Укажите меры повышения стойкости сварных соединений из сталей с чистоаустенитной структурой к

Обновлено: 08.01.2025

имеет первостепенное значение для повышения коррозионной стойкости как сталей, так и сварных швов, особенно в окислительных средах. С повышением содержания хрома выше 12% коррозионная стойкость стали в окислительных средах резко возрастает.

является ферритизирующим элементом. При выборе системы легирования как стали, так и металла сварного шва всегда следует учитывать условия работы изделия. Так, наличие фер­ритной фазы в сварных соединениях, работающих в условиях воздействия серной кислоты, отрица­тельно сказывается на их коррозионной стойкости. В этом случае необходимо стремиться к получению однофазной аустенитной структуры.

Все сплавы железо — хром нестойки в соляной, фосфорной и плавиковой кислотах, в гало­идных кислотах (особенно хлоридах), в растворах серной кислоты, в растворах органических ки­слот.

Никель:

является аустенитизирующим элементом. Расширяя гамма-область, обеспечивает воз­можность получения сталей с необходимыми технологическими свойствами.

повышает коррозионную стойкость. Особенно заметно его влияние на коррозионную стой­кость металла, работающего в серной и фосфорной кислотах.

при содержании никеля менее 12% повышение количества хрома в стали сопровождается не­которым снижением ее коррозионной стойкости в слабом растворе серной кислоты, причем тем больше, чем меньше содержание никеля.

в сталях, содержащих более 12% никеля, хром несколько улучшает их коррозионную стой­кость в неокислительных средах повышенной агрессивности.

Марганец:

является аустенитизирующим элементом.

вводят в высоколегированные стали с целью замены некоторого количества никеля.

в сварных швах марганец используют как элемент, способствующий предотвращению горя­чих трещин.

марганец несколько ухудшает коррозионную стойкость хромистых и хромоникелевых сталей и сварных швов в окислительных и восстановительных средах.

если содержание марганца в металле находится в пределах 2—8%, влияние его на корро­зионную стойкость незначительно.

Применительно к сварным швам, повышение коррозионных потерь аустенитного металла в азотной кислоте наблюдается при увеличении содержания марганца более 12% с увеличением активности реагента. Снижение коррозионной стойкости швов с таким содержанием марганца происходит за счет перехода ионов марганца в раствор.

Вместе с тем при умеренном содержании марганца и наличии азота эти стали достаточно коррозионностойки в ряде агрессивных сред. Так, например, хромоникельмарганцевые стали с 17%хрома обладают высокой коррозионной стойкостью в горячих и холодных слабых растворах азотной, фосфорной, карбоновой, молочной и сернистой кислот, в различных соках и других средах. Такие стали по коррозионной стойкости превосходят хромоникелевые в условиях воздействия сернистого газа при температуре до 900° С.

Сварные соединения хромоникельмарганцевой азотосодержащей аустенитной стали 08Х17Н5АГ9 обладают высокой коррозионной стойкостью в окислительных средах, не уступая, а в крепкой азотной кислоте превосходя стойкость соединений из стали 12Х18Н10Т, несмотря на несколько меньшее содержание хрома. Это, по-видимому, обусловлено тем, что марганец в указанном количестве совместно с азотом уменьшает энергию границ зерен первой стали по сравнению со второй.

Молибден:

значительно повышает коррозионную стойкость хромистых и хромоникелевых сталей в растворах восстановительных кислот (серной, соляной, фосфорной, уксусной, муравьиной, серни­стой и др.). Так, например, стали марок 08Х21Н6М2Т, 10Х17Н13М2Т и 10Х17Н13МЗТ стойки в серной кислоте концентрации до 10% при температуре до 50° С и концентрации до 20% при температуре до 30° С.

Повышая коррозионную стойкость сталей в восстановительных средах, молибден понижает ее в кипящей 65%-ной азотной кислоте.

имеет высокий электродный потенциал и при введении в сталь или сварной шов повышает их коррозионную стойкость в восстановительных средах.

Особенно эффективно легирование металла медью совместно с молибденом Аустенитная сталь 06Х23Н28М3Д3Т является одной из наиболее коррозионностойких сталей, применяемых в хи­мическом машиностроении для изготовления аппаратуры, работающей под воздействием серной кислоты. Она вполне коррозионностойка в водных растворах этой кислоты концентрации до 40% при температурах до 70° С.

Кремний

влияние кремния проявляется двояко: при увеличении его содержания до 0,8 — 1,2% кор­розионная стойкость металла снижается, а при дальнейшем повышении содержания кремния — возрастет. Как отмечалось выше, подобное влияние кремния обусловлено изменением энергии границ зерен металла в зависимости от содержания кремния.

Крайне отрицательное влияние кремнияна стойкость аустенитных сварных швов про­тив образования горячих трещин. Учитывая это, а также влияние на коррозионную стойкость металла, следует стремиться к минимальному его содержанию в металле шва.

