3. Горячие трещины сварных швов высоколегированных сталей и меры их предотвращения.

3.1. Факторы, определяющие склонность металла высоколегированных сварных швов к образованию горячих трещин.

1.Горячие трещины, образующиеся в высоколегированных аустенитных швах, по своей при­роде и мерам предотвращения во многом отличаются от трещин, возникающих при выполнении нелегированных и низколегированных швов.

2.В противоположность нелегированным и низколегированным швам, аустенитные швы оказываются более склонными к горячим трещинам при повышении температуры свариваемого ме­талла (применение предварительного и сопутствующего подогрева) и при увеличении ширины шва.

3. Общим для горячих трещин нелегированных и высоколегированных аустенитных швов является:

- межкристаллитный характер высокотемпературного разрушения металла и связанное с этим первостепенное значение для трещиноустойчивости обеспечение достаточной высокотемпературной межкристаллитной его пластичности и прочности;

- отрицательное влияние увеличения толщины свариваемой стали,

- увеличения размеров (толщины) первичных дендритов и кристаллитов,

- повышение содержания элементов и примесей, обладающих меньшей растворимостью в твердом металле, чем в жидком, и снижающих температуру плавления (увеличивающих интервал кристаллизации) и др.

4. Факторами, повышающими стойкость аустенитных швов против образования горя­чих трещин, являются:

- измельчение и дезориентирование их структуры,

- снижение вредных примесей, в том числе водорода,

- обеспечение двухфазной аустенитно-ферритной, аустенитно-карбидной или аустенитно-боридной структуры (там, где это допустимо),

- дополнительное легирование элементами, нейтрализующими вредное влияние серы, а также элементами, повышающими силы межатомной связи и предотвращающими развитие фи­зической неоднородности металла шва.

3.2. Влияние химического состава и структуры высоколегированных швов на их стойкость против образования горячих трещин

1. Наличие серы, фосфора, кремния, ниобия, углерода, наличия легкоплавких металлов (Рb, Sп и др.) и укрупнения структуры, способствует образованию горячих трещин в высоколегированных аустенитных швах.

2. Образованию горячих трещин в высоколегированных аустенитных швах способствует так­же увеличение отношения в них количества никеля к хрому (т.е. увеличения запаса аустенитности).

3. Особенно сильное влияние на снижение стойкости аустенитных однофазных швов против образования горячих трещиноказывает ниобий, причем действие его значительно превосходит влияние кремния. В чисто аустенитном хромоникелевом шве типа 08Х20Н15 с весьма низким содер­жанием углерода, кремния и серы достаточно 0,30 — 0,35% ниобия, чтобы вызвать появление горячих трещин. По некоторым данным наличие 0,15 — 0,20% ниобия в чисто аустенитных хромоникелевых швах вызывает образование горячих трещин.

а). 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.

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

4. Наиболее эффективное повышение стойкости аустенитных швов против образования го­рячих трещин обеспечивается при наличии в нихферритной составляющей.

Минимальное количество феррита, необходимое для предотвращения образования горячих трещин в хромоникелевом металле шва, содержащем ниобий и повышенное количество кремния, со­ставляет 2%, а без ниобия и при минимальном содержании кремния — 1% . С увеличением количе­ства ферритной фазы в аустенитно-ферритном шве возможность образования в нем горячих трещин уменьшается. По данным некоторых авторов повышение содержания феррита в хромоникелевом аустенитном шве от 0 до 25% приводит примерно к четырехкратному увеличению его критической скорости деформации, что свидетельствует о повышении стойкости металла против образования го­рячих трещин. Наиболее трещиноустойчивыми являются швы, содержащие от 20 до 60% феррит­ной фазы.

Положительное влияние ферритной фазы на сопротивляемость аустенитных швов образо­ванию горячих трещин обусловлено следующими факторами:

А. При кристаллизации аустенитно-ферритного металла шва получается более мелкозернистая и дезориентированная (равноосная) структура с трещиностойкими разветвленными ферритными участками. В отличие от этого структура однофазного аустенитного металла шва характеризуется от­носительно развитыми столбчатыми кристаллитами, состоящими из дендритов с неразвившимися осями высших порядков.

