В отличие от феррнтных аустенитные хромоникелевые и хромоникельмарганцевые стали при воздействии сварочного термического цикла почти не претерпевают роста зерна. Поэтому охрупчивание металла у линии сплавления со швом у этих ста­лей весьма незначительно (рис. 102). Несколько снижается ударная вязкость металла околошовной зоны сварных соедине­ний из сталей, нестабилизированных титаном или ниобием, на­пример сталей 0Х23Н18, 1Х25НІ6Г6АР (рис. 102) или ХІ7АГІ4 [196]. С понижением температуры испытания степень охрупчива­ния металла в этом участке околошовной зоны становится замет­нее. При сварке вследствие кратковременного пребывания в кри­тическом интервале температур охрупчивание металла намного меньше, чем при отпуске.

Следует, однако, учитывать, что при многократном термиче­ском воздействии, например при многослойной сварке нетолстого металла, повторных исправлениях дефектов шва и др., снижение ударной вязкости металла в околошовной зоне может оказаться значительным. Охрупчивание возрастает с повышением содер­жания углерода в стали, а также количества ферритной фазы в ней свыше 10%.

Прн воздействии термического цикла сварки ударная вяз­кость изменяется менее существенно, чем коррозионная стойкость большинства аустенитных сталей, особенно d средах повышенной агрессивности. Причем наиболее интенсивное понижение корро­зионной стойкости сварных соединений наблюдается в участках, непосредственно примыкающих к шву, а также в участках, рас­положенных по обе стороны шва на некотором расстоянии от него (рис. 103). Коррозия сварного соединения у линии сплавле­ния со швом (участок 2) получила название ножевой, так как развивается вглубь металла на сравнительно узком участке, пре­терпевающем, как правило, двойной нагрев при двухсторонней
сварке: выше 1250—1300° С при выполнении первого шва и затем повторно до температур в интервале 500—800° С при выполнении второго шва с обратной стороны соединения [146]. Значительно слабее корродирует металл у линии сплавления со вторым швом. Последующий отпуск сварных соединений в интервале темпера­тур 600—700° С усиливает корро­зию в этом участке с обоих сто­рон сварного соединения как со стороны первого, так и со сторо­ны второго шва. Ножевой корро­зии подвергаются преимуществен­но сварные соединения хромо - никелевых аустенитных сталей, стабилизированных титаном. Во втором участке сварного соедине­ния металл претерпевает корро­зию на более широкой зоне, на­греваемой в процессе сварки до

U		,3		-I9SX
/				_

Расстояние от шва, мм 6

Рис. 102. Графики ударной вяз­кости металла в различных участках сварных соединений сталей:

1 — 0Х23Н|8; 2 — 1Х25Н16Г6АР; S - X17HI3M2T; 4 — Х14Г14ИЗТ; 5 — 0Х17Н5Г9АБ (автоматическая свар­ка под флюсом).

Рис. 103. Сварное со­единение аустенитной стали с повышенной восприимчивостью к коррозии:

литкой коррозии; 2 — уча­сток ножевой коррозии.

температур в интервале 500—800° С.

Некоторое снижение общей коррозионной стойкости металла может произойти во всей зоне термического влияния, нагревае­мой при сварке выше 500° С, при условии последующего весьма медленного охлаждения, благодаря которому из твердого раство­ра (аустенита) будут выделяться карбиды хрома. Более отчет­ливо снижение коррозионной стойкости металла все же прояв­ляется в отмеченных двух участках околошовной зоны. По своему характеру коррозия металла в этих участках является межкри-
сталлитной (корродируют в агрессивной среде пограничные слои зерен), однако причины, ее вызывающие, различны.

Рассмотрим кратко существующие представления о причивах коррозии металла в различных участках околошовной зоны свар­ных соединений аустенитных сталей, обратив особое внимание на межкристаллитную коррозию металла во втором участке околошовной зоны.

Межкристаллитная коррозия сварных соединений аустенит* ных сталей. Аустенитные хромоникелевые и хромоникельмарган - цевые стали, содержащие более 0,01—0,02% углерода и не содер­жащие карбидообразующих элементов — титана, ниобия—либо Бри недостаточном их содержании, приобретают склонность к межкристаллитной коррозии после относительно длительного нагрева в интервале температур 500—800° С или при медленном охлаждении от температур 900—1100° С. В таких условиях нагре­ва и охлаждения может оказаться при сварке как металл шва, так и участки основного металла, расположенные от шва по обе стороны на некотором расстоянии от него. В опасном интервале температур металл может находиться длительное время при многослойной (многопроходной) сварке, сварке с повышенной погонной энергией (сварка мощной дугой на малых скоростях и с поперечными колебаниями электрода, электрошлаковая свар­ка), сварке изделий с перекрещивающимися соединениями, при многократном исправлении дефектов шва и др.

