Высоколегированной называется сталь, в которой содер­жание одного из легирующих элементов составляет не менее 5%, а сумма их всех превышает 10%.

Для большинства высоколегированных сталей характерна по­ниженная теплопроводность, большой коэффициент теплового рас­ширения при нагреве, высокое омическое сопротивление и повы­шенная линейная усадка при затвердевании. Это важнейшие кон­струкционные материалы, широко используемые при изготовлении оборудования для химической и нефтяной промышленности, в авиа­ции, атомной, реактивной, ракетной технике и пр.

По назначению высоколегированные стали делят на инструмен­тальные высококачественные, шарикоподшипниковые, магнитные, коррозионностойкие, жаростойкие, маломагнитпые и немагнитные, жаропрочные с высоким омическим сопротивлением и т. д. По струк­туре их подразделяют на мартенситные, ферритные и аустенитные.

Стали мартенситного класса — это коррозионностойкие нержа­веющие (2X13, 1Х17Н2, 1Х12Н2ВМФ и др.) и жаростойкие стали (4Х10С2М и пр.) Коррозионностойкой называют сталь, которая об­ладает стойкостью к электрохимической коррозии в атмосфере, в среде влажного пара, в некоторых кислотах и в растворах щелочей. Жаростойкими, или окалиностойкими, называют стали, стойкие против химического разрушения поверхности в газовых средах при температуре более 550 °С, работающие в ненагруженном или елабонагруженном состоянии.

Коррозионная стойкость сталей мартенситного класса объясня­ется наличием в них хрома. При этом на поверхности металла появ­ляется тончайшая плотная пленка оксидов хрома, способная надежно защитить металл от разрушения коррозией. С той же целью, а также для повышения жаростойкости, полезно применять добавки Ni, Мо и W.

Как видно из диаграммы состояния системы железо — хром (рис. 192), при содержании хрома около 12,8% область твердых растворов у-железа замыкается, а при большем содержании хрома образуется a-железо. Под влиянием углерода в железохромистых сталях область у-железа расширяется и замыкается при более вы­соком содержании хрома (рис. 193). Однако, в то же время, хром снижает концентрацию углерода в перлите и в насыщенном аусте­ните.

Являясь сильным карбидообразующим элементом, хром может давать несколько типов карбидов, которые прочнее и устойчивее це­ментита. Эти карбиды всегда сложные, или двойные, причем часть

ЗЗЭ

атомов хрома в них замещена железом. Чем больше в стали хрома, тем большее его количество входит в состав сложных карбидов. В сталях мартенситного класса обычно образуются карбиды типа (Fe, Сг)7 С,, и (Fe, Cr)j С, имеющие температуру диссоциации около 1200 СС. Следует отметить, что наличие хрома значительно замед­ляет все превращения в стали, а увеличение устойчивости аусте­нита значительно повышает чувствительность стали к закалке.

Обеспечить стойкость металла шва и, в особенности, околошов - ной зоны к образованию трещин — основная проблема сваривае­мости сталей мартенситного класса. В этом случае для метал­ла шва и околошовной зоны ха­рактерно наличие укрупненных зерен низкоуглеродистого высо­кохромистого феррита (микро-

Рис. 193. Влияние углерода на расширение области y-Fe в же­лезохромистых сплавах.

твердость 152—164 кГ/мм2) и легированного мартенсита (микро - твердость 429—458 кГ/мм2).

Легированный мартенсит более пластичен, чем углеродистый, и называется игольчатым ферритом. Но присутствие в структуре металла последнего все же увеличивает общую твердость и хруп­кость шва, а также околошовной зоны, заметно снижая ударную вязкость. Поэтому здесь возможно появление холодных трещин. Для повышения стойкости металла к образованию холодных трещин целесообразно легировать металл шва небольшим количе­ством Ті, позволяющим получить мелкозернистую микроструктуру с нарушенной столбчатой направленностью кристаллов (рис. 194). Кроме того, следует снижать скорость охлаждения металла, для чего целесообразно предварительно подогревать изделия до темпе­ратуры 250 °С и выше в зависимости от содержания углерода и хрома в стали.

В соответствии с условиями эксплуатации и требованиями, предъявляемыми к сварному соединению, стремятся получить ме­
талл шва, по химическому составу аналогичный основному либо имеющий аустенитную структуру.

Если нужна однородность свойств металла шва и основного ме­талла, применяют сварочные материалы, обеспечивающие образо­вание шва, близкого по составу и свойствам к основному металлу. При этом после сварки обязательна термическая обработка изделия.

Рис. 194. Микроструктура высокохромистых швов.

Однако если такую обработку осуществить тотчас после сварки, то оставшаяся в металле шва и околошовной зоны часть нераспавше - гося аустенита, кстати довольно значительная, не приведет после термической обработки к желательному изменению размера зерен и повышению деформационной способности металла. Поэтому для получения оптимальной структуры основного металла и металла шва целесообразно сразу же после сварки охладить изделие на спо­койном воздухе до температуры 150—200 °С, с тем чтобы в нем сохра­нилось минимальное количество остаточного аустенита. В этом случае изделие подвергают термической обработке — отжигу при

900 °С, затем медленному охлаждению до 600 °С и последующему охлаждению на спокойном воздухе.

