Для предотвращения появления структурной неоднородности в зоне сплавления неаустенитного металла с аустенитным последний должен иметь высокое содержание никеля. Эта неоднородность, как показано рядом исследований, совершенно отсутствует при любых выдержках в условиях сколь угодно высоких температур, если в качестве аустенитного металла используется чистый техни­ческий никель. Однако чистый никель нельзя применить для со­

единения разнородных сталей, так как его механические свойства не удовлетворяют тем требованиям, которые предъявляются к кон­струкциям, комбинируемым из этих материалов. Для подтвержде­ния сказанного в табл. 8 приведены механические свойства техни­ческого никеля и механические свойства, которыми должны обла­дать сварные соединения сталей 15Х5М с Х18Н9Т и 12ХМФ с Х18Н12Т, широко распространенные в настоящее время (первое в нефтеперерабатывающих установках, второе —в энергетическом оборудовании).

Непригодными для сварки разнородных сталей оказались и известные высоконикелевые сплавы, обладающие достаточной проч­ностью. Обусловлено это прежде всего тем, что высоко­никелевые сплавы склонны к образованию трещин в ме­талле шва. Лишь некоторые из них позволяют получить сварные швы без трещин. Это сплавы типа инконель, допол­нительно легированные нио­бием и титаном. Получение таких сплавов в металле шва обеспечивает использование электродов, применяющихся при сварке всех жаропроч­ных металлов типа 15—60 и 20—80. В швах из указан­ных сплавов содержится до 3—5% ниобия и 0,5—1,0% титана.

Что касается сварки разнородных сталей, то наличие в высоко­никелевом аустенитном металле, сплавляемом с неаустенитным, та­ких больших количеств ниобия и титана недопустимо, так как ти­тан и ниобий являются наиболее сильными карбидообразующими элементами (известно, что все карбидообразующие элементы по степени химического сродства к углероду располагаются в поряд­ке возрастания в следующий ряд: Fe, Mn, Cr, Mo, W, V, Zn, Nb, Ті). Поэтому в сварных соединениях разнородных сталей они будут в наибольшей степени способствовать образованию структур­ной неоднородности в зоне сплавления. В последнее время показано, что вообще нежелательно наличие титана и ниобия в сталях, пред­назначенных для конструкций, длительно эксплуатируемых в ус­ловиях высоких температур, так как в их присутствии повышается вероятность локального разрушения сварных соединений І48].

Согласно сложившемуся механизму образования структурной неоднородности из никелевых сплавов для сварки разнородных сталей наиболее приемлемыми должны быть сплавы, не содержа­щие карбидообразующих элементов. Однако проведенные автором совместно с В. В. Снисарем исследования показали, что ни за счет упрочнения твердого раствора (легирование медью, кобальтом,
а также кремнием и алюминием в пределах растворимости), ни за счет образования дисперсных частиц второй фазы (легирование кремнием и алюминием выше предела растворимости) получить сплавы с механическими свойствами, удовлетворяющими тем тре­бованиям, которые предъявляются к сварному соединению разно­родных сталей, пока невозможно. Подтверждается это данными по исследованию возможности повышения прочности железонике­левого наплавленного металла легированием его алюминием, кото­рый может образовывать интерметаллидную фазу типа №3А1, по­зволяющую повысить прочностные характеристики сплава [97J. Полученный при этом металл содержал 0,07% С, 0,19% Si и 0,26% Мп. Концентрации никеля и алюминия в нем приведены ниже:

Ni А1

45.9 —

45.9 0,4

46.9 0,84

45.9 2,2

43,8............................................................................ 2,5

На рис. 69 в виде графика приведена зависимость его механи­ческих свойств от содержания алюминия. Как видно из рисунка, при легировании железоникелевого сплава алюминием несколько

повышаются прочност­ные характеристики; Дальнейшее увеличение концентрации алюминия нежелательно, так как имеются сведения, что при содержании этого элемента в никелевом сплаве более 3—4% зна­чительно ухудшается де­формируемость в горя­чем состоянии.

