойствам от соединяемых металлических деталей. Температура
плавления связки ниже температуры плавления соединяемых
металлов и сплавов. В процессе пайки соединяемые металлические
детали могут частично (с поверхности) расплавляться, но не под
влиянием нагрева, а в результате химической реакции: образова-
ния эвтектики, изменения состава, вызванного диффузионными
процессами, повлекшими за собой снижение температуры плавле-
ния соединяемых металлов или сплавов.
3. Заполнение жидкой связкой зазора между соединяемыми
металлическими деталями происходит с участием капиллярных
сил.
В упомянутой монографии по пайке [7], являющейся, несом-
ненно, одной из лучших в этой области, приводятся также сле-
24 Б« И« Медовар 1023 3 69
дующие соображения. Пайка любых металлов и сплавов, обра-
зующих между собой эвтектику или непрерывный ряд твердых
растворов с минимумом по температурам плавления (например,
система №—Мп рис. 78, в), может быть выполнена и без специ-
ального припоя. Нагрев таких двух металлов или сплавов, кон-
тактирующих друг с другом, при минимальной температуре плав-
ления, не достигающей температуры плавления каждого из сопря-
гаемых элементов, приводит к образованию неразъемного соеди-
нения. Такого рода пайку называют реактивно -контактной
(правильнее было бы называть ее реакционн о-контактной.
В. И. Архаров совершенно справедливо предложил называть ре-
акционными процессы, относящиеся к химии, в отличие от реак-
тивных явлений, характерных для физики).
Известна так называемая диффузионная пайка, отли-
чающаяся от обычной пайки, производимой с большой скоростью,
длительным нагревом соединения. В процессе такого нагрева,
вследствие развития диффузионных процессов, в принципе воз-
можно исчезновение промежуточной прослойки, образуемой при-
поем в условиях обычной, т. е. быстрой пайки. Наконец, в книге [7 1
дается понятие еще об одном особом виде пайки — так называе-
мой п а й к о - с в а р к е. В отличие от сварки, при пайко-сварке
присадочный сплав-припой вводится без расплавления основного
металла. Вместе с тем, пайко-сварка отличается и от пайки:
заполнение шва жидким металлом происходит при пайко-сварке
под действием гравитационных, а не капиллярных сил. Капил-
лярные силы в растекании жидкого металла практически не
участвуют.
Постараемся теперь разобраться, в какой мере могут быть
использованы перечисленные выше особенности п а й к и при
решении вопросов, относящихся к сварке жаропрочных аусте-
нитных сталей и сплавов. С самого начала оговоримся, что, в ее
нынешнем виде, пайка зачастую не может обеспечить требуемой
жаропрочности и длительной пластичности соединений, да и тех-
ника пайки в ряде случаев оказывается недостаточно совершенной.
Мы предположили, что, основываясь на закономерностях вакуум-
ной диффузионной сварки, с одной стороны, и пайки, особенно
реакционной и диффузионной пайки, с другой, можно создать
принципиально новый способ неразъемного соединения аустенит-
ных сталей и сплавов.
Из арсенала средств диффузионной сварки в ее каноническом
виде следует использовать нагрев в вакууме и давление.
Из тех возможностей, которыми располагает пайка, надлежит
использовать идею постепенного исчезновения жидкой фазы,
первоначально создаваемой в месте контакта поверхностей соеди-
няемых между собой деталей [1, 3, 9, 13, 25, 261 (имеется в виду,
что эта жидкая фаза может возникать спонтанно, т. е. самопроиз-
вольно, но может создаваться и умышленно с помощью припоя,
370
заранее наносимого на одну или обе соединяемые поверхности).
Так родился новый процесс сварки жаропрочных аустенитных
сталей и сплавов без их расплавления, названный нами совместно
с Л. Г. Нузриным и Г. Л. Бойко способом прессовой
сварки-пайки в вакууме (ПСП).
Из сказанного следует, что ПСП отличается от диффузионной
сварки в вакууме (ДСВ) наличием в начальный момент сварки
жидкой прослойки между свариваемыми поверхностями. От пайки
способ ПСП отличается прежде всего приложением сжимающих
усилий к месту сварки. Кроме того, имеется и различие в под-
готовке к соединению. При пайке, как известно, стараются сохра-
нить определенный зазор между соединяемыми поверхностями,
требующийся для капиллярного проникновения припоя. При ПСП
не только избегают зазоров, по во всех возможных случаях
сборку производят с натягом таким образом, чтобы требуемые для
соединения давления или усилия создавались, благодаря действию
не внешних, а внутренних сил, вызванных этим натягом.
Определяющими параметрами нового способа соединения жаро-
прочных сталей и сплавов являются: состав прослойки, темпера-
тура ее плавления и толщина прослойки.
От композиции прослойки и ее толщины зависят: время сварки;
продолжительность последующей термической обработки, требу-
ющейся для исчезновения прослойки в результате протекания
диффузионных процессов; свойства сварного соединения — его
жаропрочность и длительная пластичность.
Вполне естественно, что чем тоньше прослойка, тем скорее
пройдут процессы ее растворения и исчезновения. Толщина
прослойки в начальный момент сварки должна быть минимальной.
Для этого должна быть возможно малой и толщина припоя, вер-
нее, в общем виде, переходного слоя, заблаговременно наноси-
мого на одну или обе свариваемые поверхности. На практике
удается довести ее до нескольких микрон.
Возможны различные варианты нанесения переходного слоя:
электролиз, напыление в вакууме, в том числе электроннолучевое,
плазменная металлизация и др. Заметим, что в принципе возможно
и уже осуществлено электролитическое нанесение весьма тонких,
плотных и хорошо удерживающихся на свариваемой поверхности
слоев не только металлов (никеля, меди, марганца), но и сплавов
строго заданного состава. Имеется опыт нанесения тонких слоев
двойных сплавов системы никель—палладий, марганец—никель,
никель—фосфор и др. Нанесение тонких прослоек, хотя и слож-
ная, но вполне разрешимая, с помощью современных технических
средств, задача. Но во многих случаях можно и не заниматься
нанесением прослоек (припоев). Используя опыт пайки, можно
применить припои в виде тонкой фольги, заблаговременно закла-
дываемой между поверхностями, подлежащими сварке. Толщина
фольги может быть очень небольшой. Например, Л. Г. Пузрипу
24* 371
удалось использовать в своих опытах по ПСП фольгу толщиной
всего 3—5 мк. Закладывание фольги вместо нанесения припоев,
естественно, в значительной степени упрощает технику диффузион-
ной сварки. По этой причине при ПСП, как и при собственно
пайке, стремятся использовать для припоев такие системы
сплавов, которые позволят им легко деформироваться и
О О О • • • О О • О • •
О О О • • • О О @ О • •
О О О • • • О • О • О •
О О О • • • О О • О • •
о о о о • • о о • о • • т.Мп
о о о о • • о о • о•• о
о о о о • • о • о•о•
о о о о • • о о • о • •
Со,Р1-в
О О © 0 О О О О 0 © • • ©
_ _ „ „ Л _ Температура
О О © © О О О О 0 © • • ппавленияч
_ 858 >2600
о о © © о о о о © © •
оо©©оо О О © © • • 0
8}
о о о о о ® ® • ®
О О ®)®)О о о о ® ® • •
о о о®о о о о ® ® • • ^1п
о о ®>®>о о о о ® ® • •
I ?) II
Рис. 153. Схема диффузионного соединения:
а — без жидкой прослойки; б — с легкоплавкой прослойкой; в — с жидкой прослойкой,
температура затвердевания которой повышается во время сварки в результате диффу-
зии; г — то же, по повышение температуры затвердевания прослойки происходит вслед-
ствие испарения из нее отдельных элементов; I — начальный момент сварки; II — после
сварки
прежде всего прокатываться в холодном состоянии, не на-
клепываясь при этом. К числу таких систем относятся сплавы
никель—марганец, а также сплавы, содержащие палладий. В ка-
честве фольги, в принципе могут 6ыте> использованы и нс сплавы,
а металлы.
Значительно сложнее обстоит дело с выбором состава переход-
ных прослоек (будем их условно называть припоями).
Рассмотрим некоторые возможные схемы получения сварного
соединения с помощью диффузионных процессов.
На рис. 153, а для сравнения представлена схема обычной
диффузионной сварки в вакууме (ДСВ) без жидкой прослойки.
Сварке подлежат однотипные сплавы, но для большей наглядности
атомы одного из них изображены условно в виде белых кружков,
атомы другого — в виде черных. В результате сварочной опера-
ции наблюдается взаимная диффузия — «белые» атомы про-
никли на некоторую глубину в «черный» сплав и, наоборот, «чер-
ные» атомы проникли в «белый» сплав.
Вопрос о природе и физической сущности начального этапа
диффузионной сварки еще неясен. Это значит, что неясен и меха-
низм устранения микронеровностей (микровпадин) на сопрягае-
мых поверхностях.
Существует мнение, что при диффузионной сварке неровности
эти зарастают подобно тому, как это происходит при изготовлении
сплавов методами порошковой металлургии. Уже после того,
как пустоты «заросли», идет процесс диффузии атомов как рас-
творителя, так и растворенных элементов из одной детали
в другую.
Есть и другая точка зрения, согласно которой первичным
является процесс взаимной диффузии атомов через контактирую-
щие друг с другом выступы на свариваемых поверхностях. Уже
в ходе такого обмена подвижность атомов возрастает и становится
возможным установление связей между «чужими» атомами, кото-
рые разделены впадинами на обеих свариваемых поверхностях.
Иными словами, согласно первой гипотезе, для получения свар-
ного соединения вовсе не обязательно проникновение атомов
одной детали в глубь другой. Вторая гипотеза предполагает не-
обходимость такого проникновения для обеспечения требуемой
сплошности сварного соединения. Мы полагаем, что для диффу-
зионной сварки в ее каноническом виде более точна первая гипо-
теза. Если же говорить о диффузионной сварке с переходным
исчезающим слоем, т. е. о ПСП, то здесь, по-видимому, ближе
к истине вторая гипотеза.
На рис. 153, б представлена возможная схема получения
сварного соединения при ПСП, когда припой содержит элементы,
хорошо растворимые в обоих свариваемых сплавах. В случае
жаропрочной аустенитной стали речь может идти, напри-
мер, о припое, относящемся к системе сплавов никель—мар-
ганец.
Как видно из диаграммы состояния (рис. 78, в), эти элементы
образуют непрерывный ряд твердых растворов с минимумом по
температурам плавления. Изменяя соотношение концентраций
элементов, можно получить сплавы с различной температурой
плавления. Для аустенитных сталей, очевидно, наиболее подхо-
дящим является сплав примерно следующего состава: 60% Мп—
40% Ж Оп имеет наименьшую для данной системы температуру
плавления — около 1020° С.
На схеме припой условно состоит из «белых» и «черных» атомов.
В процессе сварки эти атомы проникают в глубь от контактирую-
щих поверхностей, прослойка полностью растворяется в свари-
ваемых сплавах и исчезает. По завершении сварки соединение
Рис. 154. Прессовая сварка — пайка (ПСП) жаростойкой стали
ЭИ417:
а—в начальный момент сварки, видна прослойка сплава 131—Мп толщи-
ной 0,05 мм; б—после сварки п диффузионного отжига (1100° С, 16 ч) про-
слойка растворилась (Х150)
практически не отличается от полученного обычной диффузион-
ной сваркой. Эту схему хорошо иллюстрируют микрофотографии,
представленные на рис. 154; на рис. 154, а показана прослойка
никель—марганец в начальный момент ПСП. Она резко отличается
от свариваемого основного металла по структуре и характеру
травления. По завершении процесса сварки и термической обра-
ботки прослойка полностью растворилась, исчезла, ее уже не
374
видно на микрофотографии (рис. 154, б). Лишь с помощью рептге-
носпектрального анализа1 можно определить характер этого
процесса: концентрация марганца и никеля в прилегающих к
месту соединения объемах металла заметно возросла. Вместо
Рис. 155. Изменение концентраций марганца (а, в) и никеля (б, г) в месте соедине-
ния двух детален из аустенитной стали 1Х18Н9Т (а, б) и сплава ВЛ7-20 (в, г) при
ПСП с исчезающей прослойкой из сплава марганец—никель: штриховые линии —
тотчас после сварки; сплошные линии — после диффузионного отжига (1100'- С,
22 ч) (рептгеноспектральный анализ на микроаиализаторе «Камека» выполнен
капд. техн, паук Дзыковичем И. Я-)
пика концентраций этих элементов в начальный момент сварки,
к концу ее мы видим плавную кривую экстремального вида
(рис. 155).
Возможна еще одна схема получения сварного соединения
диффузионным способом (рис. 153, в), предусматривающая повыше-
1 Рентгеноспектральный анализ с помощью микрозонда выполнил канд.
техн, наук И. Я. Дзыкович.
пие температуры затвердевания прослойки в процессе сварки
в результате растворения в ней легирующих элементов, содержа-
щихся в свариваемом основном металле [24 ]. Повышение темпера-
туры затвердевания прослойки возможно и в результате испаре-
ния из нее элементов, обладающих низкой температурой кипения
и высокой упругостью пара [14 ]. Схематически этот процесс пред-
ставлен на рис. 153, г.
Приведенными схемами, разумеется, далеко не исчерпываются
возможности получения сварных соединений аустенитных жаро-
прочных сталей и сплавов без их расплавления, т. е. диффузион-
ным способом. Испо'льзовапие той или иной из рассмотренных
схем, так же, как и любой другой гипотетической схемы диффу-
зионной сварки, зависит от композиции прослойки и свариваемого
металла. Выбор композиции прослойки облегчается знанием рас-
творимости элементов, т. е. знанием диаграммы состояния данной
системы сплавов. При рассмотрении проблемы горячих трещин
в аустенитных швах (см. гл. IV) мы привлекаем равновесные
и приведенные (псевдобинариые) диаграммы состояния для пони-
мания поведения данного элемента, его влияния на структуру
и горячеломкость аустенитных швов. Вследствие неравновес-
носги процессов первичной кристаллизации сварочной вапны при
различных способах сварки плавлением использование равновес-
ных диаграмм состояния, естественно, лишь в первом приближе-
нии характеризует истинную картину явлений. При диффузионной
сварке расплавление переходного слоя происходит быстро, как
только в процессе нагрева будет достигнута температура его
плавления. Но затвердевание переходного слоя (прослойки, при-
поя) идет достаточно медленно, чтобы можно было с полным осно-
ванием говорить о применимости равновесных диаграмм состояния
для изучения закономерностей ПСП.
Мы говорили уже о том, что в качестве припоя могут быть
использованы не только сплавы, но и металлы, способные давать
с основой свариваемой стали твердые растворы или относительно
легкоплавкие соединения, в том числе и эвтектики. И в этом
случае знание диаграмм состояния приносит несомненную пользу,
позволяя заранее предвидеть возможный результат применения
того или иного металла в качестве припоя. Сказанное лучше всего
иллюстрирует следующий пример. Известно, что ниобий огра-
ниченно растворим в никеле и образует с ним эвтектики при тем-
пературах примерно 1270° С (16,2% МЬ) и 1175е С (51,6% МЬ).
Соответствующие данные и диаграммы состояния систем Ее—МЬ,
№—МЬ приведены в табл. 34 и на рис. 78 (гл. IV). Есть основания
считать, что ниобий может быть использован в качестве припоя
при ПСП жаропрочных аустенитных сплавов на никелевой
основе.
Можно ожидать, что по достижении температуры, отвечающей
солидусу для системы №—МЬ, в месте сварки появится эвтектика.
