Состав и структура наплавок исследовались на соединениях, полученных наплавкой различными способами и различными аустенитными и аустенитно-ферритными материалами на армко - железо и стали 09Г2, Ст.4С, типа CXJI и др.

При наплавке аустенитных сталей на перлитные в месте соеди­нения наблюдается структурная неоднородность. Величина и ха­рактер зоны структурной неоднородности при различных способах наплавки различные. Общим при всех способах наплавки является:

1) наличие обезуглероженной зоны, состоящей из чистого фер­рита в основном металле, примыкающем к границе сплавления;

2) наличие йаугЛероженной зоны 6 ауСФейИт-йОМ металлб наплавки, примыкающем к границе сплавления.

В наплавленном хромоникелевом металле наблюдается первич­ная и вторичная кристаллизация.

Первичная структура металла наплавки, возникающая при затвердевании жидкой металлической ванны, зависит от хими­ческого состава наплавленного металла и условий затвердевания. Она может быть однофазной (аустенитной) или двухфазной. Металл, наплавленный хромоникелевыми нержавеющими приса­дочными материалами, может иметь двухфазную первичную структуру следующих типов: аустенитно-ферритную (смесь кри­сталлов аустенита и первичного феррита б); аустенитно-карбид - ную (аустенит и первичные карбиды); аустенитно-эвтектическую. Появления в структуре наплавленного металла эвтектической составляющей может быть вызвано присутствием элементов, которые с основными составляющими металла наплавки (железом, хромом и никелем) могут образовывать эвтектику. Такими эле­ментами могут быть сера, фосфор, кремний, ниобий и др.

Металл наплавки может иметь и трехфазную первичную струк­туру: аустенит, первичный феррит и эвтектика.

В металле, наплавленном аустенитными материалами, как правило, вторичная кристаллизация не происходит из-за высокой стабильности аустенита, а в процессе дальнейшего охлаждения после затвердевания фиксируется структура первичной кристал­лизации. Вторичная кристаллизация может изменить структуру наплавленного металла, в отличие от первичной, только появле­нием избыточнрй фазы.

При недостаточном содержании никеля и хрома металл на­плавки может иметь вторичную аустенитно-мартенситную струк­туру. Иногда во вторичной структуре могут появляться хрупкие интерметаллидные соединения в виде офазы [58].

При плазменной наплавке проволоками марок Св-0Х18Н9, Св-02Х19Н9, Св-06Х19Н10Т и другими этого типа на стали пер­литного класса структура металла наплавки аустенитная с участ­ками феррита.

Из тройной диаграммы состояния для сплавов Fe—Сг—Ni видно, что в зависимости^от содержания хрома и никеля сталь может иметь аустенитную или аустенитно-ферритную структуру. Согласно диаграмме, сталь с содержанием 18% Сг, 8% Ni, 74% Fe и до 0,1% С должна иметь аустенитную структуру. Практически аустенитные стали имеют различные примеси, которые сильно влияют на их структуру. Как показал Ю. А. Нехендзи [64], стали типа 18-8 с содержанием 0,07% С в массивных отливках имеют не аустенитное строение, а аустенитно-ферритное. А чистая сталь 18-8, выплавленная в вакууме и содержащая благодаря этому менее 0,001% азота, даже после закалки с температуры 1150° С оказывается не чисто аустенитной.

Как видно из псевдобинарной диаграммы (рис. 58), при мед­ленном затвердевании и охлаждении (по линии I—/') в точке 1 по достижении температуры ликвидуса из расплава начинают выпа­дать кристаллы первичного хромоникелевого феррита, имеющие объемноцентрированную решетку б-железа. При дальнейшем охлаждении в точке 2 наряду с кристаллами б-железа начинают выпадать кристаллы хромоникелевого аустенита с гранецентри-

18%Сг 8XNL 1‘ U%Fe Содержание углерода

Рис. 58. Псевдобинарная диа - Рис. 59. Структура наплавленного ме- грамма системы железо—хром— талла при однослойной наплавке плаз- никель—углерод для сплавов, менной струей с токоведущей приса- содержащих до 0,4% углерода дочной проволокой Св-06Х19Н10Т на сталь 09Г2; Х500

рованной решеткой у-железа. С понижением температуры до точки 3 на линии солидуса весь

расплав затвердевает, происходит превращение б в у, а сталь приобретает аустенитную структуру.