К мерам предотвращения межкристаллитной коррозии аусте­нитных сварных швов относятся: введение в шов ниобия или титана либо одновременно того и другого для связывания угле­рода; обеспечение наличия в шве ферритной фазы; легирование металла шва элементами, ускоряющими диффузию хрома в аустените. В практике часто комплексно используют все эти способы либо два из них.

При стабилизации аустенитных сварных швов титаном содер­жание его должно в 7—8 раз превышать избыточное содержание углерода, а при стабилизации ниобием количество последнего в металле должно в 9—і I раз превышать избыточное содержание углерода.

Роль ферритной фазы в повышении стойкости сварных аусте­нитных швов против межкристаллитной коррозии состоит в сле­дующем:

1) измельчается зерно и возрастает количество зерен в ме­талле, вследствни чего увеличивается общая протяженность поверхности их границ, количество выделяющегося в виде кар­бидов углерода из единицы площади поверхности зерен при этом уменьшается, благодаря чему уменьшается также и степень обеднения пограничных слоев зерен хромом;

2) ферритные зерна, располагающиеся между аустенитными зернами и в определенной мере окружающие последние, препят­ствуют воздействию агрессивной среды на границы зерен аусте­нита, предотвращая таким образом развитие коррозии вглубь металла. Этот метод широко применяется для предотвращения межкристаллитной коррозии аустенитных сварных швов, тем бо­лее, что присутствие ферритной фазы предотвращает также образование горячих трещин в них.

Необходимое количество ферритной фазы в аустенитном шве (обычно 3—8%) обеспечивается дополнительным легированием хромоникелевых сварных швов такнми ферритизаторами, как молибден, ванадий, кремний.

Влияние молибдена, ванадия и кремния на стойкость аусте­нитных швов против межкристаллитной коррозии состоит не только в обеспечении ферритной фазы. Молибден и особенно ва­надий частично связывают углерод в карбиды, предотвращая тем самым выделение карбидов хрома из твердого раствора. Кроме того, молибден, ванадий и кремний, растворенные в аустените, усиливают диффузию хрома в твердом растворе, способствуя вы­равниванию содержания его по телу зерна, несмотря на выделе­ние карбидов хрома прн нагреве в критическом интервале тем­ператур.

Однако влияние ферритной фазы в шве на предотвращение межкристаллитной коррозии более действенно, чем усиление диффузии хрома в твердом растворе чистоаустенитных швов за счет легирования молибденом, ванадием или кремнием. Доста­точно отметить, например, что аустенитная сталь 0Х23Н28МЗДЗТ, несмотря на присутствие молибдена, может стать восприимчи­вой к межкристаллитной коррозии после провоцирующего нагре­ва при 700—750° С продолжительностью более 20—30 мин [53]. К тому же не во всех случаях нержавеющую сталь и сварной шов целесообразно легировать повышенным количеством молибдена, кремния и ванадия. Прежде всего необходимо иметь в виду, что легирование молибденом сварных швов на хромоникелевых ста­лях при сварке аппаратуры, предназначенной для эксплуатации в азотной кислоте, недопустимо из условий обеспечения требуе­мой общей коррозионной стойкости металла. То же самое в неко­торой мере относится и к двум другим элементам. Как будет показано ниже, ванадий и кремний при содержании их более

чем по 0,8% также ухудшают общую коррозионную стойкость металла шва в окислительных жидких средах повышенной агрес­сивности, например в концентрированных растворах азотной кислоты при повышенных температурах. В связи с этим целесо­образнее обеспечивать требуемое количество ферритной фазы в шве за счет связывания углерода титаном и ниобием, а также за счет некоторого повышения содержания хрома при данном содержании никеля или повышения количества хрома (до 20— 22%) и понижения никеля. Причем повышение содержания хро­ма и понижение никеля целесообразно в швах, работающих в окислительных средах при температурах, не превышающих 300° С. При этом количество ферритной фазы можно не ограни­чивать 7—8%, как это обычно принято из условий предупрежде­ния образования «-фазы и связанного с этим охрупчивания ме­талла, а допускать до 50—60%. Снятие ограничения количества ферритной фазы в шве облегчает выбор сварочной проволоки и электродов, а также, как указывалось выше, повышает стой­кость сварных швов против образования горячих трещин.

