Как было показано, механические и коррозионные свойства двухфазных сталей зависят от соотношения в них коли­чества феррита и аустенита и от содержания карбндообразую -

ід их элементов. Поэтому желательно уточнить это соотношение, установив оптимальное содержание никеля и ферритизирующих элементов, в том числе н карбидообразующих в хромоникелевых швах на сталях типа 21-5.

Влияние никеле на микроструктуру и свойства сварных швов с 20—22% хрома

При исследовании влияния никеля на микроструктуру и свойства сварных швов с 20—22% хрома швы выполняли [101] дуговой сваркой под окислительным ниэкокремннстым флюсом АН-18 на пластинах из сталей 0Х21НЗТ и 0Х21Н5Т проволоками 0Х21НЗТ, 0Х21Н5Т, 06Х19Н9Т с дополнительной засыпкой в про­строганные канавки электролитического никелевого порошка. Содержание никеля в швах составляло 3—12%, количество дру­гих элементов изменялось незначительно (табл. 69). Благодаря применению окислительного флюса титан выгорал, и в швах его оставалось не более 0,2%. При таком содержании титан оказы­вал на количество ферритной фазы и стабилизацию шва весьма незначительное влияние, которым можно пренебречь.

Из швов вырезали в продольном направлении пятикратные

Таблица 69 Влияние никеля на количество аустенита и феррита н восприимчивость К, межкристаллитной коррозии сварных швов с 20,6—21,8% хрома X «и™. < Примерное !?орЖрози "после ЛЛ8 Мп а Сг N1 T1 сварки температуре 0.06 0,76 0,47 20,8 3.1 0,16 85 Есть Есть 0,06 0,75 0,44 21,1 4,0 0,19 74 0,06 0,80 0,52 20,6 4,5 0,16 69 Нет Нет 0,07 0,68 0,51 21,0 5,2 0,19 57 0,07 0,64 0,58 21,0 6,1 0,18 46 0,07 0,73 0,56 20,7 7,2 0,18 36 0,07 0,81 0,62 20,6 0,20 27 0,08 0,86 0,67 21,4 10,2 0,15 16 Есть 0,085 0,89 0,57 21,8 11,1 0,16 12 Есть 0,09 0,82 0,54 21,1 11,6 0,16 3,5

Примечание. В металле всех исследованных швов межкристаллитная коррозия отсутствовала после отпуска прн температуре 770° С и 8503 С.

образцы Гагарина и образцы для коррозионных испытаний, в по­перечном— для определения ударной вязкости и стойкости про­тив межкристаллнтной коррозии металла в состоянии после сварки и различной термической обработки. Коррозионная стой­кость оценивалась путем определения склонности металла шва к межкристаллкгной коррозии по методу AM и к общей коррозии — в растворах азотной кислоты.

J			ySf
	і/
0 '			|_^г

65 К 57 46 36 77 16 Д5 КомчестВо d -(разы, ’/. Рис. 139. Влияние никеля (изменения a-фазы) на ме­ханические свойства свар­ных швов с 20,6—21,8% Сг.

Количество ферритной фазы в швах определяли магнитометри - ческим способом и металлогра­фическим анализом. Одновременно Проводили рентгеноспектральный микроанализ структурных составля­ющих, металлографические и элек - тронномикроскопическне исследова­ния металла швов.

Опыты показали, что оптималь­ными механическими свойствами об­ладают сварные швы, содержащие 20—22% Сг и 5—7% Ni (рис. 139). При этом наряду с высокой прочно­стью швы обладают удовлетвори­тельной пластичностью и ударной вязкостью. Уменьшение содержания никеля до 3,1% заметно снижает ударную вязкость и относитель­ное удлинение металла шва, что связано со значительным увели­чением ферритной составляющей (табл. 69) и ростом феррнтных зерен (см. рис. 62, гл.11).

Максимальные значения пределов текучести и прочности прн достаточно высокой пластичности и вязкости шва соответствуют примерно равному количеству в нем феррита а аустенита и оди­наковому размеру зерен обеих фаз. Увеличение содержания ни­келя свыше 6% без дополнительного легирования элементами - ферритизаторами приводит к уменьшению предела текучести шва ниже 40 кГ/мм2, а при увеличении никеля свыше 7,0% предел текучести меньше 35 кГ/мм2. Согласно техническим условиям сталь 0Х21Н5Т должна иметь ат > 35 кГ/мм2 и о„ > 65 кГ/мм2. Указанная прочность стали 0Х21Н5Т, по мнению автора, несколь­ко занижена, так как испытания большого количества плавок стали на протяжении нескольких лет дали более высокие значе­ния: зт > 40 кГ/мм2 и о„ > 70 кГ/мм2.

Из условий получения равнопрочного сварного соединения с достаточными пластическими свойствами металл шва с 20— 22% Сг должен иметь 5—6,5% Ni, что соответствует содержанию в нем 40—60% ферритной фазы. Такое количество феррита в шве можно обеспечить, если отношение аустенитиэирующих элемен - N1 к

тов к ферритиэирующим £-• — = 0,30-г 0,40.