Автор считает [97], что прочностные харак­теристики сплава на ни­келевой основе можно существенно повысить совместным легирова­нием его алюминием и титаном за счет образования интерме - таллидной фазы №3(ТіА1). Физическая сущность этого упрочнения состоит в том, что алюминий сильно снижает растворимость титана в никеле и тем самым способствует образованию интерметаллидной фазы NiTi (ц-фаза). Аналогичное действие оказывает и титан на растворимость алюминия в никеле, способствуя появлению интер­металлидной фазы №3А1 (у'-фаза). Растворимость ц - и у'- фаз зависит от температуры. С понижением температуры эти^фазы выделяются из раствора, вследствие чего сплав упрочняется.

Исследования автора и В. В. Снисаря показали, однако, что в железоникелевом металле шва совместным легированием алюми­нием и титаном нельзя получить нужных прочностных характерис­тик. Исследовали сплав с 2,5—3,1% алюминия (оптимальное, как показано выше, количество для железоникелевых сплавов), со­держащий 0,07% С, 0,19% Si и 0,26% Мп и дополнительно легиро­ванный титаном. В табл. 9 приведена концентрация никеля, алю­миния и титана в полученном при этом металле, а на рис. 70 — его механические свойства. По мере повышения содержания титана прочностные характеристики (сгт, огв) исследуемого сплава повы-

пластичность и вязкость (6, 1);, концентрации титана. а„). Кроме того, в наплавлен­ном металле с содержанием титана выше 1,0% появляются поры, количество которых увеличивается с повышением концентрации титана в сплаве.

Из изложенного следует, что высоконикелевый металл шва с требуемыми механическими свойствами нельзя получить без леги­рования его карбидообразующими элементами. Исходя из того, что такие элементы способствуют перемещению углерода и тем самым образованию в зоне сплавления с перлитным металлом структурной неоднородности, которая приводит к преждевременному разруше­нию сварного соединения, легировать металл шва следует элемен­тами, обладающими меньшим сродством к углероду. Поэтому за­служивают внимания марганцевоникелевые и хромоникелевые - сплавы.

Марганец содержится во всех никелевых сплавах. Повышение - концентрации этого элемента является, как уже указывалось ра­нее, одним из способов предотвращения появления горячих трещин - в аустенитном металле шва. Однако в сварном соединении разно­родных сталей повышенное содержание марганца в металле шва-

может привести к образованию в зоне сплавления с перлитной сталью структурной неоднородности. В связи с этим для сварки разнород­ных сталей более приемлемыми должны быть хромоникелевые сплавы.

Хром, как известно, является одним из основных элементов практически всех высоколегированных сталей и сплавов, в том числе и высоконикелевых, предназначенных для работы при высоких температурах. По эффективности карбидообразования хром зани­мает, как показано выше, всего лишь третье место в ряду всех карби­дообразующих элементов, расположенных по возрастающей сте­пени сродства к углероду. Кроме того, из рис. 52 следует, что обез-

Рис. 71. Микроструктуры зоны сплавления стали Х5Мс наплавленным металлом Х35Н40 пссле сварки (а) и после выдержки в течение 500 ч при 550" С(6), Х100.

углероживание низколегированной стали в зоне сплавления ее с высоколегированной наблюдается лишь при повышении содержа­ния хрома до 6%. Дальнейшее увеличение количества этого эле­мента оказывает относительно малое влияние на ширину обезугле- роженной зоны. Следовательно, желательное с целью упрочнения сплава повышение содержания хрома не должно ограничиваться исходя из возможности развития структурной неоднородности в зоне сплавления с низколегированным металлом.

Дополнительным обоснованием возможности использования для сварки разнородных сталей хромоникелевого сплава с высоким со­держанием никеля являются результаты выполненных автором совместно с В. В. Снисарем специальных экспериментов. Сущность их состоит в том, что на сталь марки Х5М опытной проволокой Х35Н40 была выполнена наплавка по схеме, приведенной нарис. 18 Затем соединения нагревали до 550° С и выдерживали при этой температуре в течение 500 ч. Из обработанных таким образом на­плавок изготовляли микрошлифы и исследовали структуру зоны сплавления. На рис. 71 представлены микроструктуры зоны сплав­ления этой наплавки до нагрева и после него. Как видно из рисун­ка, в случае высокого содержания никеля в металле шва даже при 35 % Сг после длительной выдержки при высокой температуре не
происходит существенных структурных изменений как в зоне сплавления с перлитной сталью, так и в самом шве.