Ванадий

введенный в сталь 21-5 или в сварной шов типа 20-5 даже в небольшом количестве, сни­жает их коррозионную стойкость в азотной кислоте любых концентраций. Аналогичное влияние ванадия на сопротивляемость коррозионному разрушению сварных соединений стали 12Х18Н9Т в кипящей 55%-ной НNО3также отмечается в некоторых литературных источников.

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

Титан и ниобий:

являются элементами стабилизаторами (стабилизирую структуру сдерживая процессы разупрочнения).

вводятся в высоколегированные стали и сварные швы с целью предотвращения межкристаллитной коррозии.

предотвращая склонность металла к межкристаллитной коррозии, титан и ниобий, не­сколько ухудшают их общую коррозионную стойкость. Снижение коррозионной стойкости сварных швов при легировании ниобием меньше, чем при легировании титаном.

Углерод:

особенно заметно отрицательное действие углерода на коррозионную стойкость стали в сре­дах повышенной агрессивности в состоянии выделения карбидов .

ухудшает свариваемость пропорционально процентному содержанию. В связи с этим в последние годы стремятся максимально снизить содержание углерода как в сталях, так и в сварных швах.

оказывает косвенное влияние на коррозионную стойкость сварных соединений аустенит­ных сталей, предотвращая наклеп металла в околошовной зоне вследствие действия сварочных на­пряжений

Коррозионная стойкость сталей в неокисляющих средах. Сплавы, содержащие свыше 12% Сr, коррозионностойки в большинстве агрессивных сред. Од­нако все сплавы системы хром — железо нестойки в соляной, фосфорной и плавиковой ки­слотах, в галоидных кислотах (особенно в хлоридах), а также в растворах серной кислоты и в других сильных неокисляющих растворах, в том числе в растворах органических кислот. Повышение коррозионной стойкости железо-хромистых сплавов в неокислительных средах обеспечивается легированием их никелем в количестве более 10%. Вместе с тем, в ряде сред, например в слабой серной кислоте, уксусной и других, содержание никеля в стали может быть меньше 10% (сталь 08Х21Н6М2Т).

Легирование хромоникелевых аустенитных сталей молибденом, а в ряде случаев медью и сурьмой способствует дальнейшему повышению коррозионной стойкости их в слабых, содержа­щих ионизированный водород, кислотах.

Коррозионная стойкость сталей в органических кислотах. В ряде отраслей промышленности, в том числе в целлюлозной, аппаратура подвергается воздействию органических кислот (муравьиной, щавелевой, уксусной), не имеющих окисляющей способности. Для изготовления такой аппаратуры обычно применяют хромоникельмолибденовые аустенитные ста­ли 10Х17Н13М2Т и 10Х17Н13М3Т. Для изготовления аппаратуры, работающей в среде уксусной и слабой муравьиной кислот, может также применяться сталь 08Х21Н6М2Т. Для аппаратуры, работающей в более сильных кислотах этого типа, таких, как кипящая муравьиная и, особенно, щавелевая кислоты в сталь необходимо вводить до 5% Мо с соответствующим повышением содержания никеля (до 20 — 24%) с целью предотвращения образования ферритной фазы.

Металлургические особенности сварки высоколегированных сталей и сплавов.

Структура и свойства хромистых сталей и сварных швов зависят от содержания хрома и углерода, а также от степени легирования их другими элементами.

К числу основных трудностей, которые приходится преодолевать при сварке высоколегированных сталей и сплавов, относятся: обеспечение стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин; обеспечения коррозионной стойкости сварных соединений; получение и сохранение в процессе эксплуатации требуемых свойств сварного соединения; получения плотных швов.

Обеспечение стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин.При сварке высоколегированных сталей и сплавов возможно образование горячих и холодных трещин. Горячим трещинам подвержены в основном аустенитные стали и сплавы, холодным – закаливающиеся стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов.

Кристаллизационные и горячие трещины при сварке высоколегированных сталей и сплавов могут образоваться в шве и околошовной зоне. Механизм их образования такой же, как и при сварке обычных углеродистых конструкционных сталей. Однако высоколегированные стали и сплавы более подвержены кристаллизационным трещинам при сварке, чем углеродистые конструкционные стали.

Это объясняется следующими специфическими особенностями строения и условий кристаллизации высоколегированных швов: сильно развитой транскристаллитной направленной первичной микроструктурой; увеличенной литейной усадкой кристаллизующегося металла; значительными растягивающимся напряжениями, действующими на сварочную ванну в процессе ее затвердевания; многокомпонентным легированием, усиливающим вероятность появления малых количеств легкоплавкой электрической составляющей на границах дендритов в момент завершения кристаллизации сварочной ванны.

На практике нашли применение следующие пути предотвращения кристаллизационных трещин в высоколегированных швах: создание в металле шва двухфазной структуры; ограничение в нем содержания вредных примесей в легирования такими элементами, как молибден, марганец, вольфрам; применение фтористо-кальциевых электродных покрытий и фторидных сварочных флюсов; применение различных технологических приемов.