Ni

Швы, содержащие менее 4,5% Ni (отношение ^— < 0,30)

и свыше 65—70% феррита, в состоянии после сварки подвержены межкристаллитной коррозии аналогично ферритной стали Х17, претерпевшей воздействие сварочного нагрева.

Последующий отпуск при 650° С продолжительностью 2,5 ч частично уменьшает склонность металла такого шва к межкристаллитной корро - I зии, а отпуск при 770° С в течение 2,5 ч полностью предотвращает ее.

При повышении количества никеля от j 4,5 до 8%, что соответствует изменению j количества а-фазы от 60 до 30%, сварные | швы, содержащие до 0,07% С, стойки * против межкристаллитной коррозии как ■ в состоянии после сварки, так и после. провоцирующего нагрева при 650° С 2,5 ч, несмотря на недостаточное отношение со­держания титана к углероду. Как пока - ! зали дополнительные опыты по сварке стали ІХ21Н5Т, сварные швы типа 21-5 * и 21-6, содержащие более 0,07-0,08% С, Межквнстал

склонны к межкристаллитной коррозии, лет„ая корр0эИГмеТа1Ла несмотря на оптимальное количество фер - хромоннкелевого шва, со­рита (40—60%). Для Предотвращения держащего 0.085%’ с, межкристаллитной коррозии такие швы N> и

необходимо стабилизировать титаном или JjJ *фа„),( , *C0S”H ниобием либо лучше совместно тем И „осле сварки.

Другим.

При содержании более 0,07% С и более 8% Ni > 0,45^ и при отсутствии стабилизирующих элементов в металле шва после повторного (провоцирующего) нагрева наблюдается меж­кристаллитная коррозия (табл. 67, рис. 140). Различная корро­зионная стойкость металла исследованных швов в данном случае

может быть обусловлена лишь повышенным содержанием угле­рода при недостаточном содержании титана и уменьшением количества a-фазы, так как известно, что никель не оказывает прямого влияния на склонность металла к межкристаллнтной

коррозии. Следовательно, наличие ферритной фазы недостаточно для предотвращения межкристаллнтной коррозии металла шва при содержании в нем углерода более 0,07%.

Рассмотрим более тщательно причины появления межкристал - литной коррозии у металла хромоникелевых двухфазных швов, содержащих свыше 65% феррита. Подобное явление, как отме­чалось выше, наблюдалось в ферритно-аустенитном стали Х28АН.

Металлографический анализ микроструктуры металла швов в состоянии после сварки и испытаний на межкристаллитную коррозию показал, что при содержании никеля до 4,5% и хрома в среднем 21%, швы имеют развитую столбчатую структуру феррита с аустенитными прослойками и сильно растравленными участками на границах у - и а-фаэ (рис. 141). Коррозионное разрушение шва происходит прежде всего вследствие растворе­ния этих участков металла и потери связи между зернами фер­рита и аустенита. Специальные методы металлографического анализа с применением цветового и теплового травления, а также рентге­ноструктурный анализ показали, что выделившаяся третья фаза не являет­ся интерметаллядом (ст-фазой). Наи большее количество третьей фазы об­наруживается в швах с содержанием менее 4,5% Ni при 70% н более ферри та. С повышением содержания никеля размеры и количество этой фазы уменьшаются и при 4,5% Ni и более она не выявляется. Можно было пред­положить, что образующаяся в данном случае третья фаза представляет со­бой продукт у-> М-превращення. Что­бы проверить это, определяли стабиль­ность аустенитной фазы в опытных швах, пользуясь уравнением Мна С = 1174 — 37 X % Сг — 57 X % Ni — 1450(% С + % N).

Ni S f-фЮі, 7.

$! sj Ь т

Ні в шве. ’Л

Рис. 142. График влияния никеля в сварных швах, со­держащих 20,6—21,8% Сг, на температуру начала мар­тенситного превращения аустенитной фазы,

Содержание никеля и хрома в структурных составляющих, в том числе и в третьей фазе, исследуемых швов определяли рентгеноспектральным микроанализом на микрозонде «Камека». Оказалось, что количество никеля в аустенитной фазе изменялось пропорционально общему его содержанию в шве; концентрация хрома изменялась незначительно.

Расчеты показали, что при уменьшении никеля в швах ниже 4.5% мартенситное превращение у-фазы начинается при темпе­ратуре выше 0° С (рис. 142), поэтому возможен ее распад. При­мечательно, что в третьей фазе содержание хрома составляло 12—14%, а никеля не превышало 2%. Такой состав соответствует высокохромистой стали мартенситного класса, расчетная темпе­ратура у -> Мн-превращения которой находится около 400° С.