376
Затем в процессе выдержки при данной температуре, вследствие
диффузии, состав жидкой фазы будет постепенно обогащаться
никелем. По мере обогащения прослойки никелем, относительное
содержание в ней ниобия падает ниже предела растворимости
Рис. 155. Изменение микроструктуры сварного соединения при ПСП жаро-
прочного никелевого сплава с использованием фольги ниобия в качестве
припоя (Х200):
а — начальный этап сварки, эвтектика 141 —МЪ; б — после сварки и диффузионного
отжига, твердый раствор ниобия в никеле
в твердом состоянии. Эвтектический сплав, естественно, превра-
тится в твердый раствор. Это значит, что температура солидуса
повысится и прослойка затвердеет. Причем она должна иметь уже
не эвтектическую структуру, а строение твердого раствора,
т. е. аустенита. Именно такая картина (рис. 156, а, б) наблюдается
при ПСП никелевых жаропрочных сплавов с использованием
в качестве фольги металлического ниобия (был использован особо
чистый ниобий электроннолучевой плавки, способный отлично
прокатываться в холодном состоянии, не теряя пластических
свойств и не паклепываясь; фольга ниобия имела толщину всего
5 мк).
Для полного выравнивания концентрации ниобия или других
элементов, входящих в состав переходного слоя или припоя, тре-
буется более или менее длительный нагрев. Совершенно не обяза-
тельно сочетать его с самим процессом сварки. Чтобы не загружать
сварочное оборудование, термическую обработку сварных соеди-
нений можно производить и по завершении процесса сварки
с помощью обычных средств (нагревательных печей). Из сказан-
ного следует, что при ПСП можно и не добиваться полного расса-
сывания и исчезновения прослойки. Важно довести процесс до
той стадии, когда свариваемые детали соединились между собой
с помощью припоя по всей поверхности без несплошностей.
Картина явлений, наблюдаемых при ПСП жаропрочных спла-
вов на никелевой основе с использованием ниобиевой прослойки,
дана нами с известным упрощением. Утверждение, что по дости-
жении температуры, отвечающей солидусу для системы №—ТЧЬ,
в месте сварки появится эвтектика (см. стр. 377), требует детали-
зации и уточнения. Эвтектика, разумеется, образуется не одно-
временно по всей толщине прослойки. Предел растворимости
ниобия в никеле, естественно, достигается сперва близ поверх-
ности свариваемой детали, содержащей никель. Именно здесь,
у обеих поверхностей ниобиевой фольги, и образуются первые
порции жидкой фазы. Затем уже, по мере диффузии никеля в про-
слойку и встречной диффузии ниобия в жидкую фазу становится
возможным расплавление и внутренних объемов этой прослойки.
Схематически этот процесс представлен на рис. 157, I. Нетрудно
видеть, что процесс расплавления ниобиевой прослойки может быть
заметно ускорен, если подлежащие сварке поверхности деталей
из жаропрочного сплава предварительно покрыть тонким слоем
никеля (рис. 157, II). Толщину слоя можно подобрать так, чтобы
соотношение весов ниобиевой фольги и двух никелевых покрытий
отвечало предельной растворимости ниобия в никеле.
Эвтектические (многокомпонентные) сплавы малопластичны
и относительно плохо деформируются. Можно поэтому исполь-
зовать описанную применительно к ПСП с ниобиевой фольгой
схему расплавления припоя и в тех случаях, когда требуется
получить прослойку сложного состава. Так, например, тройной
сплав 1\И—<Мп—Рс1 может быть получен следующим образом.
Сперва на свариваемую поверхность электролитически наносится
слой никеля, а затем, поверх него, слой марганца. Толщина слоя
никеля должна быть примерно в полтора раза тоньше слоя мар-
ганца. При близости удельных весов обоих металлов указанное
соотношение толщин как раз отвечает сплаву с минимальной тем-
пературой плавления. Палладий может быть введен в сварное
378
соединение в качестве фольги.
В принципе возможно последова-
тельное вакуумное напыление каждого из трех перечисленных
металлов.
Данные о составе припоев, рекомендованных для обычной и
диффузионной пайки жаропрочных сплавов и сталей, заимствован-
ные из ряда работ советских и зарубежных специалистов по
Рис. 157. Схема начальной стадии процесса ПСП жаропрочных никелевых сплавов
с использованием в качестве припоя металла, ограниченно растворимого в никеле:
а — перед сваркой; б — начальный этап сварки; расплавление припоя с образованием
эвтектики происходит лишь на поверхности припоя н случае /, либо целиком в случае I Г,
й _ второй этап — весь припой расплавился, образовав эвтектику в случае /, и успел
затвердеть в случае I Г, I — свариваемые поверхности не покрыты никелем; II — свари-
ваемые поверхности предварительно покрыты никелем
Рис. 158. Микрофотография соединения жаропрочного сплава
ВЛ-7-20, полученного методом прессовой сварки — пайки (Х200)
пайке [3, 8, 16, 17, 19 и др.], приведены в табл. 104. Многие из
этих припоев могут быть успешно применены и при ПСП
в вакууме.
На рис. 158 показана типичная микрофотография ПСП, отно-
сящаяся к литому жаропрочному сплаву ВЛ-7-20.
Следует отметить, что полное исчезновение переходной про-
слойки еще не означает, что требуемая равнопрочность сварного
соединения уже достигнута. Могут быть наблюдаемы два крайних
случая: совершенно недостаточная прочность и нулевая пластич-
ность сварного соединения, в котором вовсе не обнаруживается
переходная прослойка, и, наоборот, достаточно высокая проч-
ность и пластичность сварного соединения с четко различимой
переходной прослойкой. Более того, нулевая пластичность, оце-
ниваемая углами загиба сварного соединения или показателями
относительных удлинения и сжатия при растяжении, может иметь
место при диффузионном соединении жаропрочных сплавов без
жидкой фазы.
Сказанное справедливо как для диффузионной сварки в ва-
кууме жаропрочных сплавов в ее чистом виде, так и при ПСП,
например, с никелевой прослойкой, не расплавляющейся в про-
цессе сварки. Самое удивительное, что нулевая пластичность и
низкая прочность сварного соединения могут наблюдаться и
в условиях практически полной рекристаллизации свариваемых
сплавов по линии их соединения. Вместо четкой границы раз-
дела, нередко видимой на образцах, сваренных способом ДСВ
(рис. 159, а), можно наблюдать новые зерна, свидетельствующие,
казалось бы, о падежном соединении двух деталей (рис. 159, б).
Тем не менее, приложение растягивающих или изгибающих сил
к такому сварному соединению может вызвать их разрушение,
которое макроскопически совпадает с прежней поверхностью
Таблица 104
Химический состав припоев для пайки жаропрочных сталей
и сплавов, используемых при прессовой сварке-пайке (ПСП)
Номер припоя Содержание элементов в %
Сг Мп Р<1 । Ее 1 Р ’ С 1 81 В Мо I X' 1
1 2 3 4 16,5 60 31 - 21 — 4,0 10 12 1,0 4.0 1 __ 1 __ 1 4,0 ' — 88,0—90,0 40,0 48,0 70,5
5 — — .... •- — ... 18—50 50,0—52,0
930
1050
1125
1150—1180
Температура
пайки
в °С
контакта двух соседних деталей, а микроскопически проходит по
границам новых зерен, выросших на месте этой поверхности.
Вопрос этот, представляющий огромное практическое значение,
требует самого тщательного изучения.
Сам по себе факт рекристаллизации по поверхности сварки
очень интересен. В случае некоторого предварительного наклепа
Рис. 159. Рекристаллизация при диффузионной сварке жаропрочных аусте-
нитных сталей и сплавов:
а — четко видна граница между двумя деталями; б — новые зерна аустенита
на бывшей границе раздела (а — 1Х18Н10Т; б — ВЛ7-20), X 120
свариваемых поверхностей рекристаллизация может быть доста-
точно заметной, особенно при сварке литейных сплавов.
Итак, ПСП, обладая всеми достоинствами диффузионной сварки
в вакууме, вместе с тем свободна от ее недостатков, проявляю-
щихся в применении к хромоникелевым жаропрочным аустенит-
ным сталям и сплавам. Разумно назначая состав припоев (пере-
ходных слоев), можно при ПСП полностью исключить столь
опасный для этих материалов перегрев и вызываемые им неприят-
ные последствия в виде околошовных трещин, локальных разру-
шений и т. д.
Чтобы полнее представить себе достоинства ПСП, в табл. 105
приведены данные, характеризующие этот способ соединения
аустенитных сталей и сплавов в сравнении со сваркой плавлением
и диффузионной сваркой в вакууме.
Не следует опасаться кажущейся сложности нового способа
сварки. Не следует думать, что из-за сложности, а порой и дефи-
Таблица 105
Сравнение трех способов сварки жаропрочных аустенитных
сталей и сплавов
Показатели, по которым производится сравнение Способ сварки
Плавлением Без плавления
Диффузионная в вакууме Прессовая сварка-пайка
Концентрация сва- рочного нагрева Большая Малая Малая
I ^равномерность на- грева » » »
Перегрев основного металла в околошовной зоне Велик Есть Нет
Вероятность образо- вания горячих трещин в шве Велика Практически отсутствует
То же в околошов- ной зоне • »
Вероятное-!ь локаль- ных разрушений в око- лошовной зоне Есть Практически отсутствует
Вероятность образо- вания термических тре- щи н » 'Го же
Требования к состоя- нию свариваемых кро- мок Невысокие Высокие Меньше, чем при диффузион- ной сварке
Равнопрочность свар- ного соединения Достигается Достигается в условиях значительного перегрева, давления, разрежения Достигается легче, чем при диффузион- ной сварке
цитности вакуумного оборудования широкий переход от сварки
плавлением к диффузионным способам сварки дело далекого
будущего. Это вовсе не так. Во-первых, вакуумная техника
в наши дни развивается невиданно быстрыми темпами. Вакуумная
техника прочно входит в самые различные отрасли индустрии.
Во-вторых, наличие переходного слоя (припоя), способного рас-
творять окисную пленку, позволяет производить сварку при
относительно небольшом вакууме. В отдельных случаях, не-
видимому, можно будет обойтись и без вакуума, прибегнув к за-
щитной газовой атмосфере, нейтральной или восстановительной.
Словом, будущее за сваркой жаропрочных сталей и сплавов без
их расплавления.
§ 4. АВТОВАКУУМНАЯ СВАРКА ДАВЛЕНИЕМ
В ходе исследований в области сварки без расплавления
в Институте электросварки Б. Е. Патоном, И. В. Кщрдо,
Г. А. Бойко, Л. Г. Пузриным, В. А. Луцюком-Худипым при уча-
стии автора было обнаружено новое, очень интересное явление —
самопроизвольная очистка металлических поверхностей от окис-
лов (ДАН СССР, Т. 159, № 1, 1964). Оказалось, что для удаления
окисной пленки с поверхности любой стали, в том числе и аусте-
нитной, вовсе нет нужды прибегать к нагреву в вакууме. Если
сталь или сплав нагреваются в условиях, исключающих непре-
рывный доступ новых порций воздуха к их поверхности, т. е. если
объем занятый воздухом, контактирующим с данной металли-
ческой поверхностью, ограничен, в этом объеме в процессе
нагрева может образоваться вакуум. Рассмотрим как это проис-
ходит.
Допустим, что в обычную нагревательную печь помещена
герметичная металлическая ампула. В начальный период нагрева
давление газов в ампуле сперва возрастает пропорционально
абсолютной температуре. Нагрев от комнатной температуры, на-
пример, до 1150—1200° С, приводит к повышению давления почти
до 5 атм в полном соответствии с законом Шарля. Однако по
мере увеличения продолжительности нагрева давление внутри
ампулы, достигнув максимума, начинает снижаться сперва до
исходного, т. е. атмосферного, а затем в ампуле создается вакуум.
Разрежение достигает нескольких миллиметров ртутного столба.
Реальная барограмма, полученная при проведении опыта с ампулой
из аустенитной стали 1Х18Н10Т, представлена на рис. 160. В этом
опыте давление упало до 1 мм рт. ст.
В чем же причина самопроизвольного образования вакуума
в ограниченном объеме воздуха, окруженного металлической
поверхностью?
Мы полагаем, что это явление связано с увеличением рас-
творимости газов воздуха в металле, обусловленным повышением
383
температуры. Важным является не сам по себе факт образования
вакуума, а очистка металлических поверхностей от окислов,
сопровождающая это явление. Механизм самопроизвольной очи-
стки поверхности металла от окисной пленки еще неясен. Воз-
можно, что исчезновение этой пленки обусловлено снижением тер-
модинамической устойчивости окислов и нитридов с повышением
температуры. При нагреве в обычных условиях, т. е. при непре-
рывном поступлении воздуха, процесс образования окислов (или
Рис. 161. Герметизация дета-
лей, подлежащих автоваку ум-
ной сварке давлением
Рис. 160. Изменение избыточного
давления внутри герметизированной
ампулы из аустенитной стали при
нагреве
нитридов) идет быстрее, чем растворение кислорода или азота
в металле. Иными словами, самопроизвольное образование вакуума
в поставленных опытах является не причиной исчезновения окис-
ной пленки и очистки металлической поверхности, а следствием
этого процесса. Как бы то ни было, обнаруженное явление может
быть уже теперь использовано для сварки аустенитных сталей
и сплавов без их расплавления.
Схема процесса сварки, основанного на использовании явле-
ния самопроизвольной очистки металла от окисных пленок, вы-
глядит следующим образом. Детали, подлежащие сварке, гермети-
зируют таким образом, чтобы зазор между ними был надежно
изолирован от окружающей атмосферы. Герметизация произво-
дится с помощью сварки. Один из возможных вариантов такой
герметизации показан на рис. 161. Затем герметизированные
детали подвергают нагреву до температуры, пе превышающей
температуры перегрева (1200—1250° С для аустенитных сталей
и сплавов), и прикладывают к ним давление. Способ сварки по
такой схеме был назван в Институте электросварки авто-
вакуумной сваркой давлением (АСД).
Сварка по новому способу, если она производится без пере-
ходных прослоек, в применении к жаропрочным сплавам страдает
теми же недостатками, что и обычная диффузионная сварка
в вакууме. Она требует либо слишком высоких для этих сталей
и сплавов температур нагрева, либо слишком больших, трудно
реализуемых на практике, сварочных давлений.
Если АСД производится с использованием переходных про-
слоек (припоев), она обладает теми же достоинствами, что и ПСП,
допуская использование приемлемых температур нагрева и сравни-
тельно небольших давлений.
В тех случаях, когда большие давления могут быть достигнуты
без особых затруднений, например, прессованием или при горя-
чей прокатке, новый способ сварки незаменим, поскольку он не
требует специального вакуумирования. По этой причине АСД
получила признание со стороны металлургов и быстро завоевывает
прочные позиции в производстве толстолистового двух- или много-
слойного проката — листового, сортового, трубного — из обыч-
ных конструкционных и аустенитных сталей. АСД несомненно
найдет широкое применение в производстве методом экструзии
биметаллических труб, плакированных аустенитной сталью [22].
В производстве сварных конструкций из собственно аустенит-
ных сталей и сплавов АСД, по-видимому, найдет применение
в качестве разновидности ПСП.
5. СВАРКА ТРЕНИЕМ
Этот способ сварки основан на использовании в качестве
источника сварочного нагрева теплоты, выделяющейся при интен-
сивном трении сопрягаемых поверхностей. Природа образования
неразъемного соединения при сварке трением еще не изучена.
Этому не приходится удивляться, так как и в отношении меха-
низма холодной сварки, более старого способа, все еще нет ясности,
несмотря на обширные исследования и дискуссии поэтому вопросу.
