Влияние химического склада и структуры высоколегированных швов на их стойкость против образования горячих трещин

Кроме серы, фосфора, кремния, ниобия, углерода, наличия лег­коплавких металлов (Pb, Zn, Sn), а также увеличения толщины свариваемого металла, по-вышения погонной энергии сварки и укрупнения структуры, образованию горя-чих трещин в высоколеги­рованных аустенитных швах способствует увеличение отношения в них количества никеля к хрому (увеличения запаса аустенитнос-ти).

Особенно сильное влияние на снижение стойкости аустенитных однофаз-ных швов против образования горячих трещин оказывает ниобий, причем дей-ствие его значительно превосходит влияние кремния. В чистоаустенитном хро-моникелевом шве типа 00Х20Н15 с весьма низким содержанием углерода, кре-мния и серы достаточно 0,30—0,35% ниобия, чтобы вызвать появление горячих трещин. По некоторым данным [199] наличие 0,15—0,20% ниобия в чистоаус-тенитных хромоникелевых швах вызывает образование горячих трещин. В на-ших опытах по ручной сварке стыков из стали 10Х17Н13М2Т толщиной 45 ммэлектродами из проволоки Св-01Х19Н18Г10АМ4, обеспечивающих весьма вы-сокие значения V_кpнаплавленного под флюсом металла, наличие ниобия в пок-рытии до 1,35% (в шве при этом содержалось 0,27% ниобия) привело к об­разо-ванию горячих трещин в шве.

Такое влияние ниобия обусловлено сильной дендритной ликва­цией его из-за ограниченной растворимости в твердом растворе металла шва вследствие большой разности в размере его атома по сравнению с атомом железа (см. табл. 21).

Ниобий снижает также пластичность швов, однако подобно мо­либдену он несколько уменьшает вредное действие кремния на трещиноустойчивость хро-моникелевого металла типа 25-20.

Наиболее эффективное повышение стойкости аустенитных швов против образования горячих трещин обеспечивается при наличии в них ферритной сос-тавляющей, причем роль феррита в аустенитном шве в этом отношении насто-лько велика, что целесообразность до­полнительного легирования тем или иным элементом определяется не столько способностью его снижать содержание или нейтрализо­вать серу и фосфор либо уменьшать или усиливать дендритную лик­вацию, сколько тем, насколько этот элемент влияет на присутствие в шве фер-ритной фазы. Если при легировании данным элементом шов из однофазного аустенитного становится двухфазным аустенитно-ферритным, стойкость его против образования горячих трещин повышается даже в том случае, если этот элемент относится к ухуд­шающим стойкость против образования трещин чис-то аустенитного шва (например, кремний).

Наоборот, если легирование даже полез­ным с этой точки зрения аусте-нитного шва элементом (например, марганцем или азотом) металл последнего из двухфазного аустенитно-ферритного становится однофазным аустенитным, то стойкость его против горячих трещин сильно падает. Так, например, даже при содержании 2,0—2,5% Si в хромоникелевом шве типа 18-9 (сварка стали 12Х18Н10Т проволокой Св-04Х19Н9С2), а также при наличии ниобия (сварка проволокой Св-08Х19Н10Б) трещины не образуются благодаря наличию фер-ритной фазы. Естественно, что при легирова­нии такого шва элементами, сни-жающими к тому же содержание серы или измельчающими его пер­вичную структуру (например, ванадием), стойкость против образования трещин повы-шается в большей степени.

Минимальное количество феррита, необходимое для предотвра­щения об-разования горячих трещин в хромоникелевом металле шва, содержащем нио-бий и повышенное количество кремния, составляет 2%, а без ниобия и при ми-нимальном содержании кремния - 1%. С увеличением количества ферритной фазы в аустенитно-ферритном шве возможность образования в нем горячих трещин уменьшается. По данным некоторых авторов [259] повышение содер-жания феррита в хромоникелевом аустенитном шве от 0 до 25% приводит при-мерно к четырехкратному увели­чению его критической скорости деформации, что свидетельствует о повышении стойкости металла против образования го-рячих тре­щин. На рис. 106 приведены данные исследований влияния феррит­ной фазы в количестве от 3,5 до 85% на стойкость хромоникелевых швов про-тив образования горячих трещин, определяемой по методике ИМЕТ.

Рис. 106. Влияние количества фер­ритной фазы в хромоникелевом шве с 20—22% Сг на его критическую скорость деформирования (и_кр опре­делялась по методике ИМЕТ — ЦНИИчермет).