Использование хрома в качестве элемента, легирующего высо­коникелевый сплав, позволяет получить требуемые механические

свойства. Сказанное подтверждается данными исследования влия­ния этого элемента на свойства высоконикелевого сплава (рис. 72), проведенного автором совместно с В. В. Снисарем. В табл. 10 при­веден химический состав исследованных двух серий сплавов? которые отличаются друг от друга содержанием никеля: примерно 40% — в одной и 60% — в другой.

Содержание остальных состав­ляющих исследованных сплавов (углерода, кремния, марганца, се­ры и др.) выбирали с учетом имею­щихся сведений о их влиянии на свойства жаропрочных и, в част­ности, высоконикелевых сплавов.

Из результатов исследования сле­дует, что для получения никель - хромовых сплавов с оптимальны­ми свойствами необходимо огра­ничить содержание серы, фосфо­ра, углерода и кремния, а также свести до минимума содержание свинца, сурьмы и других легко­плавких примесей. В таких сплавах концентрация углерода не должна превышать 0,1 %, кремния — 0,6%, серы — 0,015% и фос­фора — 0,03%. Что касается марганца, то его содержание до 5% не оказывает существенного влияния на прочностные и пластические характеристики никельхромовых сплавов.

Следует отметить, однако, что требуемые свойства высоконике­левого сплава, легированного только хромом, можно получить лишь
при высоком содержании этого элемента (более 20%). Для железо­никелевых сплавов такое содержание хрома принято считать не­желательным из-за возможности их сигматизации. Что касается высоконикелевых сплавов, то высокое содержание хрома для них вполне возможно [74]. Сказанное подтверждается также рис.73, на котором приведена микротвердость на участке в зоне сплавле­ния стали Х5М со сплавом Х35Н40 в состоянии после сварки и

после выдержки в течение 500 ч при 550° С.

Известно, что высоко­никелевые сплавы весьма склонны к образованию трещин в сварном шве. По­этому окончательной оцен­кой пригодности сплавов, удовлетворяющих требова­ниям к механическим свой­ствам, должна быть стой­кость наплавляемого ме­талла против образования горячих трещин. Автором совместно с В. В. Снисарем проволоками, изготовлен­ными из выбранных спла­вов (табл. 11) сваривались жесткие образцы (рис. 74). Сварка производилась под флюсом АН-15М. Как из­вестно, металл шва (в том числе и аустенитный), выполненный под этим флюсом, стоек против образования горячих трещин. Применялся режим сварки, который можно считать наиболее приемлемым для легированных сталей: /д = 450...470 А, £/д = 28...30 В и Ксв = 18,5 н/ч.

Наличие трещин определялось на поверхности шва и по выре­занным из него макрошлифам. Полученные результаты показали, что во всех случаях в металле шва образуются трещины. Правда,

II. Содержание примесей и легирующих элементов, %, в проволоках, использованных при сварке жестких образцов Прово­ лока с Si Мп Сг ІМІ S Р ІА 0,07 0,18 0,79 22,1 43,3 0,005 0,009 ІБ 0,07 0,21 0,80 35,1 41,4 о, ю 0,009 № 0,09 Следы 0,54 47,0 39,3 0,003 0,011 ПА 0,02 0,44 0,81 20,6 59,7 0,008 0,011 ПБ 0,03 0,45 0,64 24,7 59,7 0,007 0,009 ПВ 0,05 0,47 0,85 29,5 58,9 0,11 0,010

вероятность их образования уменьшается с повышением содержа­ния хрома в металле шва. В швах с высоким содержанием этого элемента (35 и 47%) трещины обнаруживаются только в макро­шлифах.