В некоторых случаях можно предварительный нагрев не приме­нять, а после сварки ограничиться только высоким отпуском (680—

720 °С). Высокий отпуск приводит к выделению кар­бидов в игольчатом фер рите без изменения строе­ния и твердости низкоуг­леродистого феррита. В ре­зультате несколько умень­шается прочность металла, а его твердость и ударная вязкость достигают исход­ных величии (рис. 195).

Если не нужно, чтобы механические свойства сварного соедине­ния были равноценны свойствам основного металла, применяют сварочные материалы, обеспечивающие получение наплавленного металла с аустенитной структурой. Тогда последующая термиче­ская обработка не проводится. На рис. 196 изображена характерная для этого случая микроструктура шва с темной оторочкой по линии сплавления, отличающейся по­вышенным содержанием С и Сг.

Такая зональная неоднородность структуры с повышенной твердо­стью у границы сплавления ослаб ляет прочность сварного соедине­ния, что опасно для конструкций, испытывающих в процессе эксплу­атации значительные нагрузки.

Стали ферритного класса — это высокохромистые стали, содержа­щие более 17% Сг и до 0,15% С.

Однако, как следует из рассмотре­ния рис. 192, 193, однофазную фер­ритную структуру в хромистых ста­лях можно получить и при других соотношениях Сг и С.

Высокохромистые ферритные стали (Х25Т, Х28 и др.) обладают комплексом ценных свойств, к числу которых относятся высокая коррозионная стойкость в различных агрессивных средах, жаро­стойкость и кислотостойкость до 1000—1100°С. До последнего време­ни ферритные стали, как и мартенситные, нержавеющие и окалино­стойкие, для изготовления сварных конструкций применялись не­значительно. Сейчас в связи с необходимостью экономить никель хромистые стали используются более широко.

Поскольку стали ферритного класса однофазные, то они не зака­ливаются, так как не подвержены структурным превращениям при нагреве и охлаждении. Ухудшение свариваемости этих сталей свя­зано с тремя причинами: повышенной склонностью зерна металла к росту, последствия которого не устраняются термической обра­боткой; склонностью металла к охрупчиванию; возможносгыо меж - кристаллитной коррозии.

Склонность металла к ростіу зерна. Фер­ритные стали весьма чувствительны к нагреву, при котором значи­тельно укрупняется зерно феррита. Отсутствие в таких сталях фа­зовых или структурных превращений делает последующее измель­чение зерна в процессе охлаждения невозможным. Поэтому снижает­ся прочность, пластичность и кислотостойкость металла, а в холод­ном состоянии проявляется хрупкость. Рост зерен феррита, особенно интенсивный в околошовной зоне, возможен и в металле шва. Чтобы предупредить его, следует создавать тепловой режим сварки, исклю чающий перегрев металла. С этой точки зрения выгодны режимы с малой погонной энергией и специальные технологические приемы (сварка короткими участками, валиками малых сечений, с переры­вами и т. д.). Для получения металла шва с достаточно измельчен­ным зерном целесообразно применять сварочные материалы, содер­жащие элементы-модификаторы (Ті, А1 и др.).

Склонность металла к охрупчиванию. Дли­тельный нагрев металла шва и околошовной зоны до высоких тем­ператур может привести к значительной потере им пластичности. Эго явление называется охрупчиванием металла.

Известны два основных вида охрупчивания металла при сварке сталей ферритного класса:

1. Тепловое охрупчивание (475-градусная хрупкость), появля­ющееся при нагреве металла в интервале температур 350—500 СС.

Этому виду охрупчивания способствуют такие элементы, как Сг, V, Si, Nb, B меньшей мере — Ті и Al. Многочисленными иссле­дованиями природа этого явления в полной мере пока еще не уста­новлена. Не найдены также и элементы, наличие которых в высоко­хромистых сталях исключало бы или существенно ограничивало развитие теплового охрупчивания. Предполагают, что причиной тепловой хрупкости может быть выпадение субмикроскопнческих частиц по границам зерен феррита.

2. Снижение пластичности металла вследствие выпадения вто­ричных карбидов хрома по границам зерен. Выпавшие по грани­цам зерен твердые и хрупкие карбиды хрома не могут противостоять появляющимся в металле напряжениям, результатом чего стано­вится охрупчивание металла.

Чтобы предупредить охрупчивание второго вида, применяют нагрев изделия перед сваркой (150—180 °С), усиливающий также стойкость металла к трещинам, связанным с ростом зерна. Второй мерой, ослабляющей эффект охрупчивания главным образом ме­талла шва, служит уменьшение содержания углерода.

Межкристаллит пая коррозия металла протекает преимущественно по границам зерен.