Таким образом, экспериментальные данные позволяют заклю­чить, что основной причиной межкристаллитной коррозии свар­ных швов с 20—22% Сг и менее 4,5% Ni является образование в них фазы, обедненной хромом и никелем и представляющей продукт т — Л4-превращения. Межкристаллитной коррозии таких швов подобно коррозии чистоферритного металла, по-видимому, способствуют также напряжения в кристаллической решетке по­верхностных слоев ферритных зе­рен, возникающие вследствие вы­деления (точнее, предвыделения) карбонитридов.

Прн длительной выдержке в азотной кислоте повышенной кон­центрации и при повышенной тем -

Ч		3			70 V
	ф		*-

		2	3	1	Кипение
				fc4=	—ы»*

Рис. 243, Структурно-нэбнратель - Рис. 144. Графики влияния ніже­ная коррозия металла шва с 21,1% ля (количества а-фаэы) в сварных

Сг и 4,6% Ni в 50%-ной кипящей швах с 20,6—21,8% Сг на корро -

аэотиоя кислоте. ХІ50. знойную стойкость в кипящей азот­

ной кислоте концентрации:

/-55%; 2 — 56%; 3-50%.

пературе исследуемые швы, содержащие менее 4,5% Ni (более 65% ферритной фазы), претерпевают также структурно-избира­тельную коррозию (рис. 143), вследствие чего имеют пониженную общую коррозионную стойкость (рис. 144). При этом локальная коррозия происходит не только по межкристаллитным прослой­кам, но и по всей аустенитной фазе подобно хромоннкелевому металлу в околошовной зоне сварных соединений из сталей типа 21-3 н 21-5 с аналогичной микроструктурой. Избирательная кор­розия такого металла с преимущественным растворением аусте­нитной фазы была объяснена значительно меньшей поверхностью
аустенитной фазы, контактирующей с агрессивной средой, по сравнению с ферритными зернами, наклепом (повышенной твер­достью) аустенита при таком соотношении структурных состав­ляющих, а также низким содержанием хрома в аустенитной фазе.

Влияние отношения поверхностей двух контактирующих ме­таллов различного состава на скорость коррозии было показано в § 19.

Рис. 146. Графики измелелі соотношения концентраций хро­ма и никеля в феррите п аусте - ните в зависимости от общет содержания никеля и количе­ства а-фаэы в сварных швах с 20,6—21,8%

Наклеп аустенитной фазы при уменьшении количества аусте - ннта иллюстрируется графиком изменения микротвердости

Рис. 145, Графики влияния общего содержания никеля (количества а-фаэы) в свар­ном шве с 20,6—21,8% Сг на микротвердость аустенп- та (7) и феррита (2).

структурных составляющих в за - с<

висимости от содержания никеля і—г—^'<cni - «°лер*

И соответственно соотношения ссг см

структурных составляющих В ВЫ - никеля в ферритной фазе шва; С

СОКОХрОМИСТОМ металле (рис. 145). то же’ 0 аустенитной фазе).

Влияние общего содержания никеля и, следовательно, количе­ства феррита в исследуемых швах на распределение хрома и никеля между структурными составляющими в виде соотноше­ния концентраций этих элементов представлено на рис. 146, где кривые построены по данным рентгеноспектрального микроана­лиза. Как следует из рис. 146, ферритно-аустенитный металл сварных швов обладает значительной межфаэной химической неоднородностью. При этом неравномерность распределения основных легирующих элементов (хрома и никеля) между струк­турными составляющими сильнее проявляется у швов, содержа­щих а-фаэу меньше 45% и больше 65%.

Характерно, что, несмотря на практически постоянное общее содержание хрома в исследуемых швах, соотношение содержания его между структурными составляющими значительно колеблет­ся с изменением количества никеля. В этом случае в швах с 45—65%-феррита (4,5—6,5% Ni) неравномерность распределе­ния хрома между ферритом и аустеннтом минимальна, а при отличном от указанного предела количестве — значительна. Большее содержание хрома в феррите по сравнению с аустени - том при увеличении количества а-фаэы свыше 60—65% обуслов­ливает разность электрохимических потенциалов между струк­турными составляющими хромоникелевого металла и вместе с разностью их поверхностей является причиной преимуществен­ного растворения аустенитной фазы (структурно-избирательной коррозии) в окислительных средах повышенной агрессивности, в том числе в 65%-ной HNO3.

При наличии третьей фазы — продукта у -*■ М-превращенил, наиболее обедненной хромом и более напряженной, чем феррит и аустенит, структурно-избирательная коррозия металла усили­вается из-за растворения не только аустенитной, но и этой фазы.

Благодаря структурно-избирательной коррозии возрастают общие потери в весе хромоникелевых сварных швов с содержа­нием a-фазы более 65%.

Чтобы предотвратить межкристаллитную и структурно-изби­рательную коррозии и обеспечить оптимальную общую корро­зионную стойкость хромоникелевых ферритно-аустенитных свар­ных швов с 20—22% Сг, колпчество ферритной фазы в них долж­но находиться в пределах 40—60%. Для этого в швах без ниобия и титана при 0,07% С, необходимо, чтобы Ni содержалось 5,5— 6,5%.