По сложившемуся в последнее время представлению горячие трещины в однофазных сплавах, кристаллизующихся в узком ин­тервале температур, образуются преимущественно по новым поли - гонизационным границам, которые возникают в уже закристаллизо­вавшемся металле при температуре, несколько ниже линии соли- дуса, в результате движения и группировки дислокаций и вакансий. Предотвратить образование трещин в металле шва из таких спла­вов можно, дополнительно легируя его элементами, которые умень­шают подвижность дислокаций и тем самым задерживают процесс поли тонизации границ. Подвиж­ность дислокаций определяется, как известно, скоростью перемеще­ния атомов и вакансий в кристал­лической решетке. Поэтому она в значительной степени зависит от прочности межатомной связи спла­ва. Последняя характеризуется ве­личиной энергии активации диф­фузии.

Одним из элементов, увеличи­вающих энергию активации диф­фузии в высоконикелевых сплавах, является молибден [77]. В свя­зи с этим при легировании молибденом предотвращается образова­ние горячих трещин в металле сварного шва из высоконикелевого сплава. По эффективности предотвращения образования горячих трещин в чистых металлах и однофазных сплавах молибден усту­пает лишь танталу [77], использование которого при сварке огра­ничено в связи с его высокой стоимостью.

Молибден как элемент для дополнительного легирования высо­коникелевого сплава заслуживает внимания еще и потому, что он повышает прочностные характеристики такого сплава, и прежде всего жаропрочность, что объясняется увеличением устойчивости дисперсных частиц у'-фазы и температуры рекристаллизации твер­дого раствора [97|. Наконец, при легировании молибденом повы­шается стойкость высоколегированного металла против локальных разрушений в сварных соединениях, подвергаемых нагреву до вы­соких температур [48].

Следовательно, легирование высоконикелевого металла шва мо­либденом является вполне приемлемым для сварных соединений разнородных сталей. Единственным недостатком его является то, что он в ряду карбидообразующих элементов расположен на чет­вертом месте, в связи с чем может оказывать существенное влияние на перемещение углерода в зоне сплавления разнородных сталей
и тем самым вызывать образование в ней недопустимой структурной неоднородности. По этой причине, а также вследствие того, что молибден является дефицитным материалом, его содержание в ме­талле шва сварных соединений разнородных сталей желательно ограничивать.

Ограничивать содержание молибдена можно, дополнительно легируя сплав хромом. Вероятность образования трещин в высо­коникелевом металле шва уменьшается с повышением содержания в нем хрома. Известно, однако, что по мере повышения концентрации хрома ухудшается деформируемость высоконикелевого сплава в горячем состоянии, причем ухудшение это может быть настолько значительным, что существенно затруднит изготовление из него

12. Оптимальное содержание, %, легирующих элементов в высоконикелевом сплаве для сварки разнородных сталей

Оптимальное содержа­ние легирующих эле­ментов в сварочной проволоке, %

Температура, при которой эк­сплуатируется сварное соедине­ние, °С 350—450 25 25 3 450—550 25 40 7 Выше 550 25 60 10

сварочной проволоки. Это дает основание считать, что в сплаве, предназначенном для сварочной проволоки, содержание хрома не должно превышать предела его растворимости. (

Оптимальное содержание хрома в высоконикелевом сплаве, предназначенном для сварки разнородных сталей, равно примерно 25%, так как предельная растворимость хрома в чистом никеле при комнатной температуре составляет 30%, а в сплавах никеля с другими металлами она несколько ниже 197].

Концентрация молибдена в высоконикелевом металле шва, как показали наши исследования, выполненные автором совместно с В. В. Снисарем по сварке жестких стыков, зависит от содержания никеля. Чем больше в сплаве никеля, тем больше в него необхо­димо ввести молибдена (рис. 75).

Содержание никеля в проволоке для сварки разнородных ста­лей зависит, как указывалось, от температуры, при которой должно эксплуатироваться сварное соединение. Оно должно составлять 12, 25, 40 и 60%. Сварка жестких стыков показывает, что при таких содержаниях никеля для надежного предупреждения горя­чих трещин в металле шва сварочная проволока должна иметь молибдена соответственно не менее 1, 3, 7 и 10%.

Таким образом, изложенное позволяет заключить, что оптималь­ный состав высоконикелевого сплава для сварки разнородных сталей, исключающий образование трещин в металле шва и обес­печивающий механические свойства, удовлетворяющие предъяв­ляемым требованиям, должен соответствовать данным, приведен­ным в табл. 12.