Можно только предполагать, что в случае сварки аустенитных
сталей и сплавов механическое воздействие трущихся деталей на
окисные пленки, покрывающие их поверхности, оказывает большое
влияние на подготовку этих поверхностей к сварке между собой.
Причем этот чисто механический фактор, возможно, играет не
менее важную роль, чем температура нагрева и сварочное
давление.
Способ сварки трением появился сравнительно недавно, но
уже имеются данные об успешном применении его при изготовлении
некоторых деталей и даже узлов ответственного назначения из
жаропрочных сплавов [11].
При кажущейся простоте и эффективности, способ сварки
трением страдает серьезным недостатком. Никогда пет уверенности
в том, что при сварке по этому способу соединение деталей проис-
25 Б. И. ЛАедовар 1023 3 85
ходит без их расплавления. Если же в процессе трения одной
детали о другую металл доведен до местного расплавления и не
вытеснен наружу, в нем могут образоваться дефекты, присущие
сварке плавлением — кристаллизационные трещины в шве и
околошовной зоне, несплавления и т. д. Один из таких случаев
локального расплавления металла при сварке трением и образо-
вания трещин показан на рис. 162.
Рис. 162. Трещины при сварке трением жаропрочных спла-
вов, вызванные местным расплавлением (ЖС-6К + ЭИ867;
X 300)
Вряд ли удастся с помощью несложных средств надежно
исключить образование жидкой фазы при сварке трением, особенно
в том случае, когда свариваемые детали изготовлены из сплавов,
отличающихся по температуре плавления. До тех пор, пока эта
задача не будет решена, область применения сварки трением в про-
изводстве изделий из жаропрочных сталей и сплавов- будет очень
ограничена.
6. НЕКОТОРЫЕ ВОПРОСЫ СВАРКИ РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ
В сварных конструкциях, применяемых в энергетике, часто
приходится сталкиваться с так называемыми комбинированными
или композитными соединениями, т. е. со сваркой разнородных
сталей. Так, например, современные блоки тепловых электро-
станций предусматривают стыковку аустенитных паропроводов
с перлитными. Подобные стыки встречаются и в атомных энерге-
тических и силовых установках. Известны различные конструкции
композитных дисков роторов газовых турбин и т. д.
Разнородные соединения впервые были широко применены
в годы второй мировой войны при сварке сначала танковой и кора-
бельной, а затем и самолетной брони аустенитными электродами.
Они находят применение и в наши дни не только в энергетике,
но и в отдельных отраслях новой техники.
Вопросам сварки плавлением разнородных сталей посвящена
обширная литература. Наиболее глубоко и полно они освещены
в работах В. Н. Земзина, Г. Л. Петрова, А. М. Макары, КЗ. Н. Го-
тальского и др. Задача собственно сварки между собой разнород-
ных сталей, хотя и непроста, но разрешима. Значительно сложнее
обеспечить эксплуатационную надежность такого сварного соеди-
нения. Известно немало фактов разрушения в процессе службы
разнородных сварных соединений из аустенитных сталей с не-
аустенитными. Главной причиной разрушения таких соединений
по распространенному мнению является восходящая диффузия
углерода из ферритной или перлитной стали в аустенитный шов,
впервые обнаруженная В. Н. Земзипым более 15 лет назад [5].
Причиной восходящей диффузии углерода принято считать нали-
чие в аустенитной стали больших концентраций хрома. В резуль-
тате реакционной диффузии в ферритной стали образуется обез-
углероженный слой, а в пограничных объемах аустенитной стали
концентрация углерода резко возрастает, достигая 1 % и более.
При работе такого сварного соединения под нагрузкой может
произойти разрушение либо по разупрочненпому слою ферритной
стали, либо по хрупкому науглероженному слою в аустенитном
шве. Подобная картина имеет место не только при сварке
разнородных сталей, но и при наплавке аустенитной стали
на поверхность неаустенитной стали. Как известно, такого рода
наплавка широко применяется в атомной энергетике (наплавка
внутренней поверхности корпусов атомных реакторов) и химической
промышленности. Наконец, в наиболее чистом виде явление диффу-
зии углерода из неаустенитной стали в аустенитную наблюдается в
производстве двухслойной (плакированной) стали, при сварке этой
стали и эксплуатации конструкций, изготовленных из биметалла.
Типичная для биметаллического проката микроструктура места
соединения аустенитной стали с неаустенитной показана на рис.
163. Обусловленная диффузией углерода структурная неоднород-
ность может привести к хрупкому разрушению толстолистового
биметалла — отрыву аустенитной облицовки. Это разрушение,
как правило, происходит по науглероженной зоне аустенитной
стали.
Чтобы воспрепятствовать диффузии углерода при сварке
разнородных сталей, предлагаются различные средства.
Одним из них является легирование иеаустенитной стали
более энергичными, чем хром, карбидообразователями. Считают,
что при наличии в составе неаустенитной стали титана, ниобия
и других элементов, углерод будет связан в устойчивые карбиды
и не будет диффундировать навстречу хрому.
Другим средством служит предварительная облицовка кромок
неаустенитной стали высоконикелевым сплавом типа инконель,
например Х15Н60, или нихром (Х20Н80). В высоконикелсвых
и в чистом никеле, углерод диф-
сплавах, содержащих хром, как
Рис. 163. Структурная неоднородность
в месте соединения аустенитной стали
с неаустенитной:
/ — феррито-перлитная сталь 09Г2С (сталь
М); 2 — обезуглероженная зона, чистый
феррит; 3 — нууглероженная зона стали
1Х18Н10Т, аусгенит-|-карбиды; 4—аусте-
нитная сталь 1Х18Н10Т, аустенит -ь фер-
рит (двухслойная сталь, суммарная тол-
щина 100 ям)
левых сплавов. Однако и это
фундирует крайне медленно.
Поэтому считают, что указанная
облицовка кромок должна пре-
пятствовать реакционной диф-
фузии углерода.
Надо признать, что все эти
средства, в принципе, должны
быть достаточно эффективными.
Однако на практике получается
не так, как хотелось бы. При
сварке плавлением разнородных
сталей нужно считаться не толь-
ко с металловедческой стороной
проблемы, по и с различием
физических свойств этих сталей.
Касаясь методики экспрессной
оценки склонности аустенитных
сталей к локальному разруше-
нию, мы останавливались на
своеобразном характере силово-
го поля, возникающего вследст-
вие значительной разности коэф-
фициентов термического расши-
рения аустенитной и неаусте-
нитной сталей. Эта проблема
остро стоит и при сварке разно-
родных сталей. Известно, что по
коэффициенту термического рас-
ширения никелевые сплавы за-
нимают промежуточное положе-
ние между аустенитными и фер-
ритными сталями (табл. 10).
Считают поэтому, что при сварке
разнородных сталей следует
применять электроды из нике-
средство недостаточно надежно.
Известны случаи разрушения сварных соединений разнородных
сталей еще в процессе термической обработки. Это касается и
двухслойной толстолистовой стали с аустенитной облицовкой.
В случае биметалла в качестве меры против диффузии угле-
рода рекомендуют использовать слой никеля, наносимый на по-
верхность аустенитной стали до совместной прокатки ее с неаусте-
нитной. Никель действительно препятствует диффузии углерода,
если температура и продолжительность нагрева относительно
невелики. Положение, однако, в корне изменяется при продол-
жительном нагреве. В работе [18] показано, что со временем ни-
кель теряет свои «барьерные» свойства. В результате взаимной
диффузии вместо никеля образуется твердый раствор никеля
в железе или железа в никеле. В таком растворе углерод может
диффундировать с достаточно большой скоростью. Высокотемпе-
ратурный нагрев (например, 1200° С) ускоряет процессы взаим-
ной диффузии железа и никеля. И. И. Кумыш впервые обратил
внимание па это явление, обнаружив хрупкое разрушение толсто-
листового биметалла по богатой углеродом железо-никелевой
прослойке, возникшей на месте бывшей прослойки из чистого
никеля. На рис. 164 схематически показано распределение угле-
рода в месте соединения аустенитной стали с неаустенитной при
наличии и отсутствии никелевой прослойки и типичное разруше-
ние по железо-никелевой прослойке.
Как видим, достаточно надежных средств предотвращения
диффузии углерода в разнородном сварном соединении пока что
нет. Сказанное относится не только к сварке плавлением, но,
естественно, еще в большей степени к способам диффузионного
соединения. Между тем, как раз на основе этих способов сварки
можно во многих случаях успешно решить задачу повышения
надежности сварных соединений разнородных сталей. Речь идет
об известной технике сварки с применением переходных элементов
соответствующего сечения в виде труб, листа н т. д. (рис. 165).
В каждом таком переходнике имеется соединение двух разнород-
ных металлов, имеется, естественно, и структурная неоднород-
ность — обезуглероживание одного металла и науглероживание
другого, разупрочнение одного и охрупчивание другого. Но все
дело в том, что протяженность зоны неоднородности во много
раз больше, чем при непосредственном контакте двух деталей
из разнородных сталей, следовательно, и напряжения, действую-
щие на эти зоны, соответственно меньше. Значит меньше и опас-
ность разрушения сварного соединения. Описанные в предыдущих
параграфах способы прессовой сварки—пайки, как и автовакуум-
ной сварки давлением, можно с успехом использовать для произ-
водства переходных элементов из разнородных сталей. Примени-
тельно к трубчатым переходникам задача решается более просто,
чем при изготовлении листовых элементов. В последнем случае
не обойтись без внешних давлений. Между тем, трубчатые переход-
ники могут быть сварены с использованием внутренних усилий,
возникающих вследствие различных коэффициентов термического
расширения двух сталей [12], либо благодаря натягу. Для этого
процесс изготовления переходника построен следующим образом.
Внутренний диаметр наружной заготовки делают несколько
меньше, чем наружный диаметр внутренней заготовки. Сперва
нагревают в вакууме наружную заготовку, а затем, когда она
Рис. 164. Распределение углерода в месте соединения аустенитной стали и неаусте-
нитной:
I — без никелевой прослойки; II'— с никелевой прослойкой; а — р,о нагрева; б — после
непродолжительного нагрева; в — то же, после продолжительного нагрева; ано —
типичное разрушение по железо-никелевой прослойке; / — феррито-перлитная сталь;
2 — аустенитная сталь; 3 — никелевая прослойка; 4 —железо-никелевая прослойка
в слое никеля (г — X 100; д — X 300)
расширится, вводят в нее внутреннюю. Нагреваясь, последняя
прижимается своей наружной поверхностью к внутренней поверх-
ности другой заготовки, и происходит сварка.
Приварка каждой стороны переходных элементов к одноимен-
ной стали уже не вызывает таких затруднений, как сварка плавле-
нием разнородных сталей.
Следует подчеркивать, что и с отказом от сварки плавлением
необходимость в переходных элементах не отпадает. Диффу-
/5 / 4 3 5 2
2
Рис. 165. Переходные элементы для сварки разнородных сталей, полученные ме-
тодами прессовой сварки—пайки или автовакуумной сварки давлением:
а — трубчатый переходник; б — листовой переходник; / — аустенитная сталь; 2 — ис-
аустснитная сталь; 3 — обезуглероженная зона в неаустенитиой стали; 4 — пауглеро-
женная зона в аустенитной стали; 5 — швея между одноименными сталями
зионное соединение разнородных сталей несомненно следует ори-
ентировать на применение переходных элементов.
В заключение необходимо сказать несколько слов о выборе
композиции шва при сварке плавлением разнородных сталей.
При дуговой сварке аустенитных сталей с неаустенитными надле-
жит применять электроды с более высоким запасом аустеиитности,
чем у данной аустенитной стали. Это правило как будто бы хорошо
известно и не вызывает принципиальных возражений. Тем не
менее, на практике еще нередко пытаются сваривать, например,
сталь типа 18-8 с углеродистой сталью обычными электродами.
Мы не можем согласиться с таким подходом к вопросу.
Дело не только в том, что неизбежное разбавление металла
шва из обычной малоуглеродистой стали никелем и хромом из
аустенитной стали может вызвать появление горячих трещин,
а при содержании в шве более 0,05—0,07% Си — холодных
трещин мартенситного происхождения.
Не менее опасным является локальное разрушение аустенит-
ной стали, обусловленное различием коэффициентов термического
расширения этой стали и неаустенитного шва. В § 3 гл. IV уже
говорилось, что именно это обстоятельство позволило воспроиз-
вести в лабораторных условиях локальное разрушение. Для
этого оказывается может и не понадобиться электрошлаковая
сварка. Если аустенитная сталь подвержена такому виду разру-
Рис. 166. Локальное разрушение аустенитной стали ЭИ726 (1Х14Н18В2БР)
при ручной дуговой сварке ее с углеродистой сталью неаустенитными
электродами
шения, оно .может произойти и в процессе ручной дуговой сварки
данной аустенитной стали с углеродистой обычными электродами
(рис. 166). По указанной причине не следует сваривать разнород-
ные стали неаустепитпыми электродами.
ЛИТЕРАТУРА
1. Богданова В. В., Л а ш ко С. В., Р о з е н б е р г И. В. О хими-
ческой неоднородности паяных соединений. «Сварочное производство», 1964, № 4.
2. Г о т а л ь с к и й Ю. II. К проблеме сварки разнородных сталей в кон-
струкциях, длительно работающих при высокой температуре. «Автоматическая
сварка», 1964, № 12.
3. Губи и А. И. Пайка нержавеющих сталей и жаропрочных сплавов.
М., Изд-во «Машиностроение», 1964.
4. Земзин В. И. Длительная прочность сварных соединений аустенит-
ных сталей с перлитными и хромистыми сталями. «Сварочное производство»,
1961, № 7.
5. Земзин В. II. Зоны сплавления сварных соединений разнородных
сталей. «Котлотурбостроение», 1950, Ха 6.
6. К а з а к о в Н. Ф. Диффузионная сварка в вакууме. «Автоматическая
сварка», 1958, № 8.
7. Лашко Н. Ф., Лашко-Авакян С. В. Пайка металлов. М.,
Машгиз, 1959.
8. Л а ш к о Н. Ф., Лашко-Авакян С. В. О взаимодействии при-
поя с паяемым материалом. «Автоматическая сварка», 1963, № 4.
9. М е д о в а р Б. И. Проблемы сварки аустенитных сталей и сплавов.
«Автоматическая сварка», 1964, К9 6.
10. Патон Б. Е. Сварка в мире будущего. «Автоматическая сварка»,
1963, № 2.
11. III т е р н и н Л. А., Ко м а р ч е в а Э. С., В а л ь те р И. Г. Сварка
трением в производстве турбокомпрессоров. «Сварочное производство», 1962, № 1.
12. А 1 Ь о ш М. Л. 8оН6 я(а!е ЪопсИп§. «Тке ХУекИп^ ЛоигпаЬ, 1964, № 6,
13. В е г 1 о з в а К. С. Мечт беуе1ортеп!8 ш Ьгах1п|» апс! Ьгаге -с1абб1п§
гезеагсЪ. «ХАеЛегп МасЫпету апд 81ее1 ^’огМ», Ос!. 1963.
14. В г е с1 2 к ]М., К и (1 у Л. Р., 8сЬ «аг!гЬ аг! Н. Оеуе1ортеп!
о! рагНаИу уо1а!11е ППег а11оуз Гог — !етрега!иге Ьгахтд. «Тке ХАе1сНпд
ЛоигпаЬ, 1964, № 2.
15, Сигтеп! хсекИпц гезеагск ргоЫетз, Сг. VI — 81а1п1езз я!ее1 апб к!§к
а11оу8. «Тке Ше1сНпя ЛоигпаЬ, 1960, .А» 12.