Что касается предотвращения межкристаллнтной коррозии о околошовной зоне сварных соединений аустенитных сталей, то, как отмечалось в гл. I, в практике для этого ограничивают со­держание углерода или связывают его в карбиды титана нлн ниобия за счет легирования стали этими элементами. При этом полностью предотвратить межкристаллитную коррозию после провоцирующего нагрева в опасном интервале температур не удается, однако увеличивается продолжительность нагрева для восприимчивости к коррозии. Реже, исходя из экономических соображений н в ряде случаев из-за трудности осуществления, применяется закалка изделий от температур, при которых про­исходит растворение карбидов хрома (аустенизация), или стаби­лизирующий отжиг при 850—875° С.

Ножевая коррозия сварных соединений аустенитных сталей. В отличие от коррозии в удаленном от шва участке ножевая кор­розия у линии сплавления со швом происходит у сталей, стаби­лизированных титаном, а иногда и ниобием [146]. Автор в своих опытах [88] ножевую коррозию в сварных соединениях стали 0Х17Г9Н5АБ (ЭП55) не обнаружил. Как отмечалось, коррозии подвержен преимущественно металл у линии сплавления с пер­вым швом (рис. 104). Последующий отпуск сварного соединения при 650° С способствует развитию ножевой коррозии и со стороны второго шва (рис. 104,6). Коррозия по своему характеру являет­ся межкристаллнтной (рис. 105).

Ножевую коррозию многие исследователи объясняют следую­щим образом. При высокотемпературном нагреве стали (свыше 1250—1300° С) карбиды титана диссоциируют, и углерод и титан растворяются в твердом растворе аустенита: первый по типу вне­дрения, второй — по типу замещения, распределяясь при этом более-менее равномерно по всему зерну. При последующем на­греве в интервале 600—700° С происходит выделение углерода из

Рис, 104. Ножевая коррозия сварного соедине­ния стали Х18Н10Т в кипящей 50%-ной азот­ной кислоте после 200 ч испытания:

Рис. 105. Межкристаллит­ная ножевая коррозия у ли­нии сплавления со швом сварного соединения стали X18HI0T в кипящей 65%- ной азотной кислоте.

твердого раствора, причем преимущественно в виде карбидов хрома, так как вследствие замедленной диффузии титана в аусте­ните (по сравнению с углеродом) количество его в пограничных слоях зерен оказывается недостаточным для связывания всего количества выделяющегося углерода. Вследствие выделения кар­бидов хрома пограничные слои зерен обедняются последним, и сталь оказывается восприимчивой к межкристаллитной кор­розии.

По-видимому, на усиление коррозии пограничных слоев зерен оказывают также влияние напряжения, возникающие в решетке твердого раствора прн выделении избыточной фазы. Отмеченное выше отсутствие ножевой коррозии сварных соединений стали 0Х17Г9Н5АБ, несмотря на ее несколько большую восприимчи­вость к межкристаллитной коррозии, чем стали Х18Н10Т (ввиду расходования части ниобия на образование нитридов), можно объяснить тем. что ниобий, в отличие от титана при высокотем­пературном нагреве труднее растворяется в аустените, а раство­ряясь в твердом растворе, сосредоточивается преимущественно в пограничных слоях зерен, ниобия здесь оказывается достаточно для связывания всего углерода, диффундирующего к границам зерен при отпуске, и карбиды хрома не выделяются. Выделение карбидов ниобия из твердого раствора происходит значительно быстрее, чем карбидов титана. Вследствие этого напряжения, возникающие в решетке, в первом случае во много раз меньше, чем во втором. Коррозия металла у линии сплавления со вторым (последним) швом, хотя и значительно слабее, чем со стороны первого шва, обусловлена тем же выделением карбидов хрома и титана и связанным с этим обеднением хромом пограничных слоев зерен и образованием напряжений в них. Однако благо­даря меньшему выделению карбидов при быстром охлаждении металла от высоких температур, эффект обеднения хромом, а следовательно, и коррозия металла меньше, чем прн последу­ющем отпуске.

Чем больше титана прн данном содержании углерода в стали сверх установленного предела для предотвращения обычной межкристаллнтной коррозии, тем меньше вероятность ножевой коррозии сварного соединения. Как будет показано ниже, ноже­вая коррозия в сварных соединениях предотвращается, если со­держание углерода в свариваемой стали не превышает 0,02— 0,03%.

Таким образом, наиболее действенным способом предотвра­щения охрупчивания и восприимчивости к избирательной корро­зии аустенитных сталей при воздействии сварочного термическо­го цикла является снижение содержания углерода до уровня, близкого к пределу стабильной растворимости его в твердом растворе аустенита при комнатной температуре. В связи с этим в последние годы стараются освоить производство и расширить применение для аппаратов различных химических производств аустенитных сталей с весьма низким содержанием углерода (до 0,03%).