Современная теория межкристаллитной коррозии рассматривает нержавеющую ферритную сталь как трехэлектродную систему, со­стоящую из зерен феррита, карбидов хрома и железа на их границах и обедненных хромом периферийных участков этих зерен. Под влиянием кислорода окружающей среды (агрессивного агента) зерна феррита, содержащие большое количество хрома, и обогащен­ные хромом карбиды будут пассивироваться и приобретут положи­тельный потенциал. Периферийные же участки зерен, обедненные хромом за счет отдачи последнего карбидам, пассивироваться не смо­гут и приобретут отрицательный потенциал. Таким образом создается большое количество микрогальванопар, образованных по трехэлек­тродной схеме, в которой зерно и карбиды становятся 1-м и 2-м электродами (катодами), а обедненные хромом участки зерен — 3-м электродом (анодом). Относительно небольшая поверхность анодных участков испытывает воздействие больших участков ка­тодных зерен, поэтому коррозионный ток достигает значительной целичины и процесс межкристаллитной коррозии активно развивает­ся. Полагают также, что выпадение карбидов хрома по границам зерен создает напряженное состояние, которое повышает эффектив­ность воздействия агрессивной среды.

В хромистых ферритных сталях к межкристаллитной коррозии склонны участки основного металла, непосредственно прилегающие к шву и нагреваемые при сварке до наиболее высоких температур. Карбиды хрома и железа выпадают здесь по границам зерен. Обед­ненные хромом периферийные участки зерен феррита подвергаются коррозии.

Чтобы повысить стойкость к межкристаллитной коррозии, сле­дует вводить в металл элементы, которые связывают углерод в проч­ные стабильные карбиды и затрудняют образование карбидов хрома. Такими элементами выступают более сильные карбидообразователи, чем хром, например титан и ниобий. Благотворно влияет также уменьшение содержания углерода. Поэтому для изготовления свар­ных конструкций широко применяют малоуглеродистые ферритные стали, стабилизированные титаном (ОХ17Т, Х25Т и др.).

Аналогично мартенситным, ферритные стали сваривают по двум вариантам:

1) применяемые сварочные материалы позволяют получить свар­ное соединение, отличающееся после соответствующей термической обработки структурной однородностью с основным металлом и необ­ходимой прочностью;

2) применяемые сварочные материалы обеспечивают получение сварных соединений, для которых характерна структурная неодно­родность (шов — аустенит, основной металл — феррит) и неравно - прочность с основным металлом.

По первому варианту целесообразен предварительный подогрев изделия до 150—180 °С и немедленная термическая обработка после

сварки для повышения пластичности сварного соединения и его стой­кости к холодным трещинам. Режим термической обработки: на­грев конструкции до 870—900 °С с выдержкой не менее 10 ч и по­следующим быстрым охлаждением в холодной воде. В процессе нагрева и длительной выдержки полностью растворяются в твердом растворе (феррите) выпавшие при сварке карбиды. Последующее быстрое охлаждение не позволяет им снова выпасть из раствора. В ряде случаев для улучшения свойств сварного соединения из фер­ритной стали достаточен и высокий отпуск конструкции при темпе­ратуре 700—750 °С.

Применяя второй вариант, особенно в сочетании с последующей термообработкой, следует учитывать возможное перемещение угле­рода из основного металла в периферийные участки шва, при ко­тором с одной стороны образуются обезуглероженные участки, а с другой — прослойки металла, обогащенные карбидами. Отсюда снижение прочности металла по обезуглероженному участку и возможность его разрушения.

Во всех случаях при выборе сварочных материалов следует учитывать необходимость наиболее полно сохранять в металле шва легирующие элементы, в частности хром. Этому требованию в достаточной степени отвечают покрытия и флюсы основного типа.

Стали аустенитного класса. В современной промышленной прак­тике широко применяются различные марки аустенитных сталей, преимущественно в виде хромоникелевых.

Хромоникелевые аустенитные стали называют металлом атом­ного века. Сочетая достаточную прочность с чрезвычайно высокой пластичностью в большом диапазоне температур, они, как и хроми­стые стали, обладают высокой коррозионной стойкостью в различ­ных агрессивных средах и жаростойкостью. Однако, в отличие от хромистых сталей, хромоникелевым присуща и жаропрочность, т. е. способность работать в нагруженном состоянии при высоких температурах в течение определенного времени, сохраняя прочность в условиях ползучести металла. Такое сочетание ценных свойств обеспечивается введением в хромистую нержавеющую сталь никеля, который, нейтрализуя действие хрома как ферритообразователя, способствует получению устойчивой однородной структуры аусте­нита.

Кроме Сг и Ni, хромоникелевые стали содержат еще некоторые другие легирующие элементы, улучшающие их свариваемость и экс­плуатационные свойства. Такими элементами могут быть Ті, Nb, Si, Ми, Al, Си, Mo, W и др.

Различают две группы хромоникелевых аустенитных сталей: 1) стали типа 18-8 (Х18Н9Т, Х18Н11Б, Х18Н12М2Т и др.); 2) стали типа 25-20 (Х25Н20С2, Х23Н18, Х23Н13 и др.). Стали типа 18-8 являются нержавеющими и кислотостойкими и сохраняют свои свойства до температуры 700—750 °С, а при непродолжитель­ной работе и до более высоких температур. Стали типа 25-20 —

окалиностойкие и жаропрочные и могут работать в агрессивной газовой среде при температуре до 1100— 1150 °С.