Остановимся кратко на характеристике этих путей. Образование в шве двухфазной структуры способствует ее измельчению. В результате удается полностью или частично подавить транскристаллитную первичную структуру. Такие швы несравненно более стойки против образования кристаллизационных трещин, чем однофазные чисто-аустенитные.

Чтобы получить двухфазные аустенитно-ферритное строение металла шва, обеспечивают в нем соответствующее соотношение содержания ферритизирующих и аустенитизирующих элементов. Это возможно с помощью структурной диаграммы. Удовлетворительная стойкость против образования кристаллизационных трещин достигается при наличии в металле шва 2-3% первичного δ-феррита.

На этом принципе создано большинство сварочных материалов, предназначенных для сварки коррозионностойких аустенитных сталей Х18Н10Т, Х18Н12Т, Х17Н13М2Т и жаропрочных Х16Н14, Х16Н16 и др.

Сварка аустенитных сталей электродами и проволокой с содержанием феррита до 2-3% связана с определенными трудностями. Так, при чрезмерном проплавлении основного металла возможно образование в шве объемов металла с чистоаустенитной структурой, склонного к кристаллизационным трещинам. Поэтому на практике применяют сварочные материалы, обеспечивающие получение в металле шва свыше 2-3% феррита. Например, электроды ОЗЛ-8 обеспечивают получение в наплавленном металле 3,5-8,5% феррита, электроды ЭА-400/10У – 2 – 8%, а проволока Св-06Х19Н10М3Т – до 10%.

Для сварки корневых валиков многопроходных швов, когда доля основного металла в шве значительна, применяют присадочные материалы с более высоким содержанием феррита – порядка 5-10%; например, электроды ЦТ-15-1 дают 5,5-9,0% феррита; ЦТ-16-1 – 6,0-9,5% феррита. В некоторых случаях, например при сварке жаростойких аустенитных сталей типа 2Х25Н20С2, отличающихся исключительно высокой склонностью к образованию кристаллизационных трещин, для этих целей применяют сварочные электроды со значительно более высоким содержанием феррита. Так, электроды марки ГС-1, используемые для сварки корневых валиков этих сталей, дают в наплавленном металле 25-30% феррита.

Швы с повышенным содержанием первичного феррита более стойки против межкристаллитной коррозии. Причиной этого вида коррозии являются фазовые превращения в металле шва, сопровождающиеся обеднением пограничных слоев зерен и кристаллитов хромом в результате встречной диффузии углерода и хрома. Наличие первичного феррита в сварных швах вносит качественные изменения в этот процесс. Фазовые превращения в этом случае локализируются в объемах, занимаемых первичным ферритом, который, как известно, способен растворить больше хрома, чем аустенит. Вследствие этого обеднения пограничных слоев хромом до критических концентраций не происходит и такие швы обладают более высокой сопротивляемостью межкристаллитной коррозии.

Вместе с тем не следует забывать, что швы и стали с повышенным содержанием феррита более подвержены сигматизации в интервале температур 450-850˚ C, а следовательно, и потере пластичности, чем стали и швы с ограниченным содержанием феррита или чистоаустенитные. Поэтому для обеспечения служебных характеристик конструкций и узлов, работающих в интервале критических температур, содержание феррита в шве должно быть ограниченно до 2-3%.

Это требование особенно тщательно должно соблюдаться при сварке конструкций, длительно работающих при этих температурах, например контуров атомных станций, высокотемпературных химических реакторов, паропроводов, поверхностей нагрева котлов и др. Для сварки таких конструкций разработаны сварочные проволоки и электроды со строго регламентированным содержанием феррита в пределах 2-5%.

Измельчение структуры шва путем создания в нем ферритной фазы нашло широкое применение на практике. Однако этот путь предотвращения образования кристаллизационных трещин не может быть использован при сварке сталей с большим запасом аустенитности и тем более сплавов на железоникелевой основах. Чтобы при сварке таких сталей и сплавов получить двухфазные аустенитно-ферритные швы, понадобилось бы ввести в них чрезмерно большое количество ферритезаторов. Это неизбежно повлекло бы за собой значительное изменение свойств твердого раствора и резкое падение пластичности металла шва. Поэтому на практике сварку стабильноаустенитных сталей и сплавов выполняют в основном чистоаустенитными или двухфазными аустенитно-карбидными и аустенитно-боридными швами, отличающимися более высокой стойкостью против охрупчивания при длительной эксплуатации. Представляет также значительный интерес сварка двухфазными швами с хромоникелевой эвтектикой.

Предотвращение образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах достигается: ограничением содержания вредных примесей – серы, фосфора, свинца, сурьмы, олова, висмута, а также таких элементов, как кремний, титан, алюминий и ниобий, способствующих образованию по границам кристаллитов легкоплавких прослоек; заменой части никеля марганцем; легирования шва молибденом, вольфрамом, танталом, азотом, рением. Положительное действие этих элементов на стойкость чистоаустенитовых швов против образования кристаллизационных трещин широко освещено в специальной литературе.

Перечисленные пути предотвращения образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах используют при разработке сварочных