В зарубежном химическом машиностроении такие стали уже сейчас находят все возрастающее применение.

Однако, как будет показано ниже, хромоникелевые аустенит - ные стали с весьма низким содержанием углерода также не ли­шены недостатков, касающихся чувствительности к сварочному термическому циклу.

Коррозионная стойкость металла околошовной зоны сварных соединений аустенитных сталей е низким углеродом, Опыты по­казали [105], что в околошовной зоне сварного соединения стали 000Х18Н11 (с 0,02% С) при испытании в кипящей 50— 65%-ной азотной кислоте имеет место более интенсивная корро­зия (рис. 106,а), чем коррозия той же стали (основного металла), не претерпевшей термического воздействия при сварке. Загиб образцов после коррозионных испытаний (угол загиба по около­шовной зоне составил 180°) показал, что по своему характеру коррозия этого металла не является межкристаллитной. При

Рис. 106. Внешний вид поверхности образцов сварных соединений сталей 000Х18Н11 (а) п 00Х18АН10 (6) после коррозионных испытаний в кипящей 65%-ной азотной кислоте.

металлографическом анализе заметных изменений структуры этого металла при обычных увеличениях обнаружено не было. Оставалось предположить, что более интенсивная коррозия ме­талла в околошовной зоне обусловлена упругими напряжениями в решетке металла и деформированием его в процессе сварки — наклепом вследствие низкой сопротивляемости исследуемой ста­ли возникающим сварочным напряжением. Пластическая дефор­мация металла в околошовной зоне сварных соединений в данном случае вполне возможна, так как напряжения как продольные, так и поперечные в этой зоне сварных соединений хромоникеле­вой аустенитной стали превышают 26—28 кГ/мм2 [186]. Причем с повышением сварочного тока напряжения увеличиваются и при токе 120 а достигают вблизи шва 30 кГ/мм2.

Кривые напряжений при этом вблизи шва имеют срезанный вид, что свидетельствует о их релаксации вследствие пластиче­ской деформации металла в этом месте. Действительно, как по­казали измерения, под воздействием сварочных напряжений микротвердость металла в околошовной зоне в данном случае возрастает в среднем с 175 до 225 кГ/мм2. В условиях воздей­ствия сред повышенной агрессивности напряженный и наклепан­

ный металл околошовной зоны в макропаре с металлом, распо­ложенным вдалн от шва, является анодом и растворяется более интенсивно. Можно было предположить, что упрочнение твердого раствора (аустенита) должно повысить сопротивляемость метал­ла деформации при воздействии сварочных напряжений и тем

Таблица 41 Химический состав опытных сталей с весьма низким содержанием углерода Солеї жапие э чементо , И ТГ' Мп SI Сг N1 N О00Х18Н11...................... 00Х18АНЮ...................... 8 11 0,020 0,035 0,80 0,75 0,16 0,44 17,5 18,0 11,0 9,0 0,028 0,265

самым предотвратить наклеп н сосредоточенную коррозию ме­талла в околошовной зоне сварных соединений. Элементами - упрочнителями твердого раствора аустенита в данном случае мо­гут быть хром, марганец и азот. Последний является наиболее энергичным упрочнителем аустенита, не оказывая прямого дей­ствия на коррозионную стойкость. В связи с этим была выплав­лена и исследована низкоуглеродистая хромоникелевая сталь,

Таблица 42 Механические свойства опытных сталей с весьма низким содержанием углерода Марка стали Толщина, кГ1мм‘ Klin# 5, X */'. м/см' ОООХ18Н11 . . . 8 25,2 54,5 68,4 78,6 32,1 00Х18АНЮ. . . И 40,8 71,3 54,3 75,0 35,2

дополнительно легированная азотом. Прокатку и термообработку опытной стали производили аналогично сталям типа 18-10. Хи­мический состав хромоникелевых сталей с весьма низким содер­жанием углерода без азота и с азотом приведен в табл. 41, а ме­ханические свойства — в табл. 42. Для испытания коррозионной стойкости сварных соединений сваривали стыки толщиной 11 мм автоматической сваркой под флюсом АН-18 проволокой Св-02Хі9Н9. Внешний вид образцов сварных соединений этой
стали после коррозионных испытаний показан на рнс. 106, а гра­фики твердости различных участков сварных соединений хромо­никелевых ниэкоуглеродистых сталей без азота и с азотом — на рис. 107.

Из приведенных данных видно, что введение азота в низко­углеродистую аустенитную сталь повышает характеристики проч­ности н мало отразилось на ее пластичности. Вследствие повышения предела текучести пред­отвращается наклеп металла около­шовной зоны (твердость основного металла вдали от шва и у шва оди­накова), благодаря чему коррозия сварного соединения, не считая шва. даже в наиболее агрессивной среде равномерная.