Хромоникелевые стали широко применяют в азотной промыш­ленности, в производстве искусственного волокна, в авиации, ра­кетной технике, судостроении, в угольной и нефтяной промышлен­ности, в котло - и турбостроении, в атомной промышленности, при­боростроении и т. п. Особое место среди хромоникелевых занимают стали повышенной кислотостойкое™ (Х18Н28МЗДЗ, Х23Н23МЗДЗ, Х23Н28МЗДЗ, Х23Н28М2Т и др.), способные заменить свинец в производстве серной и фосфорной кислот. В последние годы в сверх-

Рис. 197. Диаграмма состояния Fe—Сг—Nf—С хромоникелевой стали (18% Сг; 8% Ni).

звуковой авиации и ракетной технике нашли применение диспер­сионно твердеющие хромоникелевые етапи повышенной прочности.

Как видим из псевдобинарной диаграммы состояния Fe — Сг — — Ni — С для 18%Сги8%№с переменной концентрацией угле­рода (рис. 197), эвтектоидная точка 5 сдвинута влево. Это свиде­тельствует об очень низкой растворимости углерода в легирован­ном аустените: 0,02—0,04%, т. е. ниже содержания углерода в стали (0,08—0,20%).

В соответствии с приведенной диаграммой для сплава /—/, со­держащего 0,1% С, возможны такие превращения. По достижении температуры, отвечающей точке 1, из жидкого расплава выпадут кристаллы первичного феррита (б-Fe). От точки 2 и ниже начнется выпадение кристаллов легированного аустенита, имеющего гра­нецентрированную решетку уВе - При температуре, отвечающей точке 3, произойдет превращение б у и сталь получит аустенит­ную структуру. Далее в условиях медленного охлаждения при температуре около 900 °С (точка 4) из аустенита начнут выдел я-

і ься по границам зерен карбиды хрома, так как уменьшится их пре­дельная раст воримость в аустените (линия ESP). Поэтому ниже точ­ки 5 (линия SK) вследствие уменьшения стабильности аустенита бу­дет выделяться и вторичный феррит (у -> а). Таким образом, при медленном охлаждении хромоникелевая сталь рассматриваемого состава приобретет аустенитную структуру с расположенными по границам зерен вторичными карбидами и вторичным ферритом, уп­рочняющими металл.

Однако в условиях охлаждения от температуры, соответствую­щей точке 4, в металле может быть зафиксирована однородная аус­тенитная структура без карбидных выделений и даже без выделений вторичного феррита. Обычно этого достигают закалкой хромони­келевой стали. В таких случаях металл приобретает наиболее цен­ные свойства. Например, механические свойства аустенитных сталей после закалки на аустенит дт 1100—1150 СС характеризуются сле­дующими данными:

1) для сталей типа 18-8 предел ат> 20 кГ/мм2; а* > 55 кГ1мм2 б > 45%; ф > 55%;

2) для сталей типа 25-20 предел от >30 кГ/мм2; ств > 60 кГ/мм2; б > 33%; ф > 50%.

Ударная вязкость аустенитных сталей а„ может составлять 28— 32 кГ ■ м/см2 при твердости металла, не превышающей НВ 160—170.

Но, как показывает тройная диаграмма состояния Fe — Сг — Ni, в зависимости от содержания Сг и Ni сталь может иметь наряду с аустенитной и аустенито-ферритную структуру.

Оценивая свариваемость хромоникелевых аустенитных сталей, следует прежде всего иметь в виду, что они не подвержены фазовым превращениям. Поэтому отпадают затруднения, связанные с появ­лением в зоне термического влияния структурных напряжений, и снижается опасность возникновения холодных трещин.

Основные факторы, ухудшающие свариваемость аустенитных хромопнкелевых сталей, следующие:

1) низкая стойкость металла шва к возникновению кристалли­зационных трещин;

2) возможная потеря коррозионной стойкости металла;

3) усиление процессов охрупчивания металла сварного соеди­нения во время эксплуатации;

4) возникновение пор в наплавленном металле.

Кристаллизационные трещины в наплав­ленном металле и в около шовной зоне. Повы­шенная склонность металла шва с аустенитной структурой к воз­никновению кристаллизационных трещин при сварке объясняется:

1) теплофизическими особенностями аустенитного металла;

2) транскристаллитным строением металла шва;

3) наличием легкоплавкой эвтектической составляющей, рас­полагающейся на границах столбчатых кристаллов.

Теплофизические свойства аустенитных сталей (табл. 46) бла­гоприятствуют появлению в них кристаллизационных трещин.