При наличии в таких швах стабилизирующих элементов (ниобия, титана) количество никеля должно быть несколько больше (6—7%). Прн этом обеспечиваются необходимые меха­нические свойства сварных соединений стали типа 21-5.

В гл. II отмечалось, что при таком соотношении ферритной и аустенитной фаз швы имеют наименьшее зерно обеих фаз и обладают весьма высокой стойкостью против образования го­рячих трещин.

Оптимальной стойкостью против образования горячих тре­щин обладают ферритно-аустенитные швы, содержащие 20— 40% ферритной фазы. По стойкости против трещин швы, содер­жащие 30—60% феррита, превосходят хромоникелевые аустенит­ные швы с 3—8% феррита.

Приведенные экспериментальные данные позволили устано­вить оптимальный химический состав металла шва н наметить состав электродной проволоки типа 21-8 для дуговой сварки хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 и 21-6. Для этого в проволоке ЭП500 (см. приложение, табл. 2) необхо­димо несколько увеличить содержание никеля (до 7.8—9,3%).

Влияние ферритизирующих элементов на микроструктуру и свойства хромоникелевых ферритно-аустенитных сварных швов

Выше отмечалось отрицательное влияние ванадия н повышенного содержания кремния на коррозионную стойкость хромоникелевых швов. Сильное ухудшение свойств сварных швов происходит прн повышенном количестве в них ферритной фазы [92, 94].

Опытные швы выполняли дуговой сваркой под флюсом АНФ-6 на стали 0Х21Н5Т проволокой идентичного с основным металлом состава с засыпкой в простроганные канавки в одном случае феррованадия, в другом — ферросилиция. При этом в швы с по­вышенным содержанием ванадия и кремния дополнительно вво­дили никель для уменьшения ферритизирующего действия по­следних. Количество феррита в опытных швах полностью сохра­нить неизменным не удалось.

С, увеличением количества ванадия без дополнительного легирования кремнием несколько возрастало содержание послед­него в шве в результате перехода его из феррованадия. Химиче­ский состав металла псследуемых швов приведен в табл. 70.

На рис. 147 представлены графики изменения механических свойств исследуемых хромоникелевых швов в зависимости от со­держания ванадия и кремния, а на рис. 148 и 149 — микрострук­тура металла этих швов.

С увеличением содержания ванадия или кремния до 0,8% несколько снижается предел прочности металла шва; дальней­шее повышение содержания этих элементов практически не влияет на предел прочности. Предел текучести и твердость ме­талла с увеличением содержания ванадия и кремния в исследо­ванных пределах неуклонно возрастают, а пластичность и вяз­кость снижаются. Последнее обусловлено как повышением мик- ротвердости феррита в результате растворения в нем ванадия

с различным содержанием кремния в ванадия Химиче киї-, состава шаа, « ши с Мп S1 Сг N1 V Т1 1 0,06 0,40 0,45 21.1 5,1 _ 0,25 2 0,06 0,41 0,50 20,9 5,1 0,14 0,25 3 0.06 0,40 0,50 20,8 5,1 0,25 0,30 4 0.07 0,44 0,59 20,4 5.2 0,44 0,28 5 0,07 0,46 0,60 20,7 5,6 0,8 0,22 6 0.07 0,43 0,69 20,4 5,2 1,0 0,22 7 0,07 0,45 0,77 20,4 6,3 1,5 0,22 8 0,С8 0,40 0,69 20,5 5,8 2,3 0.19 9 0,1-8 0,47 0,80 20,3 7,8 3,0 0.19 10 0,06 0.40 0,40 20,9 5,1 — 0,25 11 0,06 0,42 0,80 20,8 5,2 — 0,28 12 0,07 0.46 1,2 21,1 5,3 0,22 13 0,07 0,40 1,4 20,6 5,4 0,19 14 0,07 0,45 1,8 20,4 6,0 0,19 15 0,08 0,46 2,0 20,4 6,4 0,18 16 0,08 0,43 2.2 20,7 6,6 0,1В

Рис. 147. Графики влияния ванадия (а) и кремния (б) на механические свойства хромоникелевых ферритно-аустенитных сварных швов.

и кремния, так и увеличением ферритной фазы вследствие недо­статочного содержания никеля (рис. 148 и 149).

При увеличении до 7—8% Ni в швах такого состава, в том числе содержащих ванадий и кремний, можно значительно уве­
личить разницу между пределами прочности и текучести, повысив тем самым пластичность металла.

На рис. 150 и 151 представлены графики, характеризующие влияние ванадия и кремния на общую коррозионную стойкость хроме---- ' ■ '"стенитных швов. Кривые строили

в ' г Рис. 148. Микроструктура металла хромоникелевых сварных швов, со­держащих 20,4—20,7% Сг, 5,2—6,3% Ni и ванадия (X150): а — 0,44%; б — 0,80%; в — 1.5%: г-2.3%.