Рис. 107. Микротвердость различных участков сварно­го соединения сталей:

J — 00ХІ8АНІ0; 2 — 000ХІВНІ1.

Таким образом, исходя из усло­вий равномерности коррозии свар­ного соединения, а также для повы­шения характеристик прочности с целью экономии металла за счет уменьшения сечении нагруженных элементов аппаратуры, целесообраз­но использовать сталь с весьма низ­ким содержанием углерода, легиро­ванную азотом в количестве 0,15— 0,25%. Вместо стали ОООХ18Н11 для изготовления ряда аппаратов химической промышленности целесообразно применять сталь ОООХ18АНЮ. Исходя из тех же соображений, следует легировать азотом хромоникелевые низкоуглеродистые стали с более высо­ким содержанием хрома и никеля, а также ниэкоуглеродистые (до 0,03% С) хромоникельмолибденовые коррозионностойкие стали.

Введение азота в хромоникелевые стали не повышает их общую коррозионную стойкость, а лишь предотвращает сосредо­точенную коррозию сварных соединений в околошовной зоне.

Для повышения коррозионной стойкости таких сталей в окис­лительных средах необходимо увеличить содержание хрома в них.

Сварка сталей Х18Н9Т и 0Х18Н10Т. Несмотря на то, что хромоникелевые стали типа 18-10 (18-8) применяются для изготовления химической аппаратуры уже давно, в технологии их сварки имеют место частые нарушения, вследствие чего сварные швы в ряде случаев корродируют с большей скоростью против установленной, и изделия преждевременно выходят из строя и требуют частых ремонтов.

Анализируя нормативные материалы и различные технические условия на изготовление химической аппаратуры, а также со­стояние технологии сварки на некоторых заводах химического машиностроения, можно заключить, что интенсивная коррозия сварных швов и сокращение службы химической аппаратуры между ремонтами обусловлены в ряде случаев неправильным выбором присадочных материалов (проволок, электродов) как при сварке новых аппаратов, так и при их ремонте. При выборе сварочных проволок и электродов проектные организации и за­воды-изготовители аппаратуры руководствуются стремлением обеспечить прежде всего стойкость швов против межкристаллит - ной коррозии, определяемой по стандартной методике в лабора­торных условиях, путем высокого легирования швов на упомяну­тых сталях ванадием (2—3%) и кремнием (1,5—2,0%) без учета влияния этих элементов на общую коррозионную стойкость. Б. И. Медовар и Н. А. Лангер отмечают отрицательное влияние высокого содержания ванадия в хромоникелевом шве на общую коррозионную стойкость его в азотной кислоте. С другой сторо­ны для автоматической сварки стали Х18Н9Т рекомендована проволока Св-05Х19Н9ФЗС2 [148]. Стандартами предусмотрены проволоки Св-08Х19Н9Ф2С2 и Св-05Х19Н9ФЗС2 и электроды из этих проволок, например, типа ЭА-1Ф2 марок ГЛ-2, ЦЛ-2Б2, ЭА-606/11 для сварки сталей 18-10. Иногда для сварки сталей Х18Н10Т и 0Х18Н10Т заводы применяют электроды, легирован­ные молибденом,— ЭА-400/10У и НЖ-13. Между тем известно, что молибден оказывает отрицательное влияние на общую кор­розионную стойкость металла шва в окислительных средах типа азотной кислоты, особенно после повторного нагрева в критиче­ском интервале температур (рис. 108). Автором [92, 88] установ­лено отрицательное действие ванадия и кремния при содержании их более чем по 0,8% на общую коррозионную стойкость хромо­никелевых и хромоникельмарганцевых швов в концентрирован­ной азотной кислоте.

Приведем некоторые результаты опытов, проведенных авто­ром* по выбору проволоки для автоматической сварки под флюсом и в углекислом газе стали Х18Н10Т, Отрицательное влияние молибдена в данном случае отчетливо видно из рис. 108.

Рис. 108. Коррозия металла шва типа 0Х18Н10МТ (с 0,84% Мо) на стали Х18Н10Т в кипящеЛ 65%-ной азотной кислоте.

Химический состав швов, выполненных различными проволо­ками, приведены в табл. 43, механические свойства сварных швов и соединений — в табл. 44 и их коррозионная стойкость — в табл. 45.