16. □ а у 1 е 5 К. I., 5 1 е р Ь с п з о п 14. О1ГГиз1оп Ьопс11п§ апс! ргеззиге
Ьгаг1п§ о! кН тот'с 90 тске!—сЬгоггпит—соЬаИ аПоу. «ВгШзк Ше161п§ ЛоигпаЬ,
1962, № 3.
17. Б й <1 е г Е., К г е 1 1 А. Еп!\у1ск1ип§ без Наг!1б!е. «8скхуе1В!ескп1к»,
1964, № 3.
18. Е с к е 1 Л. Е. ОКГиНоп асгозз сНззстПаг те!а! ]о1п!з. «Тке \Хге1<Нп5
ЛоигпаЬ, 1964, № 4.
19. Р е 6 и 8 к а XV., Н о г 1 § а п XV. Б. 01ГГи81оп ЬопсНпд 111§к — 1етре-
га!иге аИоуз хуПЬ ЬегПИит. «Тке ХУе1с11п§ ЛоигпаЬ, 1962, № 1.
20. Б е Г е г Н. Р1Ьег те1а1 сап Ье1р зоЬ’е уоиг ктагш^ апс! гез18!апсе хуе1-
61л§ ргоЫетз «Ше1с11пв Оез1§п апс! РаЬпсаНоп», V'. 37, 1964, № 4.
21. Бе! п коз Е. ВеИга§ гиг ггаде бег тескатзскеп ЕГ^епзскаИеп ,ип<1
бег Се1й§еаизЫ16ип§ уоп пн! Скгот ипс! М1ске1 1ея1ег!еп 8ск\уе1зз§и1. «ЁГЬег
ху1з8епзскаГ!Нске Сгип<11а§еп бег тобегпеп Тесктк». Ке1е А. Та§ип§еп. Вале! X.
71е1е бег П1е!а11иг§1зскеп Ротзскип^ ипс! 1кге Ве<1еп!ип§ Гйг баз НйИепхуезеп.
ВегНп, 1964.
22. Б о е мт е п з 1 е 1 п Р., Т и Г I 1 п XV. В. Ме!а11иг§1са1 копскпд о! сНзз!-
тПаг гае!а1з Ьу со-ехЬизюп. «Ме!а1з Еп^пеегпщ (^иаг!ег1у», 1964, № 2..
23. Б о п й Р. А., С а и § к е у К. А., В а я з е 1 1 ХХГ. Ехо-Р1их \уе1<Ип§
о! зГапкезз з1ее1 Гуре аПоуз. «Тке ХУе1с11п5 ЛоигпаЬ, 1964, № 6.
24. М е I с а И е А. С1. КеасПуе кгахп!^ — а пе\У ]’о1п1пн гпеГкоб. «Ме1а1
Ргоягеез», 83, 1963, № 5.
25. 8 с к \у а г г Ь а г I Н. ХУка! 1з сИИизюп ЬопсНпе?. «ХХге1сИп^ Еп§шеег»,
1962, № И.
26. ХПекагз □., Е а г 1 С. О1ГГиз1оп копсИгщ: хука! И’з аИ аЬои!. «XVе1-
сИп§ Пе51§п апб РаЬпсаНоп», 1963, № 12.
27. 8 е 1 I к ХХГ. ОШиз1оп 1п Ме!а11еп. ВегНп, 1939.
ЭЛ ЕКТРОШЛАКОВЫЙ ПЕРЕПЛАВ (ЭШП)
ЖАРОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
1. СОВРЕМЕННЫЕ СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ КАЧЕСТВА
АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Борьба за улучшение качества легированных сталей и сплавов,
в том числе и жаропрочных, ведется по двум основным направле-
ниям: повышение чистоты жидкого металла и улучшение струк-
туры слитка.
Чтобы добиться повышения качества жидкого металла, его
чистоты, требуется выполнить по крайней мере два условия: при-
менять чистые шихтовые материалы и не допускать загрязнения
жидкого металла продуктами взаимодействия его с окружающей
атмосферой и футеровкой плавильной печи. В этом смысле боль-
шое сходство имеется между сваркой и большой металлургией.
И при сварке наличие сверхчистой «шихты» в виде электродов и
основного металла еще не решает задачи получения высокока-
чественного шва. Необходимо принимать меры против «порчи»
металла сварочной ванны из-за контакта ее с воздухом или взаимо-
действия со шлаком.
Классические плавильные агрегаты — мартеновские, дуговые
и индукционные печи — немыслимы без огнеупорной футеровки.
В процессе выплавки и разливки сталей и сплавов в таких печах
неизбежно загрязнение их частицами футеровки. Причем повы-
шенное содержание в металле высокореакционных элементов (ти-
тана, алюминия, бора, циркония и др.), характерное для многих
современных жаропрочных сплавов, приводит к усиленному
загрязнению готового продукта не. только экзогенными, но и
эндогенными неметаллическими включениями. Сказанное отно-
сится не только к открытой плавке, т. е. к плавке в условиях
свободного доступа воздуха в плавильное пространство, но и
к вакуумной плавке. По этой причине даже такой передовой спо-
соб выплавки жаропрочных сталей и сплавов, как вакуумпо-
индукционная плавка, уже не может удовлетворить непрерывно
394
возрастающие требования, предъявляемые современной техникой
к этим материалам.
Попытки исправить положение с помощью различных способов
внепечной обработки жидкого металла, например, внепечным
вакуумированием, не дали ощутимых результатов. Более перспек-
тивной, по-видимому, является впепечная обработка специальными
шлаками по способу Перрен-Точинского, заключающаяся в «про-
мывке» металла высокоосновным синтетическим жидким шлаком,
например, системы А12О3—СаО.
При этом способе металл с большой высоты заливается в ковш
со шлаком, струя металла дробится сама и одновременно дробит
шлак, создавая своего рода эмульсию металл-шлак. Эмульгирова-
ние металла шлаком приводит к значительному увеличению
удельной поверхности контакта между ними. Это, в свою очередь,
влечет за собой резкое ускорение процессов взаимодействия
металла со шлаком, выражающееся в энергичном обессеривании
металла. При наличии в'составе высокоосновного шлака 15—20%
закиси железа, наряду с десульфурацией может происходить
и обесфосфоривание жидкой стали. Имеются, например, данные,
что обработка жидкой стали синтетическим шлаком, содержащим
20% РеО, 64% СаО и 15% СаР2, позволила снизить содержание
серы в металле от 0,050 до 0,015%, а фосфора —от 0,080 до
0,007%.
Обработка металла жидким шлаком может производиться не
только в ковше, но и непосредственно в изложнице в процессе
разливки стали из ковша. Указывается, что в результате такой
обработки удается получить нержавеющую сталь, более чистую
по неметаллическим включениям, и слитки с лучшей поверхностью,
чем при разливке по обычной технологии.
Известны различные способы внепечной обработки жидкого
металла с помощью твердых синтетических шлаков, вдуваемых
в виде порошков в струю металла при выпуске его из печи.
Все эти и многие другие способы внепечной обработки жид-
кого металла с целью повышения его качества страдают общим
недостатком. Все они, повышая в большей или меньшей мере
чистоту жидкого металла, не обеспечивают значительного улучше-
ния структуры слитка, столь необходимого для получения наиболее
высококачественного металла.
Широко известно, что присущие слитку дефекты — химиче-
ская и структурная неоднородность — не устраняются полностью
при горячем переделе (ковке, прессовании, прокатке, прошивке,
экструзии). В качестве наследственных признаков они остаются
и в готовом продукте: листе, сорте, поковке. Как бы ни был чист
жидкий металл, в процессе затвердевания слитка в изложнице
в нем неизбежно развиваются ликвационные явления, образуются
усадочная раковина и осевая рыхлость. Во многих случаях в го-
товой продукции проявляются такие дефекты, как ликвационный
395
квадрат или пятнистая ликвация, характерная, в частности, для
многих жаропрочных сплавов с высоким содержанием титана.
В слитке возможно также образование несплошностей в виде
кристаллизационных трещин, подкорковых и осевых пузырей,
не всегда заваривающихся в процессе последующей горячей меха-
нической обработки. При прокатке такого рода дефекты слитка
вытягиваются вдоль направления деформации, вызывая расслое-
ния. Скопления неметаллических включений, наблюдаемые
в слитке в форме гроздей, при прокатке вытягиваются в виде стро-
чек, вызывая так называемые волосовины.
Расслоения и волосовины не только снижают работоспособ-
ность самого металла, но и могут явиться возбудителями трещин
в шве и околошовной зоне при сварке металла.
Различный характер строения периферийных и внутренних
объемов слитка служит потенциальной причиной разнозернистости,
столь опасной для жаропрочных сталей и сплавов.
Ввиду повышенной склонности аустенитных сталей и сплавов
к ликвации и литейной усадке, их обычно разливают в мелкие
слитки. Это обстоятельство затрудняет возможность использо-
вания больших уковов, высокой степени деформации литого
металла с целью устранения дефектов его структуры. Химическая
и структурная неоднородность слитка проявляется в готовом про-
кате в виде строчечное™, обусловливающей, как мы уже знаем
(см. гл. IV), повышенную опасность появления околошовных тре-
щин. Строчечность стали является одной из причин анизотропии
ее механических свойств, особенно по толщине листа. Анизотро-
пия проявляется также в различии характеристик прочности и
пластичности аустенитной стали вдоль и поперек прокатки
(табл. 10(5), а не только по толщине металла. Особенно чувстви-
тельными к строчечное™ аустенитной стали или сплава являются
такие показатели, как ударная вязкость и относительное удлине-
ние, а также реакция на нейтронное облучение [11, 12].
Чтобы улучшить структуру слитка, уменьшить по возмож-
ности химическую неоднородность, повысить сплошность, зани-
маются совершенствованием технологии разливки, создание.м из-
ложниц различной конструкции и т. д. В последние годы в произ-
водстве жаропрочных сталей и сплавов значительное распростра-
нение получили различные способы уплотнения головной части
слитков, направленные главным образом на вытеснение усадоч-
ной раковины в прибыльную надставку. При этом добиваются
снижения потерь дорогостоящего высоколегированного металла
па головную обрезь. Широко применяется электродуговой обогрев
головной части слитка, основоположником которого является
Н. Г. Славянов — один из создателей дуговой электросварки.
Иногда применяют также экзотермические смеси, индукционный
обогрев головной части слитка, а также обогрев газокислородным
пламенем. Находит применение и способ электрошлаковой подпитки.
396
Таблица 106
Анизотропия механических свойств жаропрочных аустенитных
сталей
Марка стали (сплава) Направление вырезки образца относительно волокна 1 ье о а аЬ в к.1 мм2 1 В % 1(1 В % ан в кГ • м/см2
ЭИ851 Продольное 11опсречное 26,3 22,9 58,9 55,6 46,4 26,0 63,9 26,0 20,36 6,39
IX 181110Т Продольное 38,1 60,0 53,0 73,4
Поперечное 39,8 58,4 42,8 48,5
ЭИ787 Продольное 80,5 117,6 10,9 12,2 3,6
Поперечное 77,5 107,7 7,6 7,9 2.7
Сил Я в 11родолыюе 103,5 68,8 6,50
Сг-М-Мо Поперечное 101,5 39,1 5,60
(Н8В (Англия) Продольное Поперечное 29,3 26,5 67,5 60,5 43,0 24,5 48,5 23,0
Все указанные способы обогрева, несомненно повышают плот-
ность головной части слитка. Но они не в состоянии значительно
улучшить качество всего слитка в целом, повысить его химиче-
скую и структурную однородность, чистоту по неметаллическим
включениям.
Для радикального решения задачи требуется коренным обра-
зом изменить условия кристаллизации слитка. Нужна направлен-
ная снизу вверх, а не навстречу друг к другу, кристаллизация.
Лишь в этом случае возможно устранение зависимости качества
слитка от его сечения и исключается опасность зональной лик-
вации.
Чтобы изменить направление роста кристаллов, необходимо
соответствующим образом изменить условия отвода тепла от жид-
кого металла. Осевая направленность роста кристаллов, требую-
щаяся вместо радиальной, предопределяет принципиально иной
характер заливки жидкого металла в изложницу, скорость за-
ливки должна быть равна скорости кристаллизации, глубина
ванны жидкого металла не должна быть большой.
Имеется, как мы видим, полное сходство с кристаллизацией
сварочной ванны при сварке вертикальных швов. Если сварочная
ванна характеризуется большим коэффициентом формы, т. е.
имеет небольшую глубину при данной ширине, обеспечивается
направленный рост кристаллов. Если же при той же ширине ванны
глубина ее велика, неизбежен радиальный, а не осевой рост кри-
сталлов.
Современная техника не располагает средствами заливки
металла с малыми скоростями, потребными для сохранения неглу-
бокой металлической ванны в изложнице. Задача сама по себе
не решается и с помощью медных водоохлаждаемых изложниц,
хотя при наличии такой изложницы обеспечивается ускоренный
отвод теплоты от ванны жидкого металла.
Известно, что при непрерывной разливке стали в водоохла-
ждаемый медный кристаллизатор соблюдается лишь одно из обя-
зательных условий направленной осевой кристаллизации жидкого
металла —- равенство скоростей поступления его в изложницу
(кристаллизатор) и затвердевания. Но второе условие при этом
не выполняется: глубина металлической ванны очень велика.
В результате слиток, полученный на установках непрерывной
разливки, или, как его называют, непрерывная заготовка, имеет
четко выраженную радиальную направленность роста кристаллов
со всеми вытекающими отсюда последствиями.
Чтобы соблюсти и второе условие, нужно совместить про-
цесс получения жидкого металла с его заливкой в изложницу.
Только в случае строго управляемых скоростей расплавления
металла и поступления его в изложницу, можно получить слиток
с требующейся направленностью роста кристаллов. Такое условие,
как известно, легко выполняется при сварке плавящимся элек-
тродом в вертикальном положении. Скорость подачи электрода
в дугу или шлаковую ванну определяет количество жидкого ме-
талла, образующегося в единицу времени.
Наиболее близка к требуемой схеме получения слитков высо-
кого качества электрошлаковая сварка (ЭШС). При ЭШС сварной
шов образуется в своего рода колодце, ограниченном попарно
свариваемыми кромками и формирующими медными, охлаждае-
мыми водой, ползунами или подкладками. Нетрудно видеть, что,
заменив две стенки этого колодца еще одной парой ползунов
или подкладок, мы получим уже не шов, а своего рода слиточек.
Именно таким путем и были получены еще в 1952 г. первые элек-
трошлаковые слиточки. В небольшой медной изложнице распла-
вили аустенитную сварочную проволоку ЭИ464 диаметром 3 мм
(рис. 167, а). Так родился новый металлургический процесс,
названный сперва «электрической отливкой слитков» [7 1 и широко
известный теперь как «электрошлаковый переплав расходуемых
электродов в водоохлаждаемой металлической изложнице» [61.
Почти одновременно с работами по созданию ЭШП в СССР,
начатыми, как уже указывалось, в Институте электросварки
им. Е. О. Патона АП УССР в конце 1952 г., в США были сделаны
первые шаги в области использования так называемого вакуумно-
дугового переплава для улучшения качества жаропрочных сталей
и сплавов на основе железа, никеля и кобальта. Схема процесса
398
вакуумно-дугового переплава расходуемых электродов (ВДП)
сводится к следующему. Между расходуемым электродом и ванной
жидкого металла в водоохлаждаемом кристаллизаторе горит сва-
рочная электрическая дуга постоянного тока. Переплав ведут
в вакууме примерно 5-10-3—5-Ю”2 мм рт. ст. на постоянном
токе прямой полярности. Дуга переменного тока и постоянного
тока обратной полярности в вакууме недостаточно устойчива.