Свойства	СтЗ	18-8	25-20
Плотность, г/см3	7,85	7,90	7,82
Температура плавления, °С	1500	1400—1425	1388—1410
Удельная теплоемкость, кал/(г • СС)	0.10	0,12	0,12
Теплопроводность X, кал/(см ■ сек ■ °С)	0,096	0,039	0,03—0,04
Коэффициент линейного расширения а ■ 10" при нагреве от 0 до 100 °С	12	17,3	15,0
то же до 500 °С	.--	18,5	18,0
Электросопрдудвл^ние при 2Q °С, ом • мм2/м	0,15	0,73	0,73
Температура начала интенсивного ока - линообразования, °С	550	850—900	1150

Сравнение свойств аустенитных и низкоуглеродистой сталей

Например, пониженная теплопроводность и повышенный коэффи­циент теплового расширения хромоникелевых сталей повышают напряжения, действующие в металле шва при его кристаллизации, и способствуют. крайне неравномерному их распределению.

Транскристаллитное грубое дендритное строение первичной структуры связано с отсутствием структурных превращений в зат­вердевшем металле. Поэтому независимо от числа слоев в аустенит­ном шве кристаллы каждого последующего слоя становятся продол­жением кристаллов предыдущего (рис. 198).

Легкоплавкая эвтектическая составляющая, располагающаяся на границах кристаллов, получила название межкристаллитных прослоек эвтектического характера (рис. 199). Эти прослойки по

своєму составу и структуре резко отличаются от самих кристаллов аустенита. Температура их затвердевания, как правило, ниже тем­пературы затвердевания металла. Например, сульфидные эвтек­тики типа Ni3S2 + Ni имеют температуру плавления 645 °С, эвтек­тики, образуемые ниобием в системе Ni—Nb, имеют температуру плавления около 1270 °С и т. д. Легкоплавкие эвтектики, образую­щие в процессе кристаллизации межкристаллитные прослойки, чрезвычайно облегчают появление кристаллизационных трещин в шве (рис. 200) и ухудшают свариваемость стали.

Однако образование трещин в аустенитных швах может проис­ходить не только при температурах выше Тс, когда на границах кристаллитов есть жидкая фаза, но и при температу­рах ниже Тс, т. е. в твер­дом состоянии. Такие тре­щины называются подсоли - дуемыми. О природе этих трещин в настоящее время есть две гипотезы. Соглас­но первой, подсолндусные трещины связаны с явле­нием полигонизации — воз­никновения в аустенитном металле непосредственно после кристаллизации но­вых, вторичных границ как следствия движения дисло­каций и их группировки в «стенки». Там, где граница полигониза­ции совпадет с участками, загрязненными вредными примесями, и плотность несовершенств наибольшая, возникнут несплошности. В процессе развития трещин наблюдается избирательное проник­новение в них некоторых примесей (например, сульфидной эвтек­тики и др.). Поскольку температурный интервал полигонизации, составляющий всего несколько десятков градусов, рассматривается как часть ТИХ, к данному случаю вполне уместно применить об­щую схему межкристаллнтного разрушения.

По второй гипотезе появление подсолидусных трещин объясня­ется миграцией границ кристаллитов при охлаждении после затвер­девания и межзеренным проскальзыванием. Межзеренное проскаль­зывание раскрывает микрогюлости, образовавшиеся на границах в результате пересыщения границ вакансиями. Преимущественными местами зарождения таких трещин бывают выпрямленные границы кристаллитов, подверженные наиболее сильному проскальзыва­нию и относительно замедленной миграции, а именно: продольные границы кристаллитов — вблизи зоны сплавления и поперечные — в центре шва.

Появления кристаллизационных и подсолидусных трещин в ме­талле аустенитного шва можно избежать с помощью следующих мер:

1) введения второй фазы при условии выделения ее непосред­ственно в процессе кристаллизации;

2) дополнительного легирования некоторыми легирующими элементами;

3) измельчения первичной структуры путем легирования эле­ментами-модификаторами;

4) повышения чистоты металла по вредным примесям, способ­ствующим образованию легкоплавких фаз;

5) технологических мер.

Вводя в металл шва вторую фазу, добиваются разрушения его транскристаллитного строения и измельчения первичной структуры.

При этом общая протя­женность границ между кристаллами растет и легкоплавкие эвтектики становятся разобщенны­ми. Вместе с тем тормо­зится н перемещение не­совершенств кристалли­ческой структуры. Это препятствует возникно­вению подсол идусных трещин.

Ч аще всего второй фазой служит первич­ный феррит, создающий двухфазную аустенито­ферритную структуру металла шва (рис. 201). Наличие первич­ного феррита не только измельчает структуру металла, но и уменьшает концентрацию Si, Р, S и других примесей в межкристал- литных прослойках за счет большей растворимости этих элементов в феррите. Этим повышается чистота границ кристаллитов и умень­шается опасность образования легкоплавких эвтектик.

На основании многочисленных исследований советских и ино­странных ученых установлено, что для придания металлу достаточ­ной стойкости к образованию кристаллизационных трещин нужно иметь в аустенитном шве 2—5% первичного феррита. Если феррита больше, опасность появления горячих трещин уменьшается, однако при работе такого металла в области высоких температур может про­исходить его охрупчивание, связанное с переходом феррита в хруп­кую о-фазу, залегающую по границам зерен аустенита.