Таблица 43 Химический состав швов, выполненных на стали XI8HI0T автоматической сваркой под флюсом АН-26 и в углекислом газе Хи состав швв. Мп SI Сг N1 V Nb Ті А1 Св-08Х19Н9Ф2С2, 0,07 1,25 1,2 18,8 8,5 0,95 0 19 Св-07Х18Н9ТЮ, 0,07 1,30 1,30 18 1 8 2 0 91 0,27 СВ-08Х19Н10Б, 0,07 1,51 0,59 18,8 8 6 0.66 0 19 0Х19Н9ФБС (ЭИ649), флюс. . 0,06 0,93 1,05 18,6 9,1 0,47 0,43 0 96 0Х21Н7БТ (ЭП500), 0,07 1,2 0,79 20,0 7,4 0,41 0 ?0 0Х20Н9С2БТЮ (ЭП156), углекис - 0,08 1,2 1,0 19,0 9,4 0,63 0 96 0 95 Св-08Х20Н9Г7Т, углекислый газ 0.09 4,10 0,72 19,0 9,1 - - 0,29 -

* В опытах принимала участие инж. О. П. Бондарчук.

Механические свойства сварных швов и соединений стали Х18Н10Т, выполненных автоматической сваркой под флюсом АН-26 и в углекислом газе Мекай ческие в чета ла шва свойства сварных Марке проволоки фашитнаа среда Количество 1 1 * * 5 н Св-08Х19Н9Ф2С2, 5—6 29,5 58,2 48,7 63,2 15.4 60,5 180 Св-07Х18Н9ТЮ, 2-3 26,9 56,3 53,6 55,4 13,2 56,4 180 Св-08Х19НІ0В, флюс..... 25,7 53,9 48 5 64 6 12,8 Не опре­деляли 180 7—7,5 31,8 60,4 44 1 45 0 10,2 0Х21Н7ТЮ, Флюс 12—14 27,9 61,6 46,9 47,1 15,5 150 0Х20Н9С2БТКД уг­лекислый газ. . 4—5 41,2 68,7 38,9 47,4 8,6 66,7 160 Св-ОШОН9Г7Т, углекислый газ ~ 39,2 62,1 47,1 57,8 11,3 180

Таблица 45

Коррозионная стойкость сварных соединений стали X18H1QT,

выполвеиных автоматической сваркой под флюсом АН-26 и в углекислом газе

	кислот1	раалич	ой концентрации,	ИпРТте	нпервтурат
	50 65
	боч:	70°С	кипения	50ГС	7СС	ишекия
Св-08Х19Н9Ф2С2. флюс. . Св-07Х18Н9ТЮ, флюс. . . СВ-08Х19Н10Б, флюс.... 0Х19Н9ФБС, флюс 0Х21Н7БТ, флюс 0Х20Н9С2БТЮ, углекислый газ Св-08Х20Н9Г7Т, углекислый газ	0,004 0,004 0,004 0,003 0,004 0,003	0,011 0,010 0,014 0,013 0,010 0,010 0,015	0,45 0,79 0,24 0,24 0,21 0,41	0,017 0,007 0,006 0,005 0,004 0,007	0,035 0,020 0,016 0,020 0,017 0,026 0,025	6.7 7.7 4.8 5.9 4,8

Примечание. Межкрнсталлитная коррозия швов в состоянии после сварки и провоцирующего нагрева при 650° С в течение 2,5 ч отсутствовала за исключением шва, выполненного проволокой Св-08Х20Н9Г7Т в углекислом газе, после указанного нагрева.

На рис. 109 представлены фотографии образцов сварных соединений после коррозион­ных испытаний в 65%-ной ки­пящей азотной кислоте, в ко­торой наиболее отчетливо про­является различие в корро­зионной стойкости шва и ос­новного металла (вдали от шва, не претерпевшего воздей­ствия термического цикла свар­ки). Коррозия металла у линии сплавления со швом была рас­смотрена выше.

Рис. 109 Внешний вид поверхности образцов сварных соединений стали Х18Н10Т после коррозионных испыта­ний в кнпяшей 65%-ной азотной кис­лоте. Соединения сварены дуговой сваркой под флюсом АН-26 проволо­ками:

а - Св-08Х19Н9Ф2С2; в - Св-08Х!9НЮБі г 0Х2ІН7БТ.