для металла шва за вычетом потерь в весе основного металла сварных соединений, так как изменение коррозионной стойкости их прн дополнительном легировании металла шва происходило исключительно за счет последнего (рис. 152).

Как следует из приведенных графиков, с повышением содер­жания кремния и ванадия общая коррозионная стойкость метал­ла швов в азотной кислоте ухудшается. Особенно хорошо это видно прн увеличении в металле кремния или ванадия более

0.8—1,0% и тем сильнее, чем выше концентрация и температура кислоты. Отрицательное влияние ванадия на коррозионную стой­кость швов в исследованных средах наибольшее. Это, по-видимо- му, обусловлено тем, что ванадий уменьшает силы межатомной

Рис. 149. Микроструктура металла хромоникелевых сварных швов, со­держащих 20,4—21,1% Сг, 5.2—6,6% Ni и кремния (XI50): а — 0.80%; б — 1,2%; в — 1.5%; г — 2,2%.

связи в твердом растворе [65], облегчая самодиффуэию атомов в решетке и уменьшая работу выхода ион-атомов из металла, находящегося в окислительной агрессивной жидкости.

В гл. III было показано отрицательное влияние ванадия, рас­творенного в твердом растворе, на сопротивление ползучести высокохромистого металла. По-видимому, между силами меж­атомной связи в решетке твердого раствора, процессами диффу­зии в нем, жаропрочностью и работой выхода ион-атомов из ме­талла во внешнюю среду, а следовательно, и коррозионной стой­костью существует взаимосвязь.

Проведенные автором испытания экспериментальных сталей типа 21-5 с титаном, титаном и ванадием, ниобием, ниобием и ва­надием, а также соединений этих сталей, выполненных аргоно­дуговой сваркой неплавящимся электродом без присадки, пока­зали, что введение в металл даже сравнительно небольшого количества ванадия (до 0.3%) ухудшает общую коррозионную

Рис. 151, Графики влияния ва­надия на коррозионную стой­кость хромоникелевых сварных

Рис. 150. Графики влияния кремния на коррозионную стой­кость хромоникелевых сварных швов в 50%-ной HN03 при тем­пературе кипения (!) и прн 70° С (2).

/ — в 50%-ной HNOj прн температу­ре кипения; 2 — в 30%-ной HNOj при температуре кннснпн. 3 —в 50%-ной HNOj прн 70“ С.

иьіх соединений этих сталей, выполненных аргоно-дуговой свар­кой без присадки, в 1,4—1,5 раза ниже, чем стали в состоянии поставки в результате усиленной коррозии металла шва.

При концентрации азотной кислоты до 50% и температуре 70° С исследуемые сварные швы достаточно корроэионностойкие. Причем как швы с повышенным содержанием ванадия или крем­ния, так п без ванадия л с небольшим количеством кремния стойки против межкристаллитной коррозии в этих условиях испытания, а также в азотной кислоте более высокой концент­рации и температуры. Поэтому нет надобности легировать их ва­надием и большим количеством кремния. Предпочтительнее

Влияние ванадия на коррозионную стойкость ферритно-аустенитных хромони Марка стали Хнмн с „„ SI Сг Т1 V 0X21Н5Т 0,08 0.69 0.62 21,5 5,1 0,30 ОХ21Н5ТФ 0,07 0,62 0.66 21.0 5,0 0,30 0.30 0X21Н5Б 0,08 0,62 0.58 21,8 5,0 0,70 0Х21Н5БФ 0,08 0,63 0,58 21,2 5,2 — 0.70 0.24

в случае необходимости обеспечения стойкости сварных швов против межкристаллнтной коррозии в более сильных агрессив­ных средах легировать их титаном или лучше ниобием.

Рис. 152. Образцы сварных соедине­нии стали 0Х21Н5Т с различным со­держанием вана­дия в шве после кипения в 50%-ной HNOs в течение 240 ч.

Небольшое количество ванадия (0,3—0,5%) можно вводить в швы с аустеннтно-ферритной структурой для повышения пре­дела текучести его до уровня основного металла при сварке ферритно-аустенитных и феррнтных сталей. При этом отрица­тельное действие ванадия может быть нейтрализовано некото­рым повышением в шве содержания хрома.

Однако уместно отметить, что чрезмерное улучшение корро­зионной стойкости шва по сравнению с основным металлом мо -

Средняя скорость коррозии в аэотноП кислоте, г/и'-ч, различной концентрации при температуре 50%-ная 56% на 65%-н 50° С 70° С 50° С 70° С 50° С 70° С — 0,002 0,02 0,24 0,006 0,02 0,42 0,01 0,040 0,50 0,002 0,02 0,36 0,007 0,03 0,49 0,01 0,075 2,15 0,001 0,01 0,17 0,006 0,02 0,38 0,008 0,035 0,36 0,001 0,01 0,28 0,006 0,02 0,49 0,016 0,042 0,54

Таблица 72 Химический состав опытных электродов, имитирующих сварное соединение Содержание элемент о», % Объект исследования II С Мп S1 СГ к, ТІ Nb V Сталь 1Х21Н5Т, , , . 0,14 0,58 0,50 21,4 5,3 0,80 Шов, выполненный проволокой Св-08Х19Н10Б.... 0,12 0,67 0,80 20,0 7,2 0,25 0,70 Шов, выполненный проволокой Св-08Х19НФ2С2 , . . 0,12 0,51 1,2 20,2 7,6 0,22 - 1,1

жет оказать отрицательное влияние на коррозионную стойкость металла околошовной зоны у линии сплавления со швом в среде повышенной агрессивности [95].