Процесс плавки ведется таким образом, чтобы скорость поступле-
Рис. 167. Электрошлаковые слитки:
а—весом 3 кг (переплав проволоки диаметром Зям)‘,
6 — весом 13 т (переплав электродов диаметром
300 мм)
ния металла в изложницу (медный кристаллизатор) была соиз-
мерима со скоростью кристаллизации наплавляемого металла.
Последовательная и замедленная кристаллизация способствует
осевому росту кристаллов и получению более плотного и одно-
родного слитка, чем при обычной разливке.
Как видим, общим для обоих способов (ВДП и ЭШП) получе-
ния металла повышенного качества является переплав расходуемых
электродов в водоохлаждаемой изложнице. Такая схема «раз-
ливки», несомненно, способствует повышению качества слитка.
Этот факт не вызывает сомнений. Однако, как мы говорили в на-
чале этой главы, этого еще недостаточно для повышения качества
готового металла. Нужно, чтобы и качество жидкого металла,
заливаемого в изложницу, было достаточно высоким. Вопрос о том,
каким образом решается и эта задача, будет рассмотрен в следую-
щем параграфе.
2. СУЩНОСТЬ ПРОЦЕССА ЭШП
Оба способа переплава расходуемых электродов — и вакуум-
но-дуговой, и электрошлаковый — сочетают, в отличие от всех
других существовавших ранее процессов производства металла
повышенного качества, повышение чистоты металла и улучшение
структуры слитка.
Рассмотрим, каким образом это происходит в случае вакуумно-
дугового переплава. При дуговой плавке в вакууме, в отличие
от вакуумно-индукционной плавки, исключается загрязнение
металла включениями огнеупорной футеровки. Наличие вакуума
приводит к удалению водорода. В металле, подвергшемся ВДП,
обнаруживается более низкое, по сравнению с металлом расходуе-
мого электрода, содержание кислорода, азота, неметаллических
примесей. Первоначально это приписывалось действию вакуума.
Теперь однозначно установлено, что при ВДП жаропрочных сталей
и сплавов снижение содержания кислорода и азота является
следствием всплывания неметаллических включений благодаря
замедленной осевой кристаллизации слитка. Об этом, в частности,
свидетельствуют данные японских исследователей, касающиеся
дугового переплава жаропрочной аустенитной стали типа 16-26-6
[141. При переплаве в аргоне, при атмосферном давлении была
достигнута такая же степень рафинирования этой стали, как
и при переплаве в вакууме (табл. 107) [14 1. Вакуум, несомненно,
способствует дегазации плохо раскисленных сталей, редко встре-
чающихся среди аустенитных сталей и сплавов. Следует заметить,
что при ВДП полнота дегазации металла обычно ниже, чем при
вакуумно-индукционной плавке. Это, возможно, связано с отно-
сительно менее длительным пребыванием металла в жидком состоя-
нии при ВДП, по сравнению с вакуумно-’йндукционной плавкой.
Таблица 107
Влияние атмосферы печи при дуговом переплаве расходуемых электродов
на чистоту жаропрочной аустенитной стали типа 16-26
(данные японских исследователей |И1)
Химический состав металла в %
Марка сплава Металл С Мп 51 1 5 хи Сг А1 Мо Т1 V X О Н
А286 Исход- ный 0,071 2,68 1,08 0,018 0,000 27,1.5 15,53 0,15 1,48 1,52 0,27 0,0085 0,043 —
Переплав- ленный в вакууме 0,075 2.51 1,0'2 0,017 0,006 27,60 15,72 0,16 1,44 1.57 0,26 0,0065 0,009 —
Тим- кен Исход- ный 0,085 1,43 0,35 0,016 0,016 25,05 16,78 — 5,92 — — 0,12 0,0200 0,0010
16-26-6 Переплав- ленный в аргоне 0,095 1,26 0,35 0,016 0,017 25,18 16,80 6,10 0,12 0,0038 0,0005
I
Итак, главный вывод из всего сказанного о ВДП сводится
к тому, что при этом способе переплава решающую роль в деле
получения металла высокого качества играет не вакуум, а на-
правленная последовательная кристаллизация слитка и отсу -
ствие контакта жидкого металла с огнеупорной футеровкой.
Оба эти фактора, как мы видим, целиком и полностью дей-
ствуют и при ЭШИ.
Вместе с тем, ЭШГТ выгодно
отличается от ВДП большими воз-
можностями управления процесса-
ми, протекающими в плавильном
пространстве. При ЭШИ, в отличие
от ВДП, источником теплоты слу-
жит не дуга, а шлаковая ванна
(рис. 168), точно так же, как при
ЭШС. Мелкокапельный перенос
электродного металла,'характер-
ный для электрошлакового свароч-
ного процесса, предопределяет раз-
витие удельной поверхности кон-
такта жидких металла и шлака
при ЭШП. Установлено, например,
что при ЭШС на обычных для этого
процесса режимах в 1 сек через
шлаковую ванну проходит пример-
но 10 капель средним диаметром
около 5 мм и весом 0,5 г 161. Это
значит, что удельная поверхность
взаимодействия металла и шлака,
еще до попадания отдельных ка-
пель электродного металла в ме-
таллическую ванну, достигает
0,160 м2 на 1 кг металла или
Рис. 168. Схема электрошлакового
переплава (ЭШП) расходуемых элек-
тродов в водоохлаждаемой излож-
нице (кристаллизаторе):
1 - расходуемый электрод: 2 — шла-
ковая ванна; 3 — капли электродного
металла; -/ — металлическая ванна; 5 —
слиток; 6 — водоохлаждаемый кристал-
лизатор: 7 — шлаковый гарнисеаж; 8 —
затравка; 9- водоохлаждаемый поддон
160 ж2 на 1 т жидкой стали. Известно, что при плавке металла
в обычных печах такие показатели никогда не достигаются. Под-
считано, что при ЭШП расходуемых электродов диаметром 200—
300 мм, несмотря на больший размер капель, по сравнению
с ЭШП проволокой диаметром 3 мм, удельная поверхность кон-
такта жидких металла и шлака достигает 300 м'2 на 1 т металла.
Это обстоятельство, естественно, создает возможности для весьма
эффективного рафинирования металла при наличии шлака соот-
ветствующего состава.
В отличие от ЭШС при ЭШП резко возрастает роль металлур-
гических реакций, развивающихся после прохождения капли
металла через шлак, т. е. в процессе слияния ее с металлической
ванной и нахождения в ванне вплоть до ее затвердевания. При
ЭШС скорость сварки, т. е. скорость кристаллизации, измеряется
26 Б. И. Медов.чр 1023
40.1
метрами в час. Скорость заполнения кристаллизатора при ЭШП
на порядок ниже. Поэтому и время взаимодействия металла и
шлака при ЭШП на порядок больше, чем при ЭШС, больше и воз-
можностей для приближения системы металл—шлак к равновесию.
Все сказанное выше и предопределяет важную особенность
ЭШП как металлургического процесса — его активный характер.
ВДП — в общем пассивный процесс, его возможности в смысле
рафинирования металла сводятся к направленной кристаллизации
слитка. Роль вакуума состоит в изоляции жидкого металла от
вредного действия окружающей атмосферы.
Возможности ЭШП, как мы видим, не ограничиваются направ-
ленной кристаллизацией слитка. Изменяя в нужном направлении
состав шлака, можно добиться в каждом конкретном случае наи-
большей степени рафинирования металла. Это особенно отно-
сится к обессериванию металла. При ЭШП с помощью высоко-
основных шлаков можно добиться снижения содержания серы
вплоть до 0,003—0,005%. При ВДП, в отличие от ЭШП, обессери-
вание практически не наблюдается. Что касается удаления не-
металлических включений, то и здесь имеется различие между
обоими способами переплава, хотя и в том и в другом случае очи-
щение происходит по одному и тому же закону — путем всплы-
вания.
При ЭШП неметаллические включения адсорбируются шлаком
и растворяются в шлаковой ванне. Поэтому накопления их по
мере наращивания слитка не происходит, и хвостовая и головная
часть слитка, его периферия и внутренние объемы одинаково
чисты по неметаллическим включениям и газам.
Иная картина наблюдается при ВДП. Дуга, горящая на по-
верхности металлической ванны, набрызгивает поверхностный слой
жидкого металла на стенки медной изложницы, энергично охла-
ждаемые водой. Выше поверхности металлической ванны на стен-
ках кристаллизатора образуется так называемая корона. По-
скольку поверхностный слой ванны жидкого металла обогащен
всплывающими из ее глубины неметаллическими включениями,
обогащена ими и корона. По мере повышения уровня металли-
ческой ванны в кристаллизаторе, корона оплавляется и сильно
загрязняет неметаллическими включениями поверхностные слои
слитка. Достаточно сказать, что в крупных слитках, полученных
способом ВДП, толщина загрязненного слоя достигает 5—10 мм.
Весь этот металл приходится удалять перед дальнейшим пере-
делом слитков.
При ЭШП, в отличие от ВДП, слитки имеют гладкую и ровную
поверхность. Этому способствуют отсутствие разбрызгивания
жидкого металла и наличие тонкой шлаковой корочки, такой же,
как па швах электрошлаковой сварки.
Наличие шлаковой ванны при ЭШП оказывает благотворное
влияние на формирование головной части слитка. При ВДП трудно
402
полностью избавиться от усадочной раковины, хотя для этого
принимаются все необходимые меры — на завершающем этапе
переплава ведется своего рода дуговой обогрев и уплотнение
слитка. При ЭШП шлаковая ванна играет роль тепловой над-
ставки, аккумулятора теплоты, столь необходимой для замедлен-
ной кристаллизации головы слитка. При ЭШП в конце плавки
ведут своего рода подпитку головной части слитка.
Г Три ЭШП наблюдается некоторое снижение содержания легко-
плавких примесей — свинца, олова, сурьмы, висмута. Соответ-
ствующие данные, относящиеся к никелевым жаропрочным спла-
вам ЭИ867 и ЭИ617, приведены в табл. 108. При ВДП наличие
вакуума способствует более энергичному удалению легкоплавких
примесей. В этом его преимущество перед ЭШП.
Таблица 108
Изменение содержания вредных примесей в жаропрочных сплавах
при ЭШП (по данным А. Л. Фединой)
Марка : сплава Исследуемый металл Содержание примесей к %
$ РЬ зь в: 811
ЭИ867 ) Исходный 0,0055 0,00075 0,006 0,00016 0,0075
ЭШИ 0,0030 0,00065 0,005 0,00012 0,0030
ЭИ617 Исходный 0,0030 0,0008 0,0050 0,00017 0,0086
ЭШП 0,0020 0,0006 0,0044 0,00012 0,0025
За рубежом производство жаропрочных сталей и так называе-
мых сверхсплавов ориентируется па вакуумно-дуговой переплав.
В нашей стране качественная металлургия широко использует
ЭШП, хотя находит применение и ВДП. В ряде стран прояв-
ляется большой интерес к советскому металлургическому про-
цессу. Лицензии на ЭШП приобрели крупные французские и япон-
ские фирмы, занимающиеся производством жаропрочных и нержа-
веющих сталей и сплавов. Одной из этих фирм были проведены
сравнительные исследования чистоты и механических свойств
металла одной и тог) же плавки, подвергшегося ВДП и ЭШП.
Объектом исследования служила дисковая аустенитная сталь
типа Х16Н26М2Т2. Эти исследования показали, что оба способа
переплава дали идентичные результаты, если нс считать загряз-
ненности металла сульфидами, значительно более низкой при ЭШП.
Если даже принять, что оба способа переплава равноценны
по качеству металла, то преимущества все же остаются на стороне
ЭШП благодаря простоте оборудования, низкой его стоимости
и надежности в эксплуатации. Эти преимущества обусловлены
использованием переменного тока вместо постоянного и отсут-
ствием вакуумного оборудования.
26* 403
Несмотря на все свои достоинства, несмотря на описанные
выше преимущества перед ВДП, ЭШП не свободен и от некоторых
недостатков.
Важнейшим из них является недостаточная эффективность
очистки металла от растворенных (не связанных в окислы или
нитриды) газов и легкоплавких элементов. Электрошлаковый
металл полностью отвечает сегодняшним требованиям, он будет,
несомненно, еще многие годы широко применяться в самых раз-
личных отраслях новой техники. Однако для сварных изделий
и конструкций особо ответственного назначения в скором будущем
потребуются аустенитные сплавы сверхвысокой степени чистоты.
Для получения такого металла уже начинают применять принци-
пиально новый металлургический процесс: электроннолучевую
плавку и электроннолучевой переплав в глубоком вакууме. Сущ-
ность этого процесса сводится к следующему. Источником теплоты
для плавки шихты или переплава стержня служит мощный сильно
сконцентрированный поток электронов. В плавильном простран-
стве создается вакуум 10“5 мм рт. ст. (против 10рт. ст.
при ВДП). Переплавляемый стержень плавится под действием
сфокусированного на его конце пучка электронов и в виде капель
стекает в водоохлаждаемый медный кристаллизатор с подвижной,
введенной внутрь его, затравкой-поддоном. Уровень металли-
ческой ванны остается в процессе плавки неизменным, так как
скорость вытягивания слитка из кристаллизатора равна скорости
поступления жидкого металла. На поверхность металлической
ванны также направлен электронный луч.
Главным достоинством такой схемы по сравнению с любым
способом переплава расходуемого электрода является разделение
процессов выделения теплоты и плавления металла. И при вакуум-
ном, и при электрошлаковом переплаве расходуемых электродов
оба эти процесса совмещены, происходят одновременно, взаимо-
связанно. При желании повысить температуру жидкого металла
с целью интенсификации металлургических реакций, мы выну-
ждены соответственно увеличить мощность, выделяемую в разряд-
ном промежутке (в столбе дуги и приэлектродных областях при
ВДП, в шлаковой ванне при ЭШП). Увеличение мощности, в свою
очередь, влечет за собой повышение скорости расплавления рас-
ходуемого электрода, увеличение глубины металлической ванны
и скорости наращивания слитка и, следовательно, повышение
скорости его кристаллизации. Последнее обстоятельство, как уже
указывалось, обычно сказывается отрицательно на степени рафи-
нирования металла.
Совершенно иные возможности создаются при электронно-
лучевой плавке, т. е. при использовании независимого источника
нагрева. Здесь представляется возможным с какой угодно малой
скоростью плавить металл, уменьшая в любой степени скорость
его кристаллизации при максимально возможном перегреве,
404
доводя, при желании, его до температуры кипения. Наличие глу-
бокого вакуума в сочетании с малой скоростью кристаллизации
позволяет сочетать в одном агрегате все достоинства вакуумной
металлургии с так называемой зонной очисткой металла.
Электроннолучевой переплав отнюдь не пассивный металлур-
гический процесс. Он дает возможность вести процесс делегирова-
ния или раскисления металла путем подачи в металлическую
ванну добавок, способных изменить в нужном направлении упру-
гость пара того или иного со-
единения, и обеспечить, тем са-
мым, наиболее энергичное уда-
ление его из жидкого металла.
Не приходится доказывать,
что в результате электроннолу-
чевого переплава происходит
недостижимое при всех извест-
ных в настоящее время способах
выплавки жаропрочных сталей и
сплавов очищение их от легко-
плавких примесей — олова, сви-
нца и других элементов, резко
снижающих жаропрочность и
свариваемость этих материалов.