Линия EG соответствует пределу растворимости карбида в ау - стените. Ниже линии GK сталь 18-8 при медленном охлаждении имеет структуру аустенита с вторичными карбидами и вторичным ферритом по границам зерен.

В наклепанной стали выпадание карбидов и вторичного фер­рита может происходить и внутри зерен по линиям сдвига [58].

При однослойной наплавке на пластину из стали 09Г2 толщи­ной 12 мм плазменной струей с токоведущей присадочной прово­локой на режиме, соответствующем табл. 19, структура металла наплавки аустенитная с участками феррита (г-6%) — рис. 59. Содержание второй фазы в аустенитном металле наплавки опре­делялось также с помощью магнитного ферритометра и составило около 4,2% (в среднем) [И]..

Эти данные хорошо согласуются с расчетом, проведенным для данного случая наплавки по методике Р. Томаса [86]

F = (Ni)max - (Ni), (83)

где F — содержание ферритной фазы в аустенитном металле на­плавки в %;

(Ni) — содержание никеля в металле наплавки в %;

(№)■„ = ~ 16)8 + f + 30 (0,1 -0+ 12, (84)

где Сг, Мо, Мп и С — процентное содержание в наплавленном металле соответственно хрома, молибдена, марганца и углерода.

В первом слое металла наплавки, полученного наплавкой плаз­менной, струей с токоведущей присадочной проволокой марки Св-06Х19Н10Т на сталь 09Г2 толщиной 12 мм, на режиме, соот­ветствующем табл. 19, содержится: Сг = 18,69%; Мп = 1,30%; С = 0,05% и Ni — 9,5%.

Из (84) определяем (Ni)max

(Ni)max = (18"69~-'6)2 + ^ + 30 (0,1 - 0,05) + 12 = 13,50%.

Далее из (83) определяем содержание ферритной фазы в первом слое металла наплавки, для данного случая:

F = 13,50 — 9,50 = 4,0%.

Определение фазового состава наплавленного металла произво­дилось и с помощью диаграммы Шефлера. Результаты хорошо согласуются с предыдущими определениями.

Аустенитно-ферритная кристаллизация металла благодаря сов­местному росту б - и Y-фаз и перераспределению элементов в на­плавленном металле с возможным образованием флуктуаций кон­центраций, которые обеспечивают образование значительного объема ферритной фазы, сильно влияет на структуру наплавлен­ного металла. Даже при малом содержании феррита (1—2%) соз­даются условия, препятствующие развитию полигонизационных границ, которые имеют место при кристаллизации однофазного аустенитного металла. Первичная кристаллизация двухфазного аустенитного металла способствует уменьшению образования лег­коплавких эвтектик по границам зерен, благодаря предпочтитель­ному растворению Si, S, Р и других элементов в 6-фазе. Совмест­ный рост 6- и у-фаз создает благоприятные условия для получе­ния более мелкозернистой и дезориентированной структуры в виде отдельных лепестков [35, 71].

При наплавке плазменной струей с токоведущей присадочной проволокой (с использованием приведенных выше сварочных материалов) в зоне сплавления аустенитного металла наплавки с перлитным основным металлом всегда имеется четкая граница перехода от аустенитного металла наплавки к перлитному основ-

Рис. 60. Влияние способа наплавки на микроструктуру зоны сплавления аусте­нитного металла с перлитной сталью (X 100): а—плазменной струей с токоведущей присадочной проволокой Св-06Х19Н9Т на сталь 09Г2; б — ручной аргоно-дуговой с применением присадочной проволоки Св-06Х19Н10Т на сталь 09Г2; в — руч­ной дуговой электродами ЭА-400/10 на сталь 09Г2; г — ручной дуговой электро­дами ЭА-395/9

ному металлу, чего нельзя сказать о зоне сплавления соединений этих материалов, полученных другими способами наплавки (рис. 60). При наплавке плазменной струей граница сплавления основного металла с металлом наплавки извилистая, с неглубо­кими заплывами__ (рис. 60, а). Проникновение наплавленного металла в основной даже при 800-кратном увеличении обнаружить не удалось. Это объясняется, видимо, тем, что наплавка плазмен­ной струей с токоведущей присадочной проволокой позволяет по­лучить минимальную глубину проплавления по сравнению с рас­сматриваемыми способами наплавки. И только использование материалов с повышенным запасом аустенитности позволяет ком­пенсировать увеличенную глубину проплавлення, полученную при других способах наплавки, и получить тот же характер зоны сплав­ления, что и при наплавке плазменной струей с токоведущей при­садочной проволокой типа 18-8. Так, в зоне сплавления швов на никелевой основе (Х15Н60М7) с перлитной сталью всегда имеется четкая граница перехода от перлитной стали к шву с аустенитной структурой [34].