По методике моделирования, описанной в предыдущем пара­графе, исследовали электрохимическое поведение электродов, имитирующих основной металл (О. М.) 1Х21Н5Т, околошовную зону у линии сплавления со швом (3. Т. В.), где развивается структурно-избирательная коррозия этой стали, и металла двух швов (табл. 72) с хорошей коррозионной стойкостью (1Х20Н7БТ) и пониженной (1Х20Н7СТФ). Полученные экспериментальные Данные приведены на рис. 153, 154 и 155 и в табл. 73. Там же для сравнения представлены электрохимические характеристики мак­ропары основной металл — зона термического влияния.

Разность электродных потенциалов (рнс. 153), коррозионный ток и скорость коррозии в макроэлементах основной металл (О. М.) —зона термического влияния (3. Т. В.) и основной ме­талл— шов 1Х20Н7БТ в 20%-ной азотной кислоте мало отлича - ются( рис. 154 и табл. 73). Более значительная разность потен­циалов, коррозионный ток и соответственно скорость коррозии металла шва наблюдается в эле­менте основной металл — шов 1Х20Н7СТФ. Причем в данной среде при изменении химического состава шва коррозия металла околошовной зоны сохраняется неизменной.

20 І0 56 65

Концентрация HN03. %

Рис. 153. Графики влияния концентрации кипяшей азот­ной кислоты на разность

электродных потенциалов

(ЛЕ = Еі — £2) между элек­тродами макропары:

/ — основной металл — шов

1Х20Н7СТФ; 2 —основной ме­талл — зона термического влия­ния; 3 — основной металл — шов 1Х20Н7БТ.

С повышением же концентрации и соответственно окислительной спо­собности азотной кислоты электро­химические свойства и скорость кор­розии зоны термического влияния, а также шва, изменяются в зависи­мости от химического состава метал­ла шва. Так, в сварном соединении стали 1Х21Н5Т со швом типа 1Х20Н7СТФ увеличение концентра­ции кислоты сопровождается значи­тельно более интенсивным возраста­нием коррозионного тока в макро­паре О. М.— шов, чем в макропаре О. М—3. Т. В. (рис. 155), что находит отражение в разности электродных потенциалов (рис. 153). При этом коррозионная стойкость шва хуже стойкости металла околошовной зоны. В этом случае наблюдается особенно значительная разница коррозион­ной стойкости шва и основного металла (табл. 73).

Иная картина наблюдается, если металл шва на той же стали 1Х21Н5Т имеет состав типа 1Х20Н7БТ, более коррозионностой­кий, чем предыдущий шов. В этом случае возрастание концент­рации кислоты сопровождается более значительным повышением коррозионного тока в макропаре 3. Т. В.— О. М. (рис. 154). При таком составе коррозионная стойкость шва лучше стойкости металла околошовной зоны, причем скорость коррозии около­шовной зоны в этом случае больше, чем в случае контакта со швом типа 1Х20Н7СТФ: 8,75 г/м2 • ч против 6,11 г/м2-ч в 65%- ной азотной кислоте. Есть основание полагать, что при дальней­шем улучшении коррозионной стойкости металла шва при прочих

равных условиях стойкость околошовной зоны еще больше ухудшится.

Таким образом, при выборе присадочного металла необходи­мо стремиться обеспечить равенство не только механических

Таблица 73

Влияние состава шва и концентрации кипящей азотной кислоты на скорость коррозии электродов, имитирующих элементы макропар сварного соединения стали 1X21Н5Т

j Скорость коррозии, г/я’-ч, элементов ывкропвры снарпого j соединенна в кипящей азотной кислоте 20%-НОй 5вк-иой 65%-ной Основной металл 0,040 0,423 1,25 2,76 Шов 1Х20Н7БТ 0,043 1,26 4,4 5,67 Зона термического влнянпя 0,040 0,405 4,36 8,75 Шов 1Х20Н7БТ 0,040 0,946 3,60 4,52 Основной металл 0,040 0,498 1,23 2,71 Шон 1Х20Н7СТФ 0,27 2,50и 10,00 17,95 Зона термического элияния 0,043 0,675 4,34 6,11 Шов 1Х20Н7СТФ 0,25 2,603 6,5 8,33 Основной металл 0,040 0,374 1,05 2,87 Зона термического влияния 0,046 0,51 7,25 14,02

Примечание. В числителе и знаменателе указаны весовые потерн со­ответствующих элементов макропары.