Из рисунка видно, что наиболее трещиноустойчивыми являются швы, содержащие от 20 до 60% ферритной фазы.

Положительное влияние ферритной фазы на сопротивляемость аустенит-ных швов образованию горячих трещин обусловлено сле­дующими факторами:

1. При кристаллизации аустенитно-ферритного металла шва вследствие совместного роста и -фаз получается более мелкозер­нистая и дезориенти-рованная (равноосная) структура (рис. 107), стойкими разветвленными фер-ритными учас­тками. В отличие от этого структура однофазного аустенитного металла шва характеризуется относительно развитыми столбчаты­ми кристал-литами, состоящими из дендритов с неразвившимися осями высших порядков.

Количество α -фαзы, %

Рис. 107. Влияние никеля (со­отношения количества - и -фаз) на размер зерна феррита и аустенита в сварных швах с 20,6—21,3% Сг.

2. Такие примеси, как кремний, сера, фосфор, снижающие вы­сокотемпе-ратурную межкристаллитную прочность и пластичность металла шва, пред-почтительнее растворяются в α()-твердом раст­воре, благодаря чему концент-рация их в маточном жидком расплаве при кристаллизации двухфазного аус-тенитно-ферритного металла значительно меньше, чем при кристаллизации однофазного аусте­нитного шва. В результате этого уменьшается дендритная неодно­родность аустенита по указанным элементам и повышается его меж-кристаллитная пластичность. По мнению авторов некоторых работ [186, 224], при этом уменьшается также количество (или во­обще вероятность образования) в междендритных объемах легко­плавких химических соединений серы и фос-фора с основными эле­ментами сплава — железом и никелем.

3. При охлаждении закристаллизовавшегося аустенитно-фер­ритного металла шва в нем не развивается физическая неоднород­ность, которая имеет место при аналогичных условиях охлаждения в однофазном аустенитном шве.

В связи с положительным влиянием ферритной фазы на стой­кость аусте-нитных швов против образования горячих трещин со­временная технология электродуговой сварки большинства аусте­нитных нержавеющих сталей предус-матривает получение швов с аустенитно-ферритной структурой при количестве ферритной со­ставляющей от 2 до 7—8%. Верхний предел содержания феррита ограничивается указанным количеством в том случае, если изделие эксплуати-руется при температуре выше 300° С, так как при со­держании феррита в хро-моникелевом аустенитном и высокохромистом мартенситном шве более 13-15% в интервале температур 350—530° С происходит падение его вяз­кости из-за так называемой 475-градусной хрупкости. Из условий же оптимальной кор-розионной стойкости, особенно в окислительных средах, при условии, что рабочие температуры не превышают 300° С, содержание ферритной фазы в шве может достигать 60%.

Для обеспечения в аустенитных швах требуемого количества феррита проволоки и электроды, применяемые для сварки той или иной нержавеющей стали, легируют дополнительным по сравнению со свариваемой сталью коли-чеством ферритообразующих элемен­тов — хромом, кремнием, ванадием, ти-таном, молибденом. Следует, однако, при этом учитывать отрицательное влия-ние ряда элементов(молибдена, кремния, а в некоторых пределах и ванадия) на общую коррозионную стойкость металла шва в окислительных жидкостных средах. В этом случае в качестве легирующего феррито-образующего элемента наиболее целесообразно использовать хром (например, в электродах ЦЛ-11, ЦТ-15 и др.).

Аналогично ферритной фазе, но несколько менее эффективно, действует на структуру и стойкость против образования горячих трещин в аустенитных швах боридная фаза. Особенно эффективно наличие этой фазы в швах, работа-ющих в условиях высоких нагрузок и температур, так как при наличии борид-ной фазы повышается также и жаропрочность металла. Следует, однако, иметь в виду, что наличие малых добавок бора (до 0,10%) ухудшает стойкость аусте-нитных швов против образования горячих трещин вследствие расширения тем-пературного интервала хрупкости. По некоторым данным [224] при содержа-нии бора в аустенитных швах в количествах, измеряемых тысячными или со-тыми долями процента, он не только не предотвращает, но даже, наоборот, уси­ливает склонность металла к образованию горячих трещин. Для большинства композиций аустенитных швов наиболее приемлемым с точки зрения трещино-устойчивости является введение бора в пре­делах 0,3—0,8%(табл.16).

Таблица 16 Влияние бора и погонной энергии сварки на образование горячих трещин в угловых швах типа 06Х23Н28МЗДЗТ при сварке тавровых образцов