Аналогичные результаты получены и при наплавке аустенит­ных сталей на армко-железо. Методом радиоактивных изотопов изучено [5, 35, 70 и др. ] влияние химического состава сталей и сварочных материалов, а также воздействие температуры и вре­мени термической обработки на процесс миграции углерода в сварных соединениях сталей перлитного класса со сталями аусте­нитного класса. Установлено, что размеры обезуглероженных и науглероженных прослоек у границы сплавления, возникающих вследствие миграции углерода в интервале температур 350— 750° С, уменьшаются прямо пропорционально повышению содер­жания никеля в металле шва. Размеры этих прослоек зависят как от содержания никеля, так и от содержания энергичных карбидо­образующих элементов в металле шва. Наименьшее обезуглеро­живание металла околошовной зоны, по данным В. А. Игнатова и Г. Л. Петрова, происходит у швов, выполненных высоконикеле­выми электродами композиции ЭХ15Н80Б1, наибольшее примерно одинаковое — у швов, выполненных электродами композиции ЭХ19Н11МЗФ, ЭХ25Н13, ЭХ15Н2М6. Размеры прослоек у швов, выполненных электродами композиций Х15Н60М18 и X15H35B3B2, занимают промежуточное положение.

При наплавке аустенитных материалов на перлитные стали могут появиться хрупкие прослойки с мартенситными участками. Ширина этих участков зависит от условий наплавки: способа наплавки и применяемых материалов (наплавляемого и основ­ного).

По данным экспериментальных исследований [70], протяжен­ность этих прослоек может меняться в пределах 0,2—0,6 мм. При ручной дуговой сварке малоуглеродистой стали электродами, обеспечивающими наплавленный металл типа 1Х19Н12М, средняя ширина этих прослоек около 0,4—0,6 мм, а при автоматической сварке под слоем флюса проволокой Св-Х19Н12М 0,25—0,5 мм.

При ручной аргоно-дуговой многослойной наплавке проволо­кой Св-06Х19Н9Т на сталь 09Г2 ширина этих прослоек около 1,8 мм, а при ручной дуговой многослойной наплавке электро -

дами ЭА—400/10, (материал стержня Св-04Х19Ш 1МЗ) ширина прослоек около 0,6 мм. При наплавке плазменной струей с токо­ведущей присадочной проволокой Св-06Х19Н9Т размеры этих прослоек очень малы и составляют —0,060 мм (рис. 61). Это объясняется тем, что наплавка плазменной струей обеспечивает минимальную глубину проплавления основного металла, а харак­тер кристаллизационных прослоек определяется в основном про­цессом растворения твердого перлитного основного металла в жидком аустенитном.

Ni. %

Граница спладления 0.10 0,30 0.60 0,80 1.00 1,20 1.Ы Ш 1,80 Расстояние от границы сплабпения, мм Рис. 61. Схема определения ширины хрупких прослоек в зоне сплавления стали 09Г2 с аустенитньм металлом наплавки:

1 — наплавка плазменной струей с токоведущей присадочной проволокой Св-06Х19Н10Т; 2 — ручная дуговая наплавка электродами ЭА-400/10; 3 — ручная аргоно-дуговая наплавка проволокой Св-06 Х19Н10Т

В наплавленном металле у границы сплавления четко видна зона без феррита глубиной 0,015 мм. Наличие ее объясняется диффузией хрома из металла наплавки в основной металл [34, 35, 58> 70]-

Структура зоны термического влияния ферритная~с участками сорбитообразного перлита. У границы сплавления участки пер­лита на глубине 0,05 мм отсутствуют, что объясняется диффузией углерода из основного металла в аустенитный металл наплавки. Причиной образования этой неоднородности на границе аусте­нитной стали с феррито-перлитной является разница в термодина­мической активности углерода. Высокая активность углерода в растворе феррито-перлитной стали по сравнению с аустенитной способствует установлению на границе сплавления более низкой концентрации растворенного углерода, чем в более отдаленных участках основного металла. Продиффундировавший из основного металла в аустенитный металл наплавки углерод связывается в более прочные соединения, чем цементит, и это определяет реак­тивный характер диффузии углерода [34].