свойств шва и основного металла и стойкость шва против меж­кристаллитной коррозии, но и равенство общей коррозионной стойкости металла всех зон сварного соединения. Необходимо учитывать влияние карбидообразующих элементов (титана и нио­бия) на свойства двухфазных швов на ферритно-аустенитных сталях, так как для обеспечения стойкости против межкристал­литной коррозии при содержании углерода более 0,07% необхо­димы стабилизаторы (карбидообразующие элементы). Кроме того, для уменьшения выгорания стабилизирующих элементов

при дуговом процессе, особенно при сварке в углекислом газе, и для постоянства содержания их з металле шва при изменении режима сварки, сварочные проволоки дополнительно легируют алюминием. Поэтому представляют интерес данные [94] влияния этих элементов при различном содержании никеля на свойства двухфазных сварных швов. Опытные швы выполняли на ста -

	r 7
00				— -4
Л	і		f-Г.	—
МОп----	Ґ	'"К			н
				•v
00
0				/ /	і	V

Рис. 155. Графики измене­ния корроаионного тока в макроэлементах О. М.—шов (сплошные липни) и О. М.— 3. Т. В. (пунктирные линии) сварного соединения стали 1Х21Н5Т со швом типа 1Х20Н7СТФ в зависимости от концентрации кипящей азотной кислоты: а — 20%; 6 — 40%; в-56%; г -

Рис. 154. Графики измене­ния коррозионного тока в макроэлементах О, М.— шов (сплошные линии) и О. М.—

3. Т, В - (пунктирные линии) сварного соединения стали 1Х21Н5Т со швов типа 1Х20Н7БТ в зависимости от концентрации кипящей азот­ной кислоты*

а — 20%; 6 — 40%; в — 58%; г —

ли 0Х21Н5Т с простроганными канавками автоматической сваркой под флюсами АН-26 и АНФ-6 проволоками 0X21Н5Т и Св-06Х19Н9Т с дополнительным введением порошка соответ­ствующих исследуемых элементов.

В первой партии швов с различным содержанием ниобия ко­личество прочих элементов составляло: 0,07—0,09% С; 0,50— 0,65% Мп; 0,51 — 1,03% Si; 20,0—20,8% Сг; 5,2—5,5% Ni и 0,21 —

Рис. 157. Графики влияния ниобия (сплошные линии) II титана (пунктирная линия) типа пи-э. на количество ферритной

фазы в металле хромонике­левых сварных швов типа 20-5 (а) и 20-7 (6).

. ... to '.2

Содержание ні. Ті. %

б

5ис. 156. Графики в. і титана (б) на і

сварных хромоникелевых

0,23% Ті, а во второй партии швов — 0,06—0,09% С' 0,55—
0,95% Мп; 0,66—0,87% Si; 20,0—21,0% Сг; 7,2—7,9% Ni, 0,11 —
0,21% Ті. Швы с различным количеством титана содержали:
0,06—0,08% С; 0,43—0,63% Мп; 0,40—0,60% Si; 20,0—20,7% Сг;
5,2—5,6% Ni. Химический состав металла швов, дополнительно
легированных алюминием, следующий: 0,07—0,08% С; 0,50—

0,66 % Мп; 0,55—0.75% Si;
20,0—20,2% Сг; 5,1—5,5% Ni;
0,23—0,27% Ті.

Опыты показали, что с уве-
личением содержания ниобия
более 0,5—0,6% предел теку-
чести металла шва типа 21-5

возрастает, а предел прочности и пластичность уменьшаются (рис. 156). Ударная вязкость металла исследуемых швов при введении ниобия неуклонно снижается. Такое изменение меха­нических свойств обусловлено повышением в структуре металла количества ферритной фазы (рис. 157), наклепом аустенита, а также образованием интерметаллидов подобно тому, как это наблюдалось в хромомарганцевых швах. Как показал рентгено - структурный анализ (выполнил канд. техн. наук Н. Л. Карета) осадка, электролитически выделенного Г. П. Манджелей из ме­талла опытных швов, при увеличении содержания титана и нио­бия до 0,5% и более в металле данного состава образуются ин - терметаллндные фазы Fe2Nb и FejTi.

При отношении Nl/Сг = 0,26 н менее и при 8,5—9-кратном отношении ниобия к углероду количество ферритной фазы в структуре металла шва возрастает до 70%, а пластичность и вязкость становятся ниже допустимой. При Ni/Cr = 0,29-гО,30 и Nb/C = 16 шов как при ударном изгибе, так и при растяжении разрушается хрупко.

Рис. 158. Графики влияния алю - Рис. 159. Графики влияния ниобия миння на механические свой - на механические свойства хромонн - ства хромонпкелевых сварных келевых сварных швов тппа 20-7. швов, содержащих 20% Сг и от 5,2 до 6,5% Ni.

