Старением металла называют процесс изменения ме­ханических свойств металла со временем. Он проявляется в повышении твердости и хрупкости металла. Если про­цесс старения происходит при комнатной температуре, то он называется естественным старением, а если при нагреве до определенной температуры с после­дующим охлаждением — искусственным ста­рение м.

Основной причиной старения металла сварных соеди­нений является искажение кристаллической решетки металла в связи с выпадением из пересыщенного твердого раствора металла избыточных составляющих: кислорода, азота, водорода и других примесей.

Оценка склонности к старению производится как по ударной вязкости, так и по критической температуре хрупкости металла Тх. За величину критической темпера­туры хрупкости обычно принимают наименьшую темпе­ратуру, при которой ударная вязкость не снижается ме­нее 30 Дж/см2.

Коррозией называется процесс физико-химического разрушения металла под влиянием внешней среды.

Коррозионная стойкость сварных соединений в раз­личных средах и при разных температурах имеет исклю­чительно большое значение, так как сварные соединения часто работают в условиях, способных вызвать коррозию (растворы кислот, повышенная температура, влага, сов­местное действие нескольких факторов и др.).

По характеру процесса различают химическую и элек­трохимическую коррозию.

Химическая коррозия есть процесс окисления металла при непосредственном воздействии соприкасающейся с ней среды без появления электрического тока. Примером такой коррозии может служить окисление железа на воздухе при нагреве с образованием оксидов (окалины) на его поверхности или образование гидрооксидов железа в при­сутствии дистиллированной воды.

Электрохимическая коррозия характеризуется тем, что протекает в электролитах и сопровождается появлением электрического тока. В качестве электролитов могут слу­жить кислоты, щелочи и их растворы, растворы солей в воде и вода, содержащая растворенный воздух.

Стойкость против коррозии зависит от химического состава, структуры, состояния поверхности, напряжен­ного состояния металла, а также химического состава, концентрации, температуры и скорости перемещения агрессивной среды по поверхности металла.

Мерой коррозионной стойкости металла является ско­рость коррозии в данных условиях и среде, которая выра­жается глубиной коррозии в миллиметрах в год или в по­тере массы в граммах за 1 ч па 1 м2 площади поверхности металла (г/м2-ч).

При эксплуатации сварных судов для восстановления лакокрасочных покрытий на днищевой части корпуса их периодически помещают в сухие доки; при этом устано­влено, что наружная подводная часть корпусов имеет участки корродированного металла. Анализ причин кор­розии показал, что окалина, не удаленная с поверхности металла корпуса, обладая более высоким потенциалом, образует на этой части поверхности корпуса катод. В то же время участки корпуса, на которых она отсут­ствует, являются анодом и подвергаются коррозионному разрушению.

На поверхности сварных швов окалина отсутствует и при износе лакокрасочного покрытия металл швов, являясь анодом по отношению к окалине, подвергается

Ni, а автоматическую сварку под флюсом производить проволокой Св-08ГНА, содержащей 0,9—1,2 % Ni.

В связи со значительной стоимостью и дефицитностью никеля швы на стали ЮХСНДдля увеличения коррозион­ной стойкости можно легировать 0,6—0,7 % Сг, но сле­дует учитывать, что такое содержание хрома в металле шва на стали 10ХСНД снижает его ударную вязкость. При многопроходных швах такое содержание хрома целе­сообразно обеспечить только в верхнем слое шва, выпол­няя остальную часть шва электродами УОНИ-13/45А.

Уменьшение кремния и марганца в металле шва тоже может способствовать повышению его коррозионной стой­кости.

Наряду с рассмотренными видами коррозии при сварке сталей различают еще межкристаллитную (структурную) коррозию.

Межкристаллитной коррозией называется процесс фи­зико-химического разрушения металла по границам кри­сталлитов (зерен) под действием агрессивной среды, при котором агрессивная среда проникает в глубь металла по границам зерен, нарушая металлическую связь между зернами. Приложение даже незначительной нагрузки к такому металлу приводит к его разрушению по границам зерен. Межкристаллитной коррозии в наибольшей степени подвержены аустенитные коррозионно-стойкие стали, но это может иметь место и в высокохромистых сталях, а также швах ферритного, полуферритного и мартенсит­ного классов.