Создающаяся разность концентраций углерода в основном металле между участками, находящимися на границе сплавления и более отдаленными от нее, способствует обезуглероживанию пограничного слоя в перлитной стали. Известно, что эффективной мерой борьбы с образованием обезуглероженного слоя в погра-

HV Рис. 62. Влияние содержания углерода в основном металле и способа наплавки аустенитного металла на распределение твердости в зоне сплавления наплавлен­ного соединения:

1 наплавка плазменной струей с токоведущей присадоч­ной проволокой Св-06Х19Н10Т на армко-железо; V—наплавка плазменной струей с токоведущей присадочной проволокой Св-06Х19Н10Т на сталь 09Г2; 2 — ручная дуговая наплавка электродами ЭА-395/9 на армко-железо; 2'— ручная дуговая наплавка электродами ЭА-395/9 на сталь 09Г2; 3 — ручная аргоно-дуговая наплавка проволокой Св-06Х19Н10Т на армко-железо; 3' — ручная аргоно-дуговая наплавка про­волокой Св-06Х19Н10Т на сталь 09Г2

ничной зоне перлитной стали, возникающего при наплавке нержа - веющих сталей типа 18-8, является введение в основной металл сильных карбидообразующих элементов, таких как молибден, ниобий и др. [34, 58]. Обычные малоуглеродистые и низколеги­рованные стали таких сильных карбидообразователей не содержат, поэтому при наплавке на них нержавеющих сталей типа 18-8 на образование обезуглероженного слоя, видимо, следует влиять другими приемами. На наш взгляд хороших результатов можно
добиться, используя технологические приемы наплавки. Металло­графические исследования соединений, полученных различными способами наплавки аустенитными материалами различного леги­рования на стали, содержащие различное количество углерода, позволяют сделать вывод, что переход углерода из стали в леги­рованный карбидообразующими элементами аустенитный металл наплавки происходит независимо от содержания углерода в основ­ном металле, но количественная зависимость наблюдается.

Граница слладления Рис. 63. Влияние способа наплавки и легирования аустенитного металла наплавки на распределение микро­твердости в зоне сплавления при наплавке на сталь 09Г2: / — ручная аргоно-дуговая наплавка проволокой Св-06Х19Н10Т; 2 — ручная дуговая наплавка электродами ЭА-400/10; 3 — ручная дуговая наплавка электродами ЭА-395/9; 4 — наплавка плазменной струей с токоведущей присадочной проволокой Св-06Х19Н10Т; 5 — наплавка ленточным электродом марки 1Х18Н9Т на сталь 22У

В. Н. Земзиным установлена зависимость перехода углерода в аустенитный металл при наплавке его на стали с различным содержанием углерода [34].

Влияние содержания углерода в основном металле и способа наплавки легированного карбидообразующими элементами аусте­нитного металла наплавки на развитие твердых прослоек показано на рис. 62 и 63.

161

Анализируя приведенные на рис. 62 данные, можно отметить, что способ наплавки аустенитного металла, который в данном слу­чае определяет главным образом глубину проплавления основного

11 А. Е. Вайнерман и др.

металла и длительность контактирования жидкой и твердой фаз, значительно сильнее влияет на характер прослоек (абсолют­ное значение твердости и протяженность), чем содержание угле­рода в основном металле. Так, при ручной аргоно-дуговой на­плавке проволокой марки Св-06Х19Н10Т даже на армко-железо твердость науглероженной прослойки примерно на 120 единиц HV выше твердости'прослойки, получающейся при наплавке плазмен­ной струей с этой же токоведущей присадочной проволокой на низколегированную сталь 09Г2.

Анализируя данные, приведенные на рис. 63, можно отметить, что наибольшее значение микротвердости науглероженной про­слойки (—540 кгс/мм2) наблюдается на микрошлифах, полученных при ручной аргоно-дуговой наплавке проволокой Св-06Х19Н10Т на сталь 09Г2. Высокая микротвердость прослойки (около 600 кгс/мм2) получена при наплавке аустенитными электродами марки ЭА-464/3 (стержни из стали Х22Н15 с покрытием основ­ного типа) на Ст. З [19].