Из приведенных данных видно, что механические свой­ства всех исследованных швов вполне удовлетворительные за исключением шва, сваренного в углекислом газе проволокой ОХ20Н9С2БТЮ (ЭП156), пла­стичность и вязкость которого значительно ниже, а предел те­кучести выше, чем у прочих швов и основного металла. По­следнее обусловлено прежде всего чрезмерно высоким со­держанием кремния, а также карбидообраэующцх и алюми­ния. Для получения требуемого количества карбидообраэую - щих элементов в шве (с учетом действия кремния и алюминия на уменьшение их выгорания) для стойкости металла шва против межкристаллитной кор­розии содержание кремния и алюминия в проволоке ЭП 156 можно уменьшить на 50—60% (см. приложение). Коррозион­ная стойкость сварных соедине­ний, выполненных всеми опро -

бованными проволоками, удовлетворительна в азотной кислоте концентрации до 65% при температуре до 70—80° С. При этом коррозия сварных соединений равномерная. При температуре кипения уже при концентрации азотной кислоты 50% некоторые швы имеют несколько более низкую коррозионную стойкость по сравнению с основным металлом. К таким относятся швы типа 0Х19Н9ФС2, выполненные проволокой Св-08Х19Н9Ф2С2, и 0Х18Н8СТЮ, выполненные проволокой Св-07Х18Н9ТЮ. Корро­зия этих швов усиливается при повышении концентрации кипя­щей азотной кислоты (рис. 109,а, б). Как показывают опыты, особенно интенсивно в данных условиях корродируют швы после повторного нагрева при 650° С. Аналогичное явление наблюдает­ся у швов с повышенным содержанием марганца, нестабилизиро - ванных карбидообразующими, например швов, выполненных ду­говой сваркой проволокой Св-08Х20Н9Г7Т. Все другие швы, сваренные проволоками Св-08Х19Н10Б, 0Х19Н9ФБС и 06Х21Н7БТ, по коррозионной стойкости даже в кипящей 65%-ной азотной кпслоте не уступают основному металлу (рис. 109, в, г, д), причем не только в состоянии после однопроходной сварки, но и после провоцирующего нагрева при температуре 650° С. Общие потери образцов этих сварных соединений в данных условиях могли бы быть меньшими, если бы не столь интенсивно корроди­ровал металл по линии сплавления. Интенсивно корродирует шов. легированный алюминием при содержании хрома менее 19% и сваренный под флюсом проволокой Св-07Х18Н9ТЮ. По­вышение в таком шве содержания хрома до 19—20% при сварке в углекислом газе проволокой Св-08Х20Н9С2БТЮ улучшает его коррозионную стойкость.

Таким образом, для автоматической сварки под флюсом АН-26, а также АНФ-14, АНФ-6, 48-ОФ-6 сталей Х18Н9Т, Х18Н10Т и 0Х18НЮТ целесообразно применять проволоки Св-08Х19Н10Б, 04Х22Н10ТБ (ЭП541), 0Х19Н9ФБС и 0Х21Н7БТ (см. приложение, табл. 2), В последней проволоке следует по­высить содержание никеля до 8—9%. Эти же проволоки можно применять при аргонодуговой сварке этих сталей. Для сварки в углекислом газе можно применять проволоки 0Х2ОН9С2БТЮ, 0Х19НФБС (ЭИ649) или 04Х22НЮТБ (ЭП541), Для повышения ударной вязкости металла шва в проволоке Св-08Х20Н9С2БТЮ следует уменьшить содержание кремния до 1,1 —1,5%. При сварке изделий, предназначенных для эксплуатации в слабых агрессивных средах, можно использовать также проволоку Св-08Х19Н9Г7Т.

Химический состав швов, выполненных на хромоникелевых сталях автоматической н ручной дуговой сваркой Марка стали Сварочные нато - Химический состав шаов. н Мп S1 Сг HI Nb N ООХ18НЮ Проволока Св-02Х19Н9, флюс АН-18 0,04 0,50 0,45 17,5 9,2 _ 0,')7 OOOX18HI1 То же 0,03 0,56 0,40 18,0 10,4 - Проволока 06Х25Н19Б, флюс АН-18 0,03 0,20 0,25 20,3 14,4 0,35 ОООХ18АНЮ Проволока ОООХ18АНЮ, флюс АН-18 0,04 0,72 0,30 17,3 17,0 10,3 _ 0,23 Электроды 113 проволоки 0СЮХ18АН1О* 0,03 0,60 0,20 10,0 _ 0,25 0Х23Н18 Проволока Са-07Х25Н13, флюс АН-18 0,09 1,53 0,47 23,5 13,3 - Проволока GB-13X25H18, флюс АН-18 0,08 1,67 0,50 25,0 17,6 -

* Марганец и хром в покрытие не вводили.

Для ручной сварки этих сталей предназначены электроды ЦЛ-11 и ЦТ-15 из проволоки Св-08Х19Н10Б с дополнительным легированием хромом через покрытие.