Высокая температура металла
и глубокий вакуум, характер-
ные для электроннолучевой
плавки, создают и некоторые
неудобства, заключающиеся в
Таблица 109
Среднее объемное содержание
неметаллических включений в стали
ШХ15, полученное методом
подсчета в %
Состояние металла Окси- ды Суль- фиды Нитриды титан а
Исходный (электро- дуговой) 0,0230 0,0027 0,0053
Одно- кратный ЭШП 0,0098 0,0005 0,0022
Дву- кратный ЭШП 0,0063 0,0002 0,0008
интенсивном испарении марганца и хрома. Это делает практи-
чески невозможным электроннолучевой переплав высокохромистых
и высокомарганцевых сталей и сплавов. Надо сказать, что этот недо-
статок присущ и ВДП. По этой причине стали и сплавы с высоким
содержанием марганца и хрома стараются пе давать на вакуумный
переплав. Вместе с тем, при ЭШП, как и при ЭШС, в случае правиль-
ного выбора шлаковой системы обеспечивается полный переход леги-
рующих элементов из расходуемого электрода в металлическую
ванну.
В заключение отметим, что все сказанное в гл. II и VI относи-
тельно создания условий для эффективного рафинирования жид-
кого металла при электрошлаковом сварочном процессе совер-
шенно справедливо и для ЭШП. Здесь имеется в виду защита
зеркала шлаковой ванны нейтральным газом, непрерывное раскис-
ление или обновление ее по ходу плавки и т. д. В последнее время
установлено, что двойной или даже тройной ЭШП позволяет
получить металла особо чистый по газам и неметаллическим вклю-
чениям. Соответствующие данные, относящиеся к шарикоподшип-
никовой стали, представлены в табл. 109.
3. ВЛИЯНИЕ ЭШП НА СВОЙСТВА
ЖАРОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
В настоящее время практически все заводы качественной
металлургии оснащены установками для ЭШП — так называе-
мыми электрошлаковыми печами 13]. Развес слитка достиг 12 —
14 т\ строятся печи, рассчитанные на получение слитков весом
до 40 т. ЭШП позволил в ряде случаев использовать слитки
большего развеса (ограничения развеса обусловливались, как
мы уже говорили, склонностью аустенитных сталей к ликвации
и усадке). При ЭШП независимо от развеса слитков обеспечивается
осевая или осе-радиальная направленность кристаллов и исклю-
чительно высокая плотность макроструктуры слитка без каких-
либо дефектов усадочного и ликвациоиного происхождения
(рис. 169). Высокое качество макроструктуры слитков ЭШП яв-
ляется залогом получения высококачественного металла и после
деформации. В деформированном состоянии металл, прошедший
ЭШП, отличается высокой плотностью и однородностью. Об этом
свидетельствует более высокий удельный вес переплавленного
металла по сравнению с исходным металлом (табл. НО). Причем
Таблица ПО
Сравнение плотности обычного и электрошлакового
металлов в деформированном состоянии
Марка стали Состояние исследуемого металла Удельный вес в г/слс3 в месте поперечного сечения заготовки Степень деформации металла
Край Центр
ШХ 15 Исходный 7,808 7,824 19
Переплавленный . . 7,855 7,850 3 5
ШХ15СГ Исходный 7,782 7,769 19
Переплавленный . . 7,801 7,804 3 -5
2X13 Т7 Исходный 7,748 7,736 19
Переплавленный . . 7,850 7,809 2-6
X 17Н2 Исходный 7,708 7,689 8
Переплавленный . . 7,751 7.735 2—-5
Х28 Исходный 7,684 7,622 8
Переплавленный . . 7,743 7,727 2 5
IX 18119 Т Исходный 7,852 7,825 19
Переплавленный . . 7,954 7,921 3—6
Примечанп я: 1. Каждое значение удельного веса является средним
для 7—17 образцов.
2. Степень деформации подсчитывалась как отношение площадей попереч-
ных сечений слитка и откованной или прокатанной из него заготовки.
более высокая плотность наблюдается и тогда, когда степень
деформации переплавленного металла ниже, чем у исходного [21.
Улучшение макроструктуры проявляется на таких жаропроч-
ных сталях и сплавах, как ЭИ867, ЭИ787 и др. Так, например,
в сорте переплавленного сплава ЭИ867 вовсе нет ликвационной
Рис. 169. Макроструктура слитков аустенитной стали:
а — обычного производства; б — электрогилакового
полосчастости, тогда как сорт из этого сплава обычного произ-
водства имеет более 50% образцов, пораженных этим дефектом.
В переплавленном сплаве ЭИ787 нет пятнистой ликвации — де-
фекта, характерного для этого сплава при обычном производстве
и не устраняемого ВДП.
Для слитков ЭШП характерно очень равномерное и диспер-
сионное распределение второй фазы, например, первичного фер-
рита, боридной или карбидной эвтектики в аустенитной основе.
Известно, что в обычном слитке аустенитной стали наблюдается
значительное увеличение содержания феррита по мере удаления
от периферии к центру слитка (рис. 170, а). В осевой части слитка
феррит имеет более грубое строение, чем у его поверхности. Это
заметным образом ухудшает пластичность стали при горячей
механической обработке.
Исследование слитка аустенитно-ферритной стали, получен-
ного ЭШП, показало, что феррит в нем по всему сечению распре-
делен практически равномерно. Интересно, что строение его
в центральных объемах слитка столь же тонкое, как и у поверх-
ности слитка (рис. 170, б). Такой характер распределения второй
фазы в электрошлаковом слитке придает ему способность лучше
переносить горячую механическую обработку. Повышение техно-
логичности двухфазных аустенитных сталей имеет большое зна-
чение и для сварочной техники, позволяя сварщикам рассчиты-
вать на более широкое применение сталей этого типа, отличаю-
щихся хорошей свариваемостью.
В предыдущих главах немало говорилось о благоприятном
действии бора на свойства жаропрочных сталей. ЭШП заметно
улучшает макро- и микроструктуру аустенитных сталей этой
группы. На рис. 171 на примере аустенитно-боридпой стали ЭИ846
показано увеличение равномерности распределения боридной
фазы, обусловленное ЭШП. ЭШП, как и ВДП аустенитпо-борид-
ных сталей, по данным Ю. К- Воробьева (частное сообщение) не
оказывает заметного влияния па их горячую пластичность. Однако
устранение осевой ликвации бора, общее улучшение макрострук-
туры, вызванные ЭШП, значительно облегчают прошивку и про-
катку аустенитных сталей, легированных бором. Именно это
обстоятельство позволило нашей промышленности освоить про-
изводство листового, сортового проката и труб из аустенитно-
боридных сталей.
Для электрошлакового металла характерно полное или почти
полное отсутствие строчечности не только в распределении второй
первичной фазы в двухфазных сталях, но и карбонитридной
составляющей в однофазных сплавах. В жаропрочных высоко-
никслевых сталях и сплавах, имеющих однофазную первичную
структуру, упрочняющая фаза располагается не в виде вытяну-
тых скоплений (строчек), а в виде равномерно распределенных
мелкодисперсных частиц. На рис. 172 показана типичная микро-
структура жаропрочного никелевого сплава обычной выплавки
(индукционная печь) и после ЭШП.
Благотворное влияние ЭШП на содержание газов в аустенит-
ных сталях 0Х18Н9, ЭИ851 и ЭИ847 приведено в табл. 111. Дан-
ные, касающиеся никелевого жаропрочного сплава ЭИ867, при-
ведены в табл. 112. Из этих материалов следует, что ЭШП приво-
дит к весьма заметному снижению содержаний водорода и кис-
лорода.
Рис. 170. Распределение феррита а слитке аустенитно-ферритной стали:
а — обычного производства; б — электрошлакового переплава
Рис. 171. Влияние ЭШП на структуру аустенитно-бориднон стали ЭИ846
(X 70):
а, б — исходная сталь: в, г — переплавленная (а, а — уков 6, 3; б, г — уков 20)
Вопрос удаления азота требует некоторых пояснений. В боль-
шинстве жаропрочных сталей и сплавов азот находится в виде
более или менее устойчивых нитридов. В зависимости от свойств
нитрида — температур плавления и диссоциации, плотности —
находится их способность всплывать в металлической ванне.
Если азот связан в устойчивые нитриды ниобия, циркония, ти-
тана, то не приходится рассчитывать на снижение содержания его
в металле в процессе переплава, как элсктрошлакового, так и
Рис. 172. Влияние ЭШП на структуру жаропрочного никелевого сплава
ЭИ867 (X 100):
а — металл, выплавленный в индукционной печи*, б--металл, подвергшийся переплаву
вакуумно-дугового. Как видно из табл. 113, иная картина может
иметь место, если переплавляют сталь, в которой азот связан
в нитриды хрома или алюминия. Хотя нитрид хрома более плотен,
чем Т1М, но он менее устойчив и способен диссоциировать уже
при 1500° С. Можно поэтому ожидать заметного снижения содер-
жания азота в процессе ЭШП хромоникелевых аустенитных ста-
лей и сплавов, не содержащих титана и ниобия. Снижение содер-
жания азота возможно и при ЭШП сталей и сплавов, легированных
алюминием. Это объясняется малой плотностью нитрида алюми-
ния и сравнительно низкой температурой его возгонки.
Исходя из современных представлений о главенствующей роли
явления флотации (всплывания) неметаллических включений,
снижение содержания кислорода в аустенитных сталях при ЭШП
можно связать с относительно малой плотностью и низкой темпе-
ратурой плавления Сг2О3.
Руководствуясь сказанным о механизме удаления азота при
ЭШП и ВДП, можно понять причины заметного снижения азота
в стали 0Х18Н9 (азот связан в нитрид хрома) и сплаве ЭИ867
(азот связан в нитрид алюминия) и сохранения на исходном уровне
Изменение содержания газов в стали в результате переплава
Марка Исследуемый Содержание газов в %
стали материал о2 х\Г2 н2
18ХНВА г. Исходный Переплавленный . . . 0,00550 0,00308 0,01 130 0,00765
0Х18Н9 Исходный Переплавленный • • - 0,00346 0,00222 0,07568 0,02725 0,001 13 0,00087
ЭИ85 I Исходный Переплавленный • • . 0,00569 0,00256 0,05268 0,00070 0,00105 0,00097
ЭИ847 Исходный Переплавленный . . . 0.00157 0,00167 0,05440 0,05740 0,00153 0,00130
ЭИ9Ы Исходный Переплавленный . . . 0,0040 0,0021 0,0250 0,0190 0,00054 0,00059
Таблица 112
Изменение содержания газов
в сплаве ЭИ867 в
результате переплава
Исследуемый материал Общее | содержание 1, газов । в см*/100 а 1 Содержание газов и %
о, II2
Исходный 15,71 0,00130 0,01067 0,0004 7
Переплавленный . . . 7,82 0,00075 0,00508 0,0002-1
Исходный 21,37 0,00104 0, 006 1 6 0,00133
Переплавленный . • . 7,96 0,00059 0,0031 1 0,00041
Исходный 15,70 0.00172 0,00269 0,00099
Переплавленный . • . 6,39 0,00046 0.0037 0 0, 00024
Таблица ИЗ
Характеристика некоторых окисных соединений и нитридов
Соединение
Характеристика Се 2О3 21-0 2 хьм Т1Х Сг X А1Х
Плотность в
г!см.й 5,2 5,5- -6,0 8,0 5.2 5,8 3,1
Температура
плавления в С 1990 2700 -3000 2070 2950 —
Температура
диссоциации и “С — * - >2000 — 1500 Возгоняется при 1850°С
Изменение содержания газов в сплаве ЖС-6К.П
в результате электрошлакового и дугового
вакуумного переплава
Способ переплава Номер плавки Исследуемый металл Содержание О2 газов в ’/о Н2
ЭШП и Исходный 11ереплавленный 0,0025 0,0015 0,0008 0,0005
ВДП 2 Исходный 11ерсплавленный 0,0021 0,0017 0,0007 0,0003
ЭШП ВДП 3 I креплавленный » 0,0012 0,0015 0,0005 0,0002
ЭШП ВДП 4 Переплавленный » 0,0004 0,0008 0,0005 0,0004
концентрации азота в сталях ЭИ851 и ЭИ847, содержащих ниобий
и титан (см. табл. 111 и 112).
При ЭШП жаропрочного сплава ЖС-6КП происходит практи-
чески такое же снижение кислорода, как и при ВДП. При ВДП
содержание водорода снижается в несколько большей степени,
чем при ЭШП (табл. 114).
И кислород, и азот в аустенитных сталях находятся преиму-
щественно в связанном виде (за исключением жаропрочных и
жаростойких сталей, легированных азотом). Поэтому снижение
содержания газов, обнаруживаемое газовым анализом металла,
подвергшегося ЭШП, должно означать и снижение содержания
неметаллических включений. Из рис. 173 видно влияние ЭШП
на загрязненность аустенитной стали 0Х18Н9 неметаллическими
включениями. Частотные кривые, характеризующие эффектив-
ность рафинирования жаропрочной аустенитной стали ЭИ847
при ЭШП, показаны на рис. 174. Характер расположения неме-
таллических включений в стали ЭИ847 и жаропрочном сплаве
ЭИ725 (ХН35ВТ) до и после ЭШП иллюстрируют микрофотогра-
фии, показанные на рис. 175 и 176. Интересно, что в сталях и
сплавах, легированных ниобием и титаном, при переплаве которых
не происходит заметного снижения загрязненности нитридами,
характер распределения нитридов такой же, как и в подвергшихся
ЭШП аустенитных сталях, не содержащих этих элементов. В элек-
трошлаковом металле нитриды мелкодисперсны и равномерно
распределены по всему объему аустенитных зерен. Строчечные
413
Средний балл по неметаллическим включениям
Рис. 173. Влияние ЭШП на загрязнен-
ность аустенитной стали 0Х18Н9 неме-
таллическими включениями:
/ — исходный и /7» III — переплавлен-
ный металл
Рис. 174. Влияние ЭШП на загряз-
ненность аустенитной жаропрочной
стали ЭИ847:
1 — переплавленный и 2 — исходный
металл
Рис. 175. Влияние ЭШП на расположение неметаллических включений
в Стали ЭИ847 (X 100):
а — исходный металл; б — переплавленный
скопления не наблюдаются (рис. 175 и 176). Снижение общего
содержания неметаллических включений наблюдается и при ЭШП
сверхжаропрочных сплавов на никелевой основе (в вес. %):
Исходный металл ............ 0,00800 0,01162 0,01037
Переплавленный металл....... 0,00240 0,00208 0,00431
Достигаемое при ЭШП уменьшение общей загрязненности
металла, устранение неравномерного строчечного распределения
неметаллических включений, уменьшение химической и структур-
Рис. 176. Влияние ЭШП на распределение неметаллических включений
в железоникелевом жаропрочном сплаве ХН35ВТ (X 120):
а — исходный и б — переплавленный металл
ной неоднородности приводит к резкому снижению анизотропии
механических свойств и повышению пластичности аустенитных
сталей и сплавов при всех температурах испытаний. В табл. 115
приведены данные, относящиеся к жаропрочной стали ЭИ851.
Диаграмма на рис. 177 подтверждает положительное влияние
ЭШП на степень анизотропии этой стали. Степень анизотропии,
согласно данным И. Н. Голикова, определяется отношением пока-
зателей относительного удлинения и ударной вязкости, получен-
ных на продольных образцах, к таким же показателям, получен-
ным на поперечных образцах. О влиянии ЭШП на кратковремен-
ные свойства жаропрочной стали ЭИ851 при 600° С можно судить
по табл. 116.