Б. Такие примеси, как кремний, сера, фосфор, снижающие высокотемпературную межкристаллитную прочность и пластичность металла шва, предпочтительнее растворяются в а-твердом растворе (феррите), благодаря чему концентрация их в маточном жидком расплаве при кристаллизации двухфазного аустенитно-ферритного металла значительно меньше, чем при кристаллизации однофазною аустенитного шва. В результате этого уменьшается дендритная неоднородность аустенита по указанным элементам и повышается его межкристаллитная пластичность.

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

5. В связи с положительным влиянием ферритной фазы на стойкость аустенитных швов против образования горячих трещин современная технология электродуговой сварки большинства аустенитных нержавеющих сталей предусматривает получение швов с аустенитно-ферритной структурой при количестве ферритной составляющей от 2 до 7 — 8% (см. рис. 1 Диаграмма Шеффлера).

Особенности:

а). Верхний предел содержания феррита ограничивается указанным количеством в том слу­чае, если изделие эксплуатируется при температуре выше 300°С, так как при содержании феррита в хромоникелевом 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.

б). Из условий же оптимальной коррозионной стойкости, особенно в окислительных средах, при условии, что рабочие температуры не превышают 300° С, содержание ферритной фазы в шве может достигать 60%.

в). 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 количеством ферритообразующих элементов хро­мом, кремнием, ванадием, титаном, молибденом.

г). Следует, однако, при этом учитывать отрицательное влияние ряда элементов (молиб­дена, кремния, а в некоторых пределах и ванадия) на общую коррозионную стойкость металла шва в окислительных жидкостных средах (см. главу 1). В этом случае в качестве легирующего ферритообразующего элемента наиболее целесообразно использовать хром (например, в элек­тродах ЦЛ-11, ЦТ-15 и др.)

6. В ряде случаев из условий требуемой коррозионной стойкости в высоко агрессивных неокисляющих средах (серная кислота концентрации более 10—15%, фосфорная и уксусная ки­слоты, среды при производстве карбамида, мочевины и др.), а также из условий сохранения достаточно высокой вязкости и длительной работоспособности сварных соединений при весьма низких температурах наличие не только боридной, но и ферритной фаз ни в стали, ни в метал­ле шва не допустимо. Наоборот, металл такого оборудования в преобладающем большинстве случаев должен иметь значительный запас аустенитности (повышенное содержание никеля и соответственно больше, чем обычно встречающееся отношение количества никеля к хрому), а также минимальное количество углерода . К материалам, применяемым для такого оборудова­ния, относятся стали марок 08Х17Н16М3Т, 04Х17Н16М3Б, 03Х16Н15М3, 33Х21Н21М4Б, 06Х23Н28М3Д3Т, 03Х23Н28М3Д3Т, 03Х20Н16АГ6 и другие, швы на которых должны быть однофазными аустенитными.

МЕРЫ, предотвращающие образование горячих трещин в чисто аустенитных сварных швах, в том числе и хромоникельмолибденовых низкоуглеродистых (с позиции управления химическим со­ставом и структурой):

1. для стойкости аустенитных швов против образования горячих трещин особо важны из­мельчение его структуры,

2. уменьшение содержания кремния, серы, фосфора, водорода, нейтрализация этих вред­ных примесей,

3. легирование элементами, повышающими высокотемпературную пластичность и до оп­ределенного предела прочность и блокирующими дефекты кристаллической решетки.

4. существуют металлургические пути повышения трещиноустойчивости аустенитных швов и технологические приемы. К первым относятся отмеченные выше пути получения соответствующего химического состава металла шва, ко вторым — такие технологические приемы, как вибрация сварочной ванны, продольные частые колебания электрода, электромагнитное воздействие на дугу и сварочную ванну, сварка на оптимальных режимах и др.

а). Аналогично окислительному флюсу положительную роль на трещиноустойчивость аустенитных швов, выполняемых вручную, оказывают окислы железа и особенно окислы хрома, а также до определенного количества окисел циркония, вводимые в электродное покрытие и в керамические флюсы.

б). Увеличение основности окислительного покрытия электродов повышает трещино­устойчивость аустенитного металла шва главным образом вследствие уменьшения в нем содержа­ния кремния и серы. В связи с этим количество вводимой в покрытие электродов двуокиси титана следует ограничивать лишь в соответствии с требуемой технологичностью электродов (стабильность горения дуги, отделимость шлаковой корки и др.).

в). Увеличение содержания серы в шве, переходящей из покрытия, также сильно снижает сопротивляемость шва образованию горячих трещин.