Примерно такое же влияние на количество феррита в струк­туре хромоникелевого шва и на его механические свойства оказывает титан с той лишь разницей, что с по -

N				d,	~Г ✓
	N
			Is	/
				Он'

вышением его содержания до 0,8% (Ti/C = 9-г 11) предел проч­ности несколько снижается, а при дальнейшем увеличении ко­личества титана возрастает; предел текучести при повышении содержания титана от 0.2 до 1,26—1,30% неуклонно возрастает (рис. 156). Влияние алюминия на механические свойства хромо­никелевых швов более значительно (рис. 158), чем ниобия и ти­тана. Это объясняется тем. что алюминий по сравнению с нио­бием и титаном более эффективный ферритизатор. Как показали металлографические исследования, из трех исследованных эле­ментов титан наиболее эффективно измельчает зерно хромони­келевого двухфазного металла шва.

Увеличение содержания никеля с 5,2—5,5% (Ni/Cr =

= 0,25-гО,26) до 7,2—7,3% (Ni/Cr = 0,35—0,36) значительно по­вышает количество аустенита в структуре 20%-ного хромистого шва (рис. 157,6), вследствие чего введение стабилизирующих (карбидообразующих) элементов (ферритизаторов) в исследо -

ванных пределах меньше изменяет механические свойства (рис. 159). При более высоком содержании хрома следует ожи­дать некоторого повышения предела те­кучести металла шва с таким количеством никеля. Из приведенных экспериментальных данных следует, что при 7—9-кратном от­ношении Ті/C или 8—10-кратном отноше - "д£

I 50% HN0, і i-m
1 !' 50% НПО,
Г-ІЇ--

и о а? о* йб с

Содержание N0. % Рис. 160. Графики влия­ния ниобия на общую коррозионную стойкость в азотной кислоте хромо­никелевых сварных швов с различным содержапи -

l'70-С				/
				А	»	Г
					А
	/
tw
				2
		-			■з
а
11 -70’С				г
				~2
и		2Х		s'
			-		3

Содеожание Ті (о>, MISI, % 6

Рис. 161. Графики влия­ния титана (а) и алюми­ния (б) на общую корро­зионную стойкость хромо - никелевых сварных швов типа 20-5 в азотной кис­лоте концентрации:

I —65%; 2-50%; 3-30%

нии Nb/C в металле шва с 20—22% Сг механические свойства его оптимальны, если содержание никеля в нем составляет 6—7%. При легировании металла шва совместно ниобием, титаном и алюминием содержание каждого из стабилизирующих элементов (титана и ниобия) должно быть соответственно уменьшено. При этом в шве должно быть не более 0,15—0,20% А1.

На рис. 160 и 161 показано влияние исследуемых элементов на общую коррозионную стойкость в азотной кислоте хромонпке -

левых швов. Из рисунков видно, что при содержании ниобия свыше 0,6% титан и алюминий ухудшают общую коррозионную стойкость металла ферритно-аустенитных швов в азотной кисло­те, особенно швов с недостаточным количеством никеля. В хро­моникелевых швах типа 20-7 отрицательное воздействие ста­билизирующих элементов (ниобия) на общую коррозионную стойкость значительно меньше, чем в швах типа 20-5 (рис. 160). Влияние титана на общую коррозионную стойкость хромоникеле­вых швов (рис. 161,а) значительно больше, чем ниобия (рис. 160) и алюминия (рис. 161,6). В отличие от титана ниобий в количе­стве, необходимом для связывания углерода, практически не ухудшает общую коррозионную стойкость швов. В 50%-ной азотной кислоте при температуре до 70° С сварные швы, стаби­лизированные титаном, также достаточно коррозионностойки (рис. 161,с, кривая 2).

Анализ приведенных данных по влиянию легирующих элемен­тов на свойства двухфазных швов позволяют сделать следующие общие выводы. Для обеспечения требуемых механических свойств и коррозионной стойкости сварных соединений хромони­келевых ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 необходимо, чтобы в структуре металла шва было 40—60% феррита. Для этого в шве с 20—22% Сг к 8—10-кратным отношением стабили­зирующих элементов титана и ниобия к углероду содержание никеля должно находиться в пределах 6—7%. Максимальная коррозионная стойкость таких швов может быть достигнута при стабилизации ниобием. В случае совместного легирования метал­ла шва ниобием и титаном целесообразно, чтобы количество первого превышало содержание второго. Для уменьшения выго­рания титана и ниобия и для более стабильного перехода их в шов при сварке в защитных средах различной окислительной способности следует сварочную проволоку легировать алюминием так, чтобы его содержание в металле шва не превышало 0,2%. В противном случае сильно ухудшаются пластичность, вязкость н коррозионная стойкость шва.

При низком содержании углерода (не более 0,06%) в швах могут отсутствовать карбидообразующне элементы. Для упроч­нения таких швов целесообразно вводить в него азот в количе­стве 0,15—0,25%. В этом случае количество ферритной фазы в шве может составлять 20—50%.