Известно, что испытания на горячее скручивание, характери-
зуя пластичность металла при высоких температурах, позволяют
одновременно судить и о его технологичности, т. е. способности
415
Таблица 115
Механические свойства исходной и переплавленной стали ЭИ851
на продольных и поперечных образцах при температуре 20° С
Плавка Индекс пробы <7 в к Г /мм- °т „ в к! /мм- Про- | ДОЛЬНЫЙ “/о б в «н В К.1 -м/см-
8К X о 5 С ч Попереч- 1 пый яс . Я С й Попереч- ный
С Ч 1 Попереч- | пый Попереч- ный Про- дольный Попереч- ный ।
11-64539, С 38.9 55,6 23,2 27.3 63,9 26,0 46.4 26,0 20,36 6,30
Исходна я 59, 1 66,6 26,3 22, 9 64. 1 27,7 46,4 30,2 18.84 4,74
Г Г>8,3 38, 1 20,8 26,6 68,7 4 9,5 46,4 38,6 26,65 13,82
58. 1 59, 1 22.9 24.2 68,3 53,2 43,0 48.8 24.14 1 3,1 7
ЭШ-491, с 58,9 58.6 30,2 30.4 52,1 53.9 37,0 41,6 24,4 6 13,17
пореплав 58.9 58,3 30,6 30. 6 63,9 52,4 44.0 4 6.4 22.84 12,52
11- 04&ЗУ X 58, 9 — 25,3 54.6 — 40,4 22,19 13.33
60,2 62,6 28,4 26.6 67,3 <)2 , 44,0 46.4 22.52 10,15
г 59, 1 58, 5 25, 2 25,4 68,7 15.7 11,4 40,6 23,50 7,92
60, 1 58, 5 25,2 23,9 сб, з 51.4 4 7,4 41,2 21,86 10,00
ЭШ-491, с 59,3 59,9 24,5 25.8 66,4 38.4 48.0 36,0 22.84 12,84
переплав 59,9 58,5 25,5 23,6 67,5 42,5 46,6 36,8 23. 17 13,82
I !-64Ь39 X 59,6 58,6 21.2 26.3 66,4 51,1 4 1,6 4 1,0 23,50 9,09
59,7 59,0 26.9 25,6 66,7 44,2 45,0 41,0 24.78 10,77
П р и меча н п я: I. Степень укова исходного металла 9,4; переплавлен-
ного — 8,7.
2. Режим термической обработки образцов: 1100° С, 30 .имя, охлаждение
на воздухе.
3. Индекс Г соответствует штангам от головной, С — средней, X --- нижней
частей слитка.
Таблица 116
Механические свойства исходной и переплавленной стали
ЭИ851 на продольных и поперечных образцах при 600° С
Плавка Индекс пробы °в в к ”/ММ2 в 7о б В 0 / / 0
Про- ДОЛЬНЫЙ | Попереч- ный X о С ч Попереч- ный 1 ПРО- : | дольный I | Попе- ’ речный
П-64539, исходная С 39,0 37,0 38,3 38,5 60,3 53,6 27,7 27,7 38,2 32,4 26,0 27,0
ЭШ-491, переплав 11-64539 Г 37,9 38,0 37,3 40,0 58,1 57,9 52,4 47,7 32,0 36,6 32,4 24,4
С 36,5 39,4 39,0 38,4 53,7 56,9 57,9 56,0 32,6 36,0 35,4 37,2
X 40,7 40,2 38,2 38,5 53,9 56,9 59,4 44,0 37,6 39,0 38,4 36,6
ЭШ-492, переплав 11-64539 г 38,3 29,5 40,0 40,0 55,3 48,2 45,3 40,7 38,4 35,2 34,4 32,8
с 40,7 40,7 40,3 34,5 56,5 56,5 53,6 48,0 36,6 38,8 35,4 35,0
X 40,3- 39,8 39,8 39,3 59,0 60,3 45,5 45,3 37,6 34,8 30,0 41,0
Примечания: 1. Степень укова исходного металла 9,4; переплавлен-
ного 8,7.
2. Режим термической обработки: 1100° С, 30 мин, охлаждение на воздухе.
переносить горячую механическую обработку, в частности про-
шивку. Можно считать, что испытания на горячее скручивание
в известной мере характеризуют и свариваемость стали — ее
способность противостоять околошовным горячим трещинам.
ЭШП оказывает весьма благоприятное влияние на результаты
испытаний на горячее скручивание. Так, для стали ЭИ851 обыч-
ной выплавки при 1300° С разрушение происходит после 35 обо-
ротов, а для переплавленной — через 65. Для стали ЭИ847 полу-
чены соответственно следующие цифры: 25 и 75 оборотов (рис. 178).
зотропию механических свойств
стали ЭИ851;
/-—исходный металл; 2 и 3—пере-
плавленный (разные плавки)
Рис. 178. Результаты испытаний
на горячее скручивание стали
ЭИ847:
/ — переплавленный металл;
2 — исходный
Чем выше горячая пластичность, тем выше технологичность
стали. Но важное значение имеют пе только сами по себе показа-
тели пластичности, а и характер их изменения с температурой,
определяющий интервал температур горячей механической обра-
ботки. Для успешной ковки или прокатки аустенитной стали важно
иметь широкий интервал температур, при которых еще сохраняется
высокая пластичность стали. Для жаропрочной дисковой стали
оп не превышал всего 150° С (950—1100° С). После ЭШП этот
интервал удалось расширить вдвое, т. е. до 300° С (800—1100° С).
На рис. 179 показаны поковки дисков из теплоустойчивой стали.
Первую из них, пораженную трещинами, ковали из металла
обычного производства, вторую — без трещин — из электро-
шлакового металла. Улучшение деформируемости металла —
важная особенность ЭШП. Благодаря ЭШП представилось, на-
пример, возможным получать крупные диски газовых турбин
(весом около 1 т) непосредственно из слитков прямой осадкой их.
ЭШП позволил увеличить допустимую степень деформации аусте-
нитных сталей за один удар молота или ход пресса. Так, для
27 Б. И. Медовар
1023
417
дисковой стали ЭИ787 этот показатель в результате ЭШП возрос
на 30% при более низком (па 10—15%) удельном сопротивлении.
ЭШП повышает пластичность и заметно улучшает деформируемость
жаропрочных сплавов на никелевойоснове(ЭИ867,ЖС-6КПидр.).
Рис. 179. Влияние ЭШП на деформируемость стали:
а — поковка диска из металла обычного производства, трещины;
б — то же. из электрошлакового металла, трещин нет
Важнейшей характеристикой жаропрочных аустенитных ста-
лей и сплавов является их длительная пластичность. ЭШП может
заметно повысить жаропрочность аустенитной стали, если исход-
ный металл был сильно загрязнен. Так, например, ЭШП загряз-
ненной стали ЭИ481 привел к весьма сильному увеличению жаро-
прочности — время до разрушения при температуре 650° С и
напряжении 38 кИмм? возросло более чем в 4 раза на продольных
418
образцах и почти в 20 раз на поперечных образцах (табл. 117).
Естественно, что при использовании менее загрязненных расхо-
дуемых электродов эффект повышения длительной прочности не
столь велик. Однако длительная пластичность, как правило,
существенно повышается даже при неизменной длительной проч-
ности. Об этом красноречиво говорят результаты испытаний жаро-
прочного никелевого сплава ЭИ867 (табл. 118). В результате ЭШП
время до разрушения образцов увеличилось (при 900° С и
22 кГ1млг от 66—82 до 81—92 ч, т. е. примерно на 25—30%);
длительная пластичность возросла на 250—300%, т. е. в 3—4 раза.
Плавка
Таблица 117
Жаропрочность исходной и переплавленной стали ЭИ481 при
650” С и нагрузке 38 кГ/мм2
А-44167, исходный
ЭШ-525, переплав
Л-44167
Время до разрушения образцов
Индекс
образца
продольных поперечных
Г' 50,5 ч ... 12 ч 45 м
х_. 53 ч 45 л 23 ч
Р 213 ч 45 ж 383 ч 50 м
1 204 ч 358 ч 55 м
V 170 ч 50 м 136 ч 20 м
Л 131 ч 50 м 155 ч 50 м
В целом не следует рассматривать ЭШП, как и ВДП, в каче-
стве средства резкого повышения жаропрочности аустенитных
сталей и сплавов. В конце концов для этого имеется более эффек-
тивное средство — легирование. Главным достоинством ЭШП
в применении к рассматриваемым материалам является, во-пер-
вых, повышение стабильности результатов испытаний на жаро-
прочность, т. е. уменьшение разброса показателей длительной
прочности и, во-вторых, весьма значительное повышение длитель-
ной пластичности. Именно эти два показателя (стабильность
свойств и высокая длительная пластичность) и определяют, в ко-
нечном итоге, эксплуатационную надежность жаропрочных аусте-
нитных сталей и сплавов.
В силу указанных достоинств ЭШП широко применяется в на-
шей промышленности. Можно без преувеличения сказать, что
выдающиеся достижения последних лет в области новой техники,
во многом связаны с постоянным улучшением качества сталей
и сплавов, полученных способом эле ктрошл а нового переплава
[4, 10].
27* 419
Таблица 118
Влияние ЭШП на механические свойства жаропрочного сплава ЭИ867
в прутке диаметром 40 мм
(по данным К. Я. Шпунт, Б. С. Ломбсрга, А. А. Фединой)
— 1 Плавка Механические свойства при температуре в °С Длительная прочность и пластичность при 900°С и а — 22 к.Г!мм.г
Исследуемый металл 20 900
в кГ/мм- 6 в % и % в кГ/мм? । о е га <о М;1 Б ’/» тразр 61 в ’/о е ф га
Исходный Пере- плавленный 91,0 114,2 1,84 11,3 4,0 12,2 62,5 77,6 0 13,8 2,1 16,2 2,0 14,1 81 ч 30 м 92 ч 05 м 1,25 4,5 2,25 8,3
2 Исходный 11ере- плавлепный 97,2 118,0 97,0 119,1 3,2 15,5 3,0 16,5 6,0 15,2 5,3 16,2 76,1 67,3 69,7 75,3 2,0 16,5 2,8 14,2 87 ч 10 м 85 ч 5 м 66 ч 20 м 81 '1 20 м 1,75 4,15 2,0 8,0
3 Исходный 11ере- плавленный 2,3 16,1 2,0 5,0 2,0 4,9
Пр и ме ча н не. Каждое значение является средним по результатам
испытаний 2 -3 образцов.
4. ВЛИЯНИЕ ЭШП НА СВАРИВАЕМОСТЬ
ЖАРОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Способ ЭШП возник на стыке двух отраслей техники — ме-
таллургии и сварки — и верно служит им обеим. Для производи-
телей металла — металлургов — важны те его особенности, кото-
рые облегчают задачу обеспечения промышленности сталями и
сплавами с заданными механическими, физическими и технологи-
ческими свойствами. Для потребителей металла —• сварщиков —
первостепенное значение имеет свариваемость, т. е. способность
данного металла давать надежные сварные соединения при исполь-
зовании обычных приемов сварочной технологии.
Рафинирование металла, удаление из него легкоплавких при-
месей, неметаллических включений и газов [13, 15], достигаемое
при ЭШП, равно как и улучшение макро- и микроструктуры,
характеризующие металл, подвергшийся переплаву, должны
резко улучшать его свариваемость [6]. Многолетний опыт убеди-
тельно показал, что жаропрочные аустенитные стали и сплавы,
прошедшие ЭШП, свариваются значительно лучше, чем металл
обычного производства, в том числе и выплавленный в вакууме
на чистой шихте.
Говоря о свариваемости, мы имеем в виду околошовные тре-
щины, как горячие (кристаллизационные и подсолидусные), так
и холодные. Снижение склонности к холодным и термическим
трещинам связано с повышением пластичности электрошлакового
металла. Уменьшение склонности к подсолидусным трещинам
обусловлено равнозернистостью электрошлакового металла и
отсутствием в нем строчечной и иной сегрегации. Повышение
сопротивляемости электрошлакового металла кристаллизацион-
ным околошовным трещинам связано со снижением загрязненно-
сти его легкоплавкими составляющими и мелкодисперсным равно-
мерным распределением их.
Как известно, для оценки склонности аустенитных сталей
и сплавов к образованию околошовных трещин их подвергают
испытаниям по методике Ренсслеровского политехнического ин-
ститута (в США) или по методике Института металлургии (в СССР).
В § 3 гл. IV были высказаны некоторые критические замечания,
касающиеся недостаткбв этой методики в случае использования
ее для оценки стойкости против локальных разрушений. Приме-
нительно к рассматриваемому здесь вопросу эта методика также
не свободна от недостатков. Мы имеем в виду слишком большой
разброс данных при определении пластичности образцов при тем-
пературах, близких к солидусу, обусловленный несовершенной
техникой нагрева образца и контроля температуры. Тем нс менее,
даже при наличии этих недостатков упомянутая методика позво-
ляет выявить разницу в поведении аустенитных сталей и сплавов
различного происхождения. Так, в работах [9, 10 I показано,
что для жаропрочной стали ЭИ787 обычного производства темпе-
ратурный интервал хрупкости на ветви охлаждения сварочного
термического цикла составляет 180° С. Для металла, подверг-
шегося электрошлаковому переплаву, он значительно уже и со-
ставляет всего 25° С. Подобные данные получены и для жаропроч-
ного никелевого сплава ЭИ445Р. Напомним, что, чем уже темпе-
ратурный интервал хрупкости сплава, тем выше его сопротивляе-
мость образованию околошовных трещин.
Приведем некоторые примеры благоприятного влияния ЭШП
на устранение околошовных горячих трещин.
Хромоникельвольфрамониобиевая жаропрочная аустенитная
сталь ЭИ726 (1Х14Н18В2БР). Известно, что эта сталь, из-за нали-
чия в ней критических содержаний бора (0,015% по расчету)
отличается удивительно большой склонностью к околошовным
трещинам. Достаточно сказать, что при любом способе сварки
плавлением этой стали избавиться от околошовных трещин нс
удается (рис. 180, а).
Одинарный ЭШП почти не улучшил дела, а двойной ЭШП
позволил повысить стойкость против околошовных трещин
(рис. 180, б). Однако полностью избавиться от них не удалось.
При первом и втором ЭШП были приняты все необходимые меры
421
Рис. 180. Влияние ЭШП на свариваемость
а..
б — трубная сталь
ЭИ726 (1Х14Н18В2БР), X
ж, з — сталь
120: в, а — железо-никелевый сплав
1Х18Н22В2Т2. X 150; (а, а, д, ж —
жаропрочных аустенитных сталей и сплавов:
исходный5?Я5В'>Т^>’, Х I20' д’ в — никелевый сплав ЭИ437Б (ХН77ТЮР)
исходный и б, г, е, з — переплавленный металл)
X 70,
для предотвращения угара бора. Он сохранился на исходном
уровне (около 0,01%). Структура стали заметно улучшилась,
строчечность исчезла (рис. 180, б). Любопытно, что двойной ЭШП
стали ЭИ726 повысил стабильность результатов испытаний на
длительную прочность. Для исходной стали сточасовая прочность
при 700° С находится в пределах 16—22 кГ/мм2, а для переплав-
ленной — 26—30 кПмм\
Хромоникелевольфрамотитановый железо-никелевый жаро-
прочный сплав ЭИ725 (ХН35ВТР). Этот сплав предназначен для
длительной эксплуатации при 800° С. Из него изготовлен корпус
самой крупной в мире стационарной газовой турбины мощностью
50 000 кет. Металл обычного производства склонен к околошов-
ным трещинам при сварке плавлением (рис. 180, в). Высокое
содержание титана (до 1,5%) способствует появлению трещин
как кристаллизационных, вследствие локального оплавления
границ зерен эвтектикой Т\и—Т1, так и подсолидусных из-за стро-
чечного расположения богатых титаном фаз (эвтектических, ни-
тридов). Кроме того, появлению трещин способствует и бор,
вводимый в этот сплав для повышения жаропрочности.