Чтобы получить двухфазное строение металла, следует правильно ьыбрать его химический состав. Для этого нужно повысить содер­жание в шве элементов-ферритизаторов (Cr, Mo, Si, Ті, Nb, Zr, W, V, A1 и др.) и уменьшить или ограничить содержание элементов - аустенизаторов (С, Мп, N, Си, Со). Основным ферритизатором слу­жит хром. По отношению к нему ферритизирующая способность ос­тальных элементов может быть оценена такими коэффициентами:

А1—2; Si — 1,5; Mo — 1,25; W •— 1; Nb — 0,5. Аустєнизирующая способность элемеитов-аустенизаторов по отношению к никелю выра­зится так: С—30; N — 30; Мп — 0,5. Установив предварительно химический состав металла шва, можно, пользуясь приведенными коэффициентами, приближенно определить его первичную микро­структуру при помощи структурной диаграммы Шеффлера (рис.202).

Если нужно сохранить чисто аустенитную структуру сварного шва, то способами повышения стойкости металла шва к образова­нию трещин могут быть дополнительное легирование некоторыми элементами и измельчение его первичной структуры. Прежде всего ограничивают содержание в металле Р, S к Si, но повы­шают до 0,2—0,3% содержа ниє С. Можно заменить часть никеля марганцем (7—8%).

Наконец, дополнительно ле­гируют шов такими элемен­тами, как Mo, W, Nb, N и др.

Существует мнение, что эти элементы, имея повышенную энергию активации, снижают диффузионную подвижность атомов в аустените и подав­ляют возникновение зароды­шей подсол и дусных трещин.

Весьма перспективно измель­чение первичной структуры однофазных швов. Как показали ис­следования, хорошие результаты дает воздействие на сварочную ванну ультразвуковых и механических колебаний с частотой 20— 50 кгц, а также введение элементов-модификаторов (например, Sr, Се, Ті, В и др.).

Повысить стойкость аустенитных швов к трещинам можно и тех­нологическими мерами, направленными на изыскание рациональ­ных способов и режимов сварки плавлением, снижающих темп на­растания внутренних деформаций, особенно в ТИХ. Большое зна­чение при этом приобретает форма сварочной ванны, определяющая направление роста осей кристаллитов и ориентацию их границ по отношению к оси шва. В узкой, глубокой и удлиненной сварочной ванне (большая скорость сварки) кристаллиты растут наиболее неблагоприятно — навстречу Друг другу с образованием зоны сла­бины в центре шва. Формируемый в этом случае шов обладает низ­кой технологической прочностью, так как его деформационная спо­собность в ТИХ существенно снижена.

Следует, однако, отметить, что проблема получения чисто аусте­нитных швов, стойких к образованию трещин, полностью пока еще не решена.

В ряде случаев кристаллизационные трещины могут возникать и в околошовной зоне (рис. 203). Появление их здесь объясняется

наличием по границам зерен легкоплавких эвтектик, которые, рас плавляясь под действием сварочного нагрева, разъединяют зерна. Поэтому, например, в аустенитных сталях с улучшенной микро­структурой, подвергнутых электрошлаковому переплаву и хорошо очищенных от вредных примесей, трещины в околошовной зоне не возникают. Предупредить их образование, кроме того, помогает предварительный наклеп кромок.

Кристаллизационные трещины в околошовной зоне у дисперси - оцно-твердеющих аустенитных сталей повышенной прочности

(о„ = 100 •' 120 кГ/ммг) связаны с затрудненной деформацией ме­талла при высоких температурах. Поэтому такие стали целесообраз­но сваривать до упрочняющей тер­мической обработки.

Коррозионная стой­кость сварных соеди­нений. При сварке хромони­келевых сталей межкристаллит- ная коррозия может наблюдаться на следующих участках сварного соединения:

1) в основном металле на неко­тором расстоянии от шва;

2) в металле шва;

3) непосредственно у Гранины сплавления.

Причины, вызывающие разви­тие коррозии, на различных уча­стках сварного соединения раз­личны. Появление очагов коррозии на некотором расстоянии от шва (рис. 2(H) свя­зано с длительным пребыванием металла в температурном интер­вале 450—850 СС и выпадением из аустенита комплексных карби­дов железа и хрома, обедняющих хромом периферийные участки зерен аустенита. Потеря коррозионной стойкости металла и приво­дит к его разрушению по границам зерен.

Возможность появления межкристаллитной коррозии в зависи­мости от температуры и времени иллюстрируется иа рис. 205. Как видим, наименьшее время выдержки, необходимое для того, чтобы металл приобрел чувствительность к межкристаллитной коррозии, лежит в температурном интервале 730—750 °С. Отвечающее этому интервалу время называется критическим — tKP. Как ниже, так и выше указанных температур увеличивается время, нужное для появления в металле чувствительности к коррозии, а при тем­пературе более 850 °С структурных изменений, способствую­щих межкристаллитной коррозии в металле, вообще не наблю­дается.