Наименьшее значение микротвердости прослойки (~300 кгс/мм2) наблюдается на микрошлифах, полученных при наплавке плаз­менной струей с токоведущей присадочной проволокой марки Св-06Х19Н10Т на низколегированную сталь 09Г2. И только уве­личение содержания никеля в металле наплавки до 25—27% (наплавка электродами марки ЭА-395/9) позволяет довести зна­чение микротвердости до 350 кгс/мм2 при ручной дуговой наплавке на низколегированную сталь 09Г2.

Таким образом, из приведенного анализа очевидно, что с точки зрения образования хрупких прослоек для наплавки нержавею­щих сталей на перлитные целесообразно использовать наплавку плазменной струей с токоведущей присадочной проволокой. В на­плавленных соединениях конструкций, работающих при умерен­ных температурах, дальнейшего изменения характера хрупких прослоек в сторону ухудшения, по сравнению с первоначальным состоянием, полученным после наплавки плазменной струей с токоведущей присадочной проволокой, видимо, опасаться не следует.

Наличие химической неоднородности в зоне сплавления и из­менение в ней концентрации легирующих элементов особенно четко выявляется при рентгеноспектральном анализе. Полученные кри­вые изменения концентрации хрома и никеля приведены на рис. 64 и 65. Как видно из приведенных данных, минимальная зона переменного состава и практически одинаковый химический состав металла наплавки по всей его высоте наблюдаются лишь при плаз­менной наплавке, тогда как при других способах наплавки зона переменного состава значительно больше, а разность в концен­трации легирующих элементов (Сг и Ni) у границы сплавления и у поверхности достигает 3,5—4%. Такое различие в химическом составе зоны сплавления вызывается как различной глубиной

проплавлення основного металла, так и различной длительностью контактирования аустенитного металла наплавки и перлитного основного металла в интервале интенсивного протекания диффу­зионных процессов (от 450° С и выше). Как показали проведенные исследования, длительность такого контактирования при плазмен­ной наплавке примерно в 10—12 раз меньше, чем при аргоно-дуго­вой наплавке неплавящимся электродом (при одинаковых сече,- ниях металла наплавки).

Рис. 64. Изменение концентрации хрома в зоне сплавления при аргоно-дуговой (/) и плазменной (2) наплавке проволоки СВ-06Х19Н10Т на сталь 09Г2

На химический состав металла наплавки, а следовательно, и на свойства последнего оказывает влияние и режим наплавки. Зависимости содержания элементов в металле наплавки от тока

■ Расстояние от границы сплабления, мкм Рис. 65. Изменение концентрации никеля в зоне сплавления при аргоно-дуговой (1) и плазменной (2) наплавке проволоки. Св-06Х19Н10Т на сталь 09Г2

плазменной струи, полученные путем химического анализа ме­талла, наплавленного на медную охлаждаемую водой изложницу плазменной струей с токоведущей присадочной проволокой марки Св-06Х19Н10Т, на различных токах плазменной струи, представлена на рис. 66. Из анализа. этих зависимостей видно, что выгорание С, Si, Мп и Сг усиливается с увеличением тока плазменной струи, причем степень их выгорания зависит от упру­гости диссоциации свободных окислов в интервале высоких темпе­ратур. Известно, что прочность окислов тем больше, чем меньше их упругость диссоциации. В данном случае наибольшая упругость

С л Ci.,% МпХ Ni,% Сг,% Ток плазменной струи /„ ,а Рис. 66. Зависимость химического состава металла наплавки от тока плазменной струи. Присадочная проволока 06Х19Н10Т

диссоциации у окисла никеля NiO и наименьшая у окисла углерода СО, остальные элементы по упругости диссоциации их окислов занимают промежуточное положение.

В нашем случае, как и следовало ожидать по теории диссо­циации,^ в Наплавленном металле наиболее сильно выгорает угле­род и меньше всего никель. Кремний, марганец и хром по выгора­нию занимают промежуточное положение, в соответствии с упруго - стя|о диссоциации их свободных окислов. ,

Таким образом, только при плазменной наплавке на опти - Меленых режимах аустенитных нержавеющих сталей на стали перлитного класса можно обеспечить высокие физико-химические свойства, металла, шва и наплавленного изделия в целом.