Аустенитные стали, например, сталь 12Х18Н9Т, при­обретают склонность к межкристаллитной коррозии после относительно длительного нагрева в интервале темпера­тур 450—850 °С. Эта склонность зависит от большого числа факторов и особенно от химического состава стали, продолжительности ее пребывания при критических тем­пературах.

Влияние углерода на коррозионную стойкость стали типа 18—9 начинает сказываться при его содержании более 0,02—0,03 %. Однако это критическое содержание может быть повышено при уменьшении времени выдержки при критических температурах или же более высокой ско­рости нагрева и охлаждения.

Из всех существующих теорий о причине межкристал­литной коррозии аустенитных сталей наиболее вероятной является теория о выделении карбидов хрома по грани­
цам зерна, сопровождающимся обеднением хромом участ­ков металла, прилегающих к границам зерна. Аустенит в высоколегированной аустенитной стали представляет собой твердый раствор хрома, никеля, марганца, углерода и других элементов в железе. Углерод обладает ограни­ченной растворимостью в аустените; при комнатной тем­пературе стабильное содержание углерода в твердом растворе аустенита не превышает 0,02—0,03 %. При более высоком содержании углерода в стали и быстром ее охлаждении (закалке) он фиксируется в аустените в виде

Рис. 65. Схема распределения хрома по зерну аустенитной стали, склонной к межкри­сталлитной коррозии: а — в стабилизированном состоя­нии (отсутствие коррозии); 6 — после нагрева в крити­ческом интервале температур и при воздействии агрессив­ной среды (наличие корро­зии):

1 — условная форма аустенитного зерна; 2 — карбиды хрома на границах
зерна; 3 — обедненные хромом пограничные участки, 4 — линии распределе-
ния хрома по аустенитному зерну

пересыщенного нестабильного твердого раствора. При этом сталь невосприимчива к межкристаллитной коррозии (рис. 65).

Однако последующий нагрев металла в интервале кри­тических температур приводит к выделению избыточного углерода из твердого раствора на границе зерен в виде карбидов хрома Сг4С.

В результате выделения богатых хромом карбидов содержание хрома в пограничных слоях аустенитных зерен падает ниже 12 % и оказывается недостаточным для сохранения коррозионной стойкости в условиях воздействия агрессивных сред. Разное содержание хрома в самом зерне и его пограничном слое при действии агрес­сивной среды (электролита) приводит к появлению гальва­нических микропар, где само зерно служит катодом, а обедненные хромом пограничные слои — анодом, кото­рый корродирует, вызывая на этих участках зерна про­цесс интенсивной межкристаллитной коррозии.

На рис. 66 приведена зависимость межкристаллитной коррозии стали от температуры и времени. Кривая иллю­стрирует зависимость между температурой нагрева свар­
ных соединений стали типа 18—9 и склонностью их к межкрнсталлптной коррозии. Как следует из этой зави­симости, по мере повышения температуры нагрева стали до 730 °С критическое время приобретения сталью склон­ности к межкристаллитной коррозии сокращается от нескольких часов до долей минуты. При достижении 800— 850 °С восприимчивость к межкриста ллитной коррозии вообще не наступает. Это объясняется различными ско-

ростями протекания двух взаимно противоположных процессов — выделения карбидов хрома и диффузии хрома из центральной части зерна аустенита к его периферии. По мере повышения температуры от 450 до 730 °С скорость выпадения углерода из пересыщенного раствора и обра­зование карбидов хрома протекают быстрей, чем скорость диффузии хрома. Вследствие этого сталь за более короткое время становится чувствительной к межкристаллитной коррозии. Дальнейшее повышение температуры от 730 до 850 °С приводит ко все большему ускорению диффузии хрома даже из центральных участков зерен аустенита, и местное обеднение хромом пограничных участков зерен протекает не так быстро, как при более низких темпера­турах. Кроме того, при этих температурах уже сказы­вается процесс коагуляции и растворения карбидов в ау­стените. По этой же причине более длительная выдержка
стали при данной температуре привадит к восстановле­нию временно утерянной стойкости против межкристал - литной коррозии (штриховая линия), а при температуре 850 °С и выше восприимчивость к межкристаллитной кор­розии вообще не наступает.