Большое влияние на величину tKP оказывает содержание угле­рода в стали: с увеличением количества углерода значение tKP интен­сивно уменьшается (рис. 206). Поэтому одним из средств борьбы с межкристаллитной коррозией стало снижение содержания угле-

т;с

Рис. 204. Схема межкристаллитной Рис. 205. Зависимость межкристаллит - коррозии в основном металле под воз - ной коррозии (заштрихованная зона) действием сварочного нагрева. от температуры и времени.

рода в хромоникелевых сталях. Увеличить tкр можно также за счет введения в металл более сильных карбидообразователей, чем хром, например Ті, Nb. В этом случае обеднение хромом аустенита не происходит, так как образуются преимущественно мелкодисперс­ные карбиды титана или ниобия. Исходя из этих соображений, хромоникелевые стали ле­гируют титаном или ниобием.

К числу наиболее существенных мер борь­бы с межкристаллитной коррозией в зоне тер­мического влияния относятся следующие:

1. Закалка на гомогенный твердый рас­твор. При нагреве под закалку выпавшие карбиды хрома растворяются в аустените.

Последующее быстрое охлаждение позволяет получйть однородный аустенит. Однако по­вторный нагрев в области критических темпе­ратур может снова привести к выпадению карбидов хрома.

2. Стабилизирующий, или диффузионный, отжиг, заключающийся в нагреве металла при 850—900 °С в течение 2—3 ч с после­дующим остыванием на воздухе. В этом случае карбиды хрома вы­падают наиболее полно, но за счет диффузионных процессов содер­жание хрома в объеме зерен аустенита выравнивается и поэто­му металл становится нечувствительным к межкристаллитной коррозии.

3. Тепловой режим сварки должен исключать перегрев металла (использование малой погонной энергии, искусственное охлажде­ние металла в зоне термического влияния и др.).

Межкристаллитная коррозия в металле шва может быть вызвана наличием карбидов хрома на границах зерен (рис. 207) или

низкой стойкостью метал­ла к воздействию опасных температур в процессе эксплуатации сварного соединения. Причем диф­фузионный отжиг после сварки (850 °С; 2,4 ч; ох­лаждение на воздухе) по­зволяет несколько улуч­шить картину коррозии (рис. 208, б) по сравнению с картиной, наблюдаемой после сварки без термо­обработки (рис. 208, а).

Чтобы получить металл шва, стойкий к выпаде­нию карбидной фазы с участием хрома, помимо перечисленных выше мер, целесооб­разно создавать двухфазную аустенито-ферритную структуру ме­талла. Из псевдобинарной диаграммы состояния Fe — Сг — Ni — С

(см. рис. 197) видно, что концентрация углерода в стали (до 0,02— 0,03% в твердом растворе) отвечает примерно его предельной раст­воримости в аустените и поэтому карбиды хрома выпадать не будут. Однако практически трудно обеспечить такое содержание в шве углерода, так как он неизбежно будет переходить сюда из основ­ного металла, содержащего 0,08—0,12% С.

Интересно проследить влияние двухфазной структуры на стой­кость металла шва против межкристаллитной коррозии. Наличие первичного феррита в аустенитном шве значительно увеличивает эту стойкость, что объясняется различной скоростью диффузии ато­мов Сг и С в аустените и феррите. Как известно, феррит отличается от аустенита менее компактной упаковкой атомов в кристалличес­кой решетке, в связи с чем подвижность атомов Сг и С в объемно - центрированной решетке а (б)-железа выше, чем в гранецентриро­ванной решетке Y-железа. Поэтому карбиды хрома располагаются на границах ферритных участков, где сосредоточиваются места обед­нения хромом. Химически нестойкие участки перемежаются здесь с химически стойкими зернами, служащими своеобразным барье­ром против проникновения агрессивной среды. Следует также иметь в виду быстрое восстановление необходимой концентрации хрома в обедненных участках за счет высокой скорости диффузии хрома в феррите.

Межкристаллитная коррозия основного металла вблизи границы сплавления называется ножевой коррозией, так как она поражает очень узкую полоску металла, нагреваемую при сварке до температур 1200—1250 °С. Обычно ножевая корро­зия наблюдается в сталях, содержащих Ті, Nb или Та, карбиды которых при нагреве до указанных температур растворяются в аусте­ните. Тогда, по мнению некоторых исследователей, движущиеся границы растущих зерен захватывают атомы С, Ті и Nb, накапли­вая их в количествах, превышающих равновесную концентрацию. Это приводит к ослаблению межатомных связей в искаженных гра­ничных участках кристаллической решетки, которые и подверга­ются интенсивной коррозии. Эффективными мерами борьбы с этим опасным видом разрушения металла служат стабилизирующий, или диффузионный, отжиг сварных соединений, а также создание повышенных скоростей охлаждения металла в околошовной зоне.

Для сварных соединений из сталей типа 25-20, работающих в газовых средах, известную опасность представляет газовая кор­розия, имеющая межкристаллитный характер, а также общая газо­вая коррозия — окалинообразование. Коррозия может быть и со­средоточенной, например в шве, чему способствует избыточная кон­центрация здесь таких элементов, как V.