После ЭШП структура сплава заметно улучшилась: стала
равнозернистой, исчезла строчечность. Резко повысилась пластич-
ность стали и, особенно, длительная пластичность. Сплав после
ЭШП сваривается без околошовных трещин (рис. 180, а) [6].
Из электрошлакового металла ЭИ725 был изготовлен не только
горячекатаный лист толщиной до 30 мм, но и фланцы корпуса
турбины сечением 150 X 150 мм. Корпус турбины находится
в эксплуатации.
Жаропрочный никелевый сплав типа нимоник ЭИ437Б
(ХГ177ТЮР). Сплав ЭИ437Б очень широко используется в авиа-
ционном газотурбостроении. Из него изготовляют сварные валы
и роторы газотурбинных двигателей, детали соплового аппарата
и др. Сварка сплава ЭИ437Б в виде тонколистового проката
(толщиной до 5 мм) обычно производится аргоно-дуговым способом
без особых затруднений — трещины в околошовной зоне не на-
блюдаются. Это можно, по-видимому, объяснить мелкозернистой
однородной структурой, характерной для хорошо деформирован-
ного металла. Однако положение резко меняется, если сварке
подлежит толстый металл. Сплав ЭИ437Б в виде толстолистового
или сортового проката, поковок или штамповок, наоборот, обла-
дает повышенной склонностью к горячим околошовным трещинам.
Причиной этого служит большая разнозернистость и загрязнен-
ность сплава неметаллическими включениями, а также наличие
в нем критических концентраций бора. Если загрязненный уча-
сток сплава попадает в зону действия сварочного высокотемпера-
турного нагрева, в нем могут зародиться трещины (рис. 180, 5).
Трещины появляются и в тех случаях, когда участок перегрева
околошовной зоны попадает в район крупнозернистой структуры.
424
Об эффектов пости ЭШП сплава ЭИ437Б говорят результаты
следующих опытно-промышленных работ, выполненных в 1958—
1959 гг. Институтом электросварки совместно с одним из авиа-
ционных заводов. Из детали, забракованной по околошовным
трещинам, были нарезаны полосы — расходуемые электроды,
переплавленные затем в электрошла новые слитки диаметром
250 мм. Слитки ковали на квадратные штанги сечением 100 X
X 100, 75 X 75 и 55 X 55 мм. Технологию ковки выбрали исходя
из того, чтобы получить металл различной степени зернистости.
Все штанги в отличие от исходного металла имели равнозерни-
стую структуру: при сечении 55 X 55 мм — мелкозернистую
(балл 5—6); при сечении 100 X 100 мм — среднезернистую
(балл 3—4) и, наконец, при сечении 70 X 70 мм — крупнозерни-
стую (балл 1—2).
Во всех случаях сварки плавлением (иод флюсом, в аргоне,
электронным лучом) сплава ЭИ437Б, подвергшегося ЭШП и
имеющего мелкозернистую структуру, околошовные трещины
не обнаруживались (рис. 180, е). При сварке металла с крупно-
зернистой структурой были выявлены единичные трещины. Ме-
талл обычного производства с такой величиной зерна растрески-
вается несравненно более интенсивно. Растрескивается и мелко-
зернистый сплав ЭИ437Б, если он не подвергся ЭШП.
Хромоникелевольфрамотитановая сталь Х18Н22В2Т2 отли-
чается повышенной склонностью к околошовным трещинам. Оди-
нарный и двойной ЭШП повысили пластичность стали, но от
околошовных трещин не избавили [1 ].
Мы говорили уже о том, что переплав не должен рассматри-
ваться в качестве рецепта от всех бед. ЭШП достаточно эффективен,
если причиной появления горячих трещин служит химическая
и структурная неоднородность сплава. Но он пе может дать ощу-
тимого эффекта, если склонность данной стали и сплава к около-
шовным трещинам определяется их композицией, т. е. наличием
в свариваемом металле легирующих элементов, образующих легко-
плавкие эвтектики с основой сплава. Сказанное целиком отно-
сится и к другим способам переплава, в том числе и к элек-
троннолучевому. Так, например, ни ЭШП, ни электроннолуче-
вой переплав не дали возможности снизить опасность образо-
вания околошовных трещин при сварке плавлением стали ЭИ696
(1Х10Н20Т2).
Тем не менее, учитывая положительное влияние переплава
на целый комплекс характеристик, определяющих эксплуата-
ционную надежность жаропрочных сталей и сплавов, следует
ориентироваться на использование в сварных конструкциях
только металла, подвергшегося этому переделу, причем, речь
идет не только об электрошлаковом, но и о других видах
переплава — вакуумно-дуговом, электроннолучевом и плазмен-
ном.
ЛИТЕРАТУРА
1. Глускин Л. Я., Пестов В. С., Богданов В. И., Фо-
кин П. А. Исследование аустенитной стали электропглакового и вакуумно-
дугового переплава. Сб. «Металлургия», № 5. М., Судпромгиз, 1962.
2. 3 а л е т а е в а Р. П. Изменение свойств литейного сплава на никеле-
вой основе при электрошлаковом переплаве. ЦНИИГМАШ, кн. 105. «Структура
И свойства новых жаропрочных материалов». М., Машгиз, 1962.
3. К а б л у к о в с к и й А. Ф. Улучшать качество легированной стали.
«Сталь», 1964, № 9.
4. К р ы ж а н о в с к и й В. А. Обобщение результатов наблюдений за
аустенитными сталями на Черепетской ГРЭС. «Теплоэнергетика», 1964, № 2.
5. Левин Е. Е., Пивник Е. М. Прогрессивные методы термической
обработки высоколегированных жаропрочных сплавов. ЛДНТП, Л., 1963.
6. М е д о в а р Б. И., Л а т а ш Ю. В., Максимович Б. И., Сту-
пак Л. М. Электрошлаковый переплав. М., Металл у ргиздат, 1963.
7. П а т о н Б. Е., Медовар Б. И., Патон В. Е. Новый способ
электрической отливки слитков. «Бюллетень технической информации», Вып. 1.
НТОМашпром, Киев, 1956.
8. Р а т н е р А. В., Г у р а П. М., М а з е л ь Р. Е. О причинах без-
деформационного разрушения сварных соединений паропроводов из аустенитных
сталей. «Теплоэнергетика», 1962, № 8.
9. Руссиян А. В., Мацнев Э. П., ПутимцеваО. И. Изучение
устойчивости сплава ХП35ВТЮ против образования горячих трещин в около-
пювной зоне. Сб. Трудов ЦНИИЧМ. Вып. 35. Металлургиздат, 1963.
10. Руссйян А. В., Мацнев Э. П., Шоршоров М. X. О склон-
ности к образованию горячих трещин околошовной зоны сплавов типа ХП35ВТЮ
и ХН60МВТЮ. «Сварочное производство», 1964, № 10.
11. 19 и 1 I а Е. Л. РесепГ абуапсез ш 111е теГаПиг^у оГ зГа1п1ез8 зГеек. «Логи-
на! оГ Мета1з», 1964, № 3.
12. Н 1 п к 1 е X. Е. ЕНесГ оГ пегйгоп ЬотЬагбтепГ оп зЛгезз—гирГнге
ргорегБез о! зоте з1гнс1ига1 аПоуя. «Зутрозшт оп гаФаНоп еИесГз оп те1а1з
апс! пеиГгоп с1оя1те1гу». А8ТМ, 5. Т. Р., 1963, № 341.
13. Н и 1 1 Е. С. Сая1-р1п Геаг ГеаГ Гог зизсерБЫШу Го йоГ сгаскпг^. «Тйе
ШекИп^ Лоигпа!», 1959, № 4.
14. К и 8 а П1 1 с И 1 Н., V а 1 V. БГибу оГ сопзитаЫе е1ес(гобе аге —
теИеб Т1ткеп 16—26—6. «ТгапзасИопз о! Пае Ларап шзШиГе о! Ме1а1з», 4,
1963, № 1,
15. Т г е П1 1 е Г 1 Н. Г. ТЙе еИесГ оГ 81ее1 с1еаппе88 оп гчеМаЫШу, «С1еап
51ее1», 5рес. КерогГ 77. «Тйе коп апс! 81ее1 !пзШиГе», Бопс1оп, 1963.
16. Н и 1 1 Е. С. РгосееФпя о! А5ТМ, 1960 (1961), V. 60, я. 667—690.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
В настоящей книге сделана попытка в общем виде рассмотреть
основные вопросы металлургии, металловедения и технологии
сварки жаропрочных аустенитных сталей и сплавов.
Не ограничиваясь констатацией фактов, в каждом отдельном
случае автор стремился анализировать причины того или иного
явления и наметить пути и средства активного воздействия на
процессы, определяющие, в конечном счете, качество сварного
соединения.
Приведенные опытные данные и теоретические соображения
позволили сделать непреложный вывод о большой перспективно-
сти различных способов сварки без расплавления применительно
к аустенитным сталям и сплавам. Особенно большой эффект сле-
дует ожидать от применения диффузионных способов при сварке
аустенитных жаропрочных сталей с перлитными и ферритными
жаропрочными и теплоустойчивыми сталями.
Автор твердо убежден, что будущее принадлежит именно этой
сварочной технике, а не сварке плавлением. Это не означает,
конечно, что дальнейшие поисковые работы по сварке плавлением
должны быть свернуты. И в этой области можно и должно еще
многое сделать для повышения качества и надежности сварных
соединений жаропрочных аустенитных сталей и сплавов.
ПРИЛОЖЕНИЕ
ТАБЛИЦА ПЕРЕВОДА ЕДИНИЦ ИЗМЕРЕНИЯ
Величина Прежняя система Единица измерен ня Международная система СИ Коэффициент пересчета единиц измерений
Единица измерения
Сила, вес .... кГ к 1 к Г --- 9,80665 н
Давление .... кГ/м*, мм вод. ст. н/м2 1 кГ/м2 -- 1 мм вод. ст. — 9,80665 н/м2
Атмосфера техни-
чсская ат Н/М2 1 ат ~~ 1 кГ/см2 98066,5 н/м2
Прочность, напря-
же.ние кГ/мм2 » 1 кГ/мм2 = 9,80665 X X10а н/м2
Удельный вес кГ/м3 н/м3 1 кГ/м3 --- = 9,80665 н/м3
Работа, энергия кГ м дж 1 кГ-м. — 9,80665 дж
Количество тепло-
ТЫ ккал » 1 ккал — 4186,8 дж
Удельная тепло-
емкость ккал/(кг град) дж/(кг -град) 1 ккал/(кг град) = -4186,8 дж/(кг-град)
Коэффициент те-
плопроводности ккал/(м • ч. град) вт/(м-град) 1 ккал/(м ч град) = -- 1,163 вт/(м -град)
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие ......................................................... 3
1. Состав, свойства и назначение жаропрочных аустенитных сталей
и сплавов ........................................................... 7
1. Химический состав и области применения........................ 8
2. Структура и свойства........................................ 28
Литература ..................................................... 55
2. Металлургические особенности сварки аустенитных сталей и сплавов 57
1. Некоторые общие соображения.................................. 57
2. Способы легирования металла шва при сварке.................. 61
3. Основы построения флюсов-шлаков и электродных покрытий ... 63
4. Норы при сварке аустенитных сталей и сплавов................ 86
Литература ..................................................... 97
3. Структура сварных швов хромоникелевых аустенитных сталей
и сплавов........................................................... 98
1. Первичная и вторичная кристаллизация при сварке.............. 98
2. Влияние легирующих примесей и газов на микроструктуру свар-
ных швов ...................................................... 111
3. Влияние условий сварки на структуру сварных швов........... 118
4. Влияние термической обработки на структуру сварных швов ... 124
Влияние кратковременного нагрева на структуру сварных швов 126
Влияние длительного нагрева на структуру сварных швов .... 138
5. Влияние пластической деформации и нагрева на структуру свар-
ных швов.................................................. 153
6. Структура околошовной зоны в сварных соединениях...... 156
Литература ................................................... 162
4. Трещины в сварных соединениях жаропрочных аустенитных сталей
и сплавов..................................................... 164
1. Классификация хрупких разрушений сварных соединений .... 164
2. Причины образования горячих и холодных трещин в сварных со-
единениях ..................................................... 172
3. Локальные разрушения аустенитных сталей в околошовной зоне 176
4. Влияние легирующих элементов, легкоплавких примесей и газов
на стойкость сварных швов против образования горячих трещин 190
5. Средства предотвращения трещин при сварке.................. 219
Литература .................................................... 227
5. Свойства сварных соединений аустенитных сталей и сплавов....... 230
1. Кратковременные механические свойства сварных соединений 230
2. Жаропрочные свойства сварных соединений.................. 265
3. Стойкость сварных соединений аустенитных сталей против жидкост-
ной коррозии................................................... 275
4. Вопросы жаростойкости сварных соединений.................. 285
Литература .................................................... 293
6. Вопросы технологии сварки плавлением жаропрочных аустенитных ста-
лей и сплавов................................................... 29.
1. Ручная электродуговая сварка............................. 29
2. Сварка под флюсом......................................... 31
3. Электрошлаковая сварка.................................... 32
4. Газоэлектрическая снарка ................................ 33'
5. Электронно-лучевая сварка............................... 34'
6. Некоторые вопросы ремонтной сварки жаропрочных и жаростой-
ких сталей и сплавов........................................ 35'
7. Некоторые вопросы снарки литых сталей и сплавов........... 35
Литература .................................................. 35
7. Вопросы сварки жаропрочных аустенитных сталей и сплавов без их
расплавления 36
1. Постановка вопроса ..................................... 36
2. Диффузионная сварка в вакууме........................... 361
3. Прессовая сварка—пайка................................... 36'
4. Автовакуумная сварка давлением........................... 38;
5. Сварка трением .......................................... 38,
6. Некоторые вопросы сварки разнородных сталей.............. 38'
Литература ................................................. 39:
8. Электро шлаковый переплав (ЭШП) жаропрочных аустенитных сталей
и сплавов..................................................... 39-
1. Современные способы повышения качества аустенитных жаропроч-
ных сталей и сплавов ....................................... 39-
2. Сущность процесса ЭШП ................................... 401
3. Влияние ЭШП на свойства жаропрочных аустенитных сталей и
сплавов...................................................... 40
4. Влияние ЭШП на свариваемость жаропрочных аустенитных сталей
и сплавов................................................... 421
Литература ................................................. 421
Заключение ..................................................... 42'
Приложение ..................................................... 421
Борис Израилевич Медовар
Сварка жаропрочных аустенитных сталей и сплавов
Редактор издательства инж. Ю. Л. Маркиз
Технизсский редактор //. Ф. Демкина
Корректор В. П. Крылова
Переплет художника Е. В. Бекетова
Сдано в производство 4/У 1966 г. Подписано
к печати 14/ХI 1966 г. Т-13252. Тираж 9000 экз.
Псч. л. 27. Бум. л. 13,5. Уч.-изд. л. 27
Темплан 1966 г., № 344. Формат 60Х90*/1в
Бумага № 1. Цена 1 р. 63 к. Зак. 1023
Издательство «МАШИ 11 ОСТ РОЕ 11И Е»,
Москва, Б-66, 1-й Басманный пер., 3
Ленинградская типография № 6
Главполиграфпрома Комитета по печати
при Совете Министров СССР
Ленинград, ул. Моисеенко, 10