Увеличение содержания углерода в аустенитных ста­лях будет интенсифицировать процесс образования кар­бидов хрома, и склонность к межкристаллитной корро­зии будет возрастать. В меньшей степени на склонность к межкристаллитной коррозии влияют элементы-аусте - низаторы: никель и азот; при увеличении содержания этих элементов в аустенитных сталях для уменьшения склонности стали к коррозии следует уменьшить в ней содержание углерода.

Увеличение концентрации хрома в аустенитной стали уменьшает степень обеднения хромом пограничных участ­ков и увеличивает стойкость стали против коррозии. Введение в сталь молибдена увеличивает стойкость стали против коррозии, так как он тормозит процесс выделения карбидов хрома, а также потому, что является активным ферритизатором. А стали с аустенитно-ферритной струк­турой (3—5 % феррита) менее склонны к межкристаллитной коррозии, чем чисто аустенитные, так как при этом наблю­дается измельчение зерна и возрастание количества зерен в металле, что приводит к увеличению общей протяжен­ности поверхности зерен, и количество углерода, выделяю­щегося в виде карбидов, становится значительно меньше.

Феррит содержит больше хрома, чем аустенит, поэтому, несмотря на обеднение хромом при выделении карбидов, в феррите еще остается достаточно хрома, чтобы противо­стоять межкристаллитной коррозии. Ферритные зерна располагаются внутри аустенитных зерен, а небольшая часть их — по границам, что препятствует воздействию агрессивной среды на границы зерен аустенита.

Титан и ниобий входят в аустенитные стали для пода­вления вредного влияния углерода. Эти элементы, обла­дая большим сродством к углероду, чем хром, образуют карбиды (TiC, NbC), предотвращая образование и выде­ление карбидов хрома Сг4С. Необходимое содержание титана и ниобия в стали составляет:

Ті = (5—6) С; Nb = (8-г-10) С,

где С — содержание углерода в аустенитной стали.

Титан и ниобий являются активными ферритизато - рами, и эго также будет способствовать уменьшению склон­ности к межкристаллитной коррозии.

Для установления микроструктуры металла шва хро­моникелевой стали можно пользоваться структурными диаграммами.

В результате длительных исследований удалось уста­новить эффективность действия на структуру сварного

шва того или иного элемента по сравнению с действием основных легирующих примесей аустенитных сталей: основного ферритообразующего элемента хрома и основ­ного аустенитнообразующего элемента никеля. На основа­нии полученных данных, приняв действие основных эле­ментов за единицу, построили структурную диаграмму Шеффлера для сварных швов (рис. 67), где по ординате приведен эквивалент никеля, а по абсциссе — эквивалент хрома.

Эффективность влияния ряда других элементов, ука­занных в приводимых на рис. 67 эквивалентных значениях никеля и хрома, и эквивалентное их содержание может определяться по формулам:

Сгэкв = Cr + Mo + 1,5Si - f - 2 А1 - f- 2 Ті - j-

+ NM-W+ 0,5 V; (90)

Ni8KB = Ni + ЗО C + 30 N + 12 В + Co + 0,5 Mn (91) (содержание элементов дано в процентах).

Рассчитав эквивалентные концентрации хрома и ни­келя по структурной диаграмме, можно установить тип микроструктуры сварного шва и приближенно оценить количество ферритной составляющей в ней, что имеет большое значение для установления степени склонности металла к межкристаллитной коррозии и кристаллизацион­ным трещинам.

Пример. Определить микроструктуры наплавленного металла электродами марки КТИ-5-62, если химический состав шва следующий: 0,11 % С; 0,4 % Si; 3,2 % Мп; 19,2 % Сг; 11,5 о/0 Ni; 2,2 % Мо; 0,42 % V; 0,02 % S; 0,СЗ % Р.

Определяем эквивалентное значение Сг и Ni по формулам (90) и (91):

Сгэкв = 19,2 -|- 2,2 -}- 1,5-0,4 = 22;

NiaKB = 11,5 + 30-0,11 + 0,5-3,2 = 16,4.

По оси координат откладываем значения эквивчлента Niai(B, а по абсциссе — эквивалентное значение Сгйкв, точка пересечения перпен­дикуляров этих точек и будет характеризовать микроструктуру на­плавленного металла — в данном случае аустенит плюс 2 % феррита.