Охрупчивание металла шва и сварного со­единения в процессе эксплуатации. Под дей­ствием рабочих температур и напряжений в сварном соединении из хромоникелевых сталей могут протекать процессы сигматиза - ции и 475-градусной хрупкости.

Сигматизация — это появление в структуре металла шва хрупкой твердой (600—800 кГ/мм2) немагнитной составляющей, получившей название о-фазы. Последняя представляет собой интер - металлид, имеющий переменный состав и сложную кристалличе­скую решетку. Появление ее в швах влечет за собой резкое сниже­ние их ударной вязкости (< 0,5 кГ-м/см2).

В аустенитных швах сталей типа 25-20 сигматизация возникает (рис. 209, а) при длительном нагреве металла в интервале темпера­тур 650—900 °С, и особенно при 800—875 °С. В этом случае воз­можно выпадение из аустенита мелкодисперсных карбидов и мест­ное превращение у -> а. В таких швах V, Сг, Мг, W, Mo, Ni, Со, Si, Nb, Си и др. ускоряют сигматизацию. Углерод препятствует этому процессу.

В аустенито-ферритных швах сталей типа 18-8 сигматизация (рис. 209, б) наблюдается при длительном нагреве в интервале тем­ператур 500—875 °С в результате перерождения 6(а)-железа в о-фазу. Скорость и степень сигматизацин значительно зависят от состава феррита и характера его легирования, поскольку а-фаза

Рис. 209. о-фаза в аустенитных хромоникелевых швах.

образуется непосредственно в феррите. Появлению a-фазы в аусте­нито-ферритном шпе способствуют элементы-ферритизаторы, тогда как аустенизаторы, в том числе и Мл, делают швы менее склонны­ми к сигматизацин.

Состав о-фазы весьма сложен. Так, о-фаза,. образовавшаяся в стали типа 25-20 после нагрева в течение 1000 ч, содержала 51,82% Сг; 3% Ni; 1,1% Si; 0,61% Мп и 44,67 % Fe при соотноше­нии Fe Сг=0,86. В то же время в аустените было 25% Сг и 18% Ni.

Наиболее эффективное средство борьбы с сигматизацией металла швов — это их нагрев до температуры 1000—1150 °С с выдержкой в течение 1 ч и последующим быстрым охлаждением. Тогда обеспе­чивается полное растворение a-фазы в аустените и дальнейшая не­восприимчивость швов к воздействию опасных температур. В аус­тенито-ферритных швах, кроме того, целесообразно ограничить со­держание ферритной составляющей (5%).

Второй вид охрупчивания металла шва — 475-г радусная хрупкость —также связан с длительным нагревом, но в интер­вале температур 325—525 °С, и в особенности при температуре около 475 °С. В этом случае наблюдается значительное изменение меха­нических и физических свойств металла: повышается прочность, уменьшается пластичность, и особенно ударная вязкость, падают удельное электрическое сопротивление и стойкость против корро­зии. 475-градусная хрупкость присуща хромоникелевым сталям, име­ющим двухфазную аустенито-ферритную структуру, и хромистым ферритным сталям.

Природа этого явления пока еще не вполне выяснена. В.И. Дятлов и Н. И. Коперсак предложили рассматривать 475-градусную хруп­кость как своеобразный «инкубационный» период перед образованием о-фазы, в течение которого происходит внутрнфазное перераспре­деление хрома в феррите без выделения избыточных фаз. Этот про­цесс приводит к искажению кристаллической решетки и внутрифаз - ному наклепу феррита, внешне проявляющемуся в резком падении ударной вязкости и увеличении микротвердости феррита. Поэтому 475-градусная хрупкость названа о-старением.

Основными мерами предупреждения 475-градусной хрупкости металла служат уменьшение содержания в нем феррита до 2—5%, необходимых для повышения стойкости металла к образованию кристаллизационных трещин и к межкристаллитной коррозии. При этом следует снижать легирование металла элементами-феррити - заторами.

Во всех случаях 475-градусную хрупкость можно устранить так же, как и сигматизацию, т. е. нагревом до температуры 1000— 1150 С с последующим быстрым охлаждением.

Предупреждение образования пор при сварке аустенитных сталей. Наличие водорода в хромоникелевых сталях, обусловленное его высокой раствори­мостью в аустените и незначительной скоростью диффузии, стано­вится основной причиной появления в них пор.

Чтобы предотвратить образование пор в аустенитных швах, по­лезно вводить в зону сварки небольшие количества кислорода, ко­торый связывает водород. Для этого к бескислородному флюсу и по­крытиям основного типа, применяемым для сварки хромоникеле­вых сталей, добавляют ТЮг (если шов аустенито-ферритный) или высшие оксиды марганца, железа и др. (если шов аустенитный). В борьбе с водородной пористостью важную роль играет устранение главных источников поступления водорода в зону сварки — влаги (включая влагу воздуха), масел и других загрязнений.