Сварка сталей 00Х16Н10, 000XI8H11 и 000Х18АН10 может выполняться автоматом под флюсом АН-18 на умеренных режи­мах (при минимально возможных погонных энергиях сварки) проволокой Св-02Х19Н9 или лучше 000Х19АН10. При исполь -

Механические свойства хромоннкелевых сталей и сварных швов Объысх нсслсд_ ffi ,! _| * » і Сталь 00Х18НЮ...... 20 -196 27,7 61,6 57,3 154,3 61,5 49,3 75.8 57.8 29,4 21,3 Шов, сваренный проволокой Св-02Х19Н9 под флюсом ДН-18 . . 20 —196 26,1 45,2 59,4 136,8 69,4 20,0 48,3 12,9 22,1 8,6 Сталь 000Х18Н11... 20 —196 25,2 43,8 54,5 142,5 68,4 42,0 78,6 66,0 32,1 16,5 Шов, сваренный проволокой Св-02Х19Н9 под флюсом ДН-18 . . 23 -196 21,5 55,9 49,4 154,3 62,1 29,7 66,0 49,8 21,4 Сталь ОООХ18АНЮ.......................... 20 —196 41,4 103,0 76,9 163,2 53,0 55,9 67,0 56,7 35.9 12.9 Шоа, сваренный проволокой 000Х18АН10 под флюсом АН-18 . . 20 34,0 57,3 51,1 61,1 17,7 Шов типа 000Х19АНЮ, сваренный электродами из проволоки 000Х18АНЮ. 20 39,9 58,2 32,4 47,8 14,5 Сталь 0Х23Н18........ 20 29,6 60,8 56,1 76,6 35,0 Шов, сваренный проволокой Св-07Х25Н13 под флюсом АН-18 20 27,2 52,7 38,2 46,6 14,1 Шов, сваренный проволокой Св-13Х25Н18 под флюсом ДН-18 20 26,2 51,1 35,4 47,4 13,3

эовании проволоки с азотом обеспечиваются более высокие характеристики прочности, стойкость против образования горя­чих трещин металла шва, а также коррозионная стойкость (табл.46,47,48).

Коррозионная стойкость соединений хромоникелевых сталей, сваренных автоматической сваркой под флюсом и ручными электродами Потери отной н мперату тО’С 70°С кипеиив ООХ18НЮ Проволока Св-02Х19Н9, флюс АН-18 0,0085 0,037 з. о ОООХ18Н11 Проволока Св-02Х19Н9, флюс АН-18 - 0,041 4,4 Проволока 06Х25Н19Б, флюс АН-18 - 0,035 1,9 ОООХ18АНЮ Проволока 000Х18АНЮ, флюс АН-18 - 0,028 2,8 Электроды из проволоки 000X18AHW 0,030 2.9

Аналогичную технологию (флюс АН-18, идентичные с основ­ным металлом проволоки) можно рекомендовать и для сварки сталей 0Х23Н18, 000Х19АН16 и им подобных.

Вместе с тем с целью обеспечения равнопрочности сварного соединения и максимальной стойкости сварных швов против образования горячих трещин для сварки хромоникелевых, в том числе и азотосодержащих чистоаустенитных, сталей наиболее целесообразно применять хромоникельмарганцеазотистую прово­локу, например 000Х21Н16АГ8, в сочетании с флюсами АН-26 или лучше АНФ-14 или АНФ-6.

Для ручной сварки нержавеющих хромоникелевых, в том числе азотосодержащих, сталей с весьма низким содержанием углерода при изготовлении химического оборудования можно применять электроды ЦЛ-11 или лучше электроды из проволоки идентичного с основным металлом состава с рутилофлюорито - кальциевым покрытием, состоящим из минимального количества

мрамора (8—15%), повышенного количества двуокиси титана (20—30%), плавикового шпата (35—65%) и гематита или без него, а в отдельных случаях и с небольшим количеством окиси хрома. При сварке такими электродами науглероживание ме­талла шва и повышение содержания кремния в нем не происхо­дит даже при использовании в качестве связывающего силиката натрия (см. гл. II). Прн отсутствии азотосодержащей проволоки можно использовать стандартную проволоку Св-02Х19Н9 с со­держанием углерода по нижнему пределу (не более 0,03%) с до­полнительным легированием металла шва азотом через покры­тие путем введения в него азотированных ннзкоуглеродистых хрома и марганца. При этом шов несколько дополнительно ле­гируется не только азотом, но также н хромом, что повышает его коррозионную стойкость, не ухудшая механических свойств, в том числе ударной вязкости. При этом, благодаря легированию азотом, сохраняется аустенитная структура металла. Дополни­тельное легирование хромом тем более целесообразно при введе­нии в покрытие гематита, магнетита или железной окалины для компенсации его выгорания из проволоки (см. гл. II). Легирова­ние же марганцем повышает стойкость металла шва против образования горячих трещин. Прн этом количество окислов желе­за в покрытии должно быть меньше, чем в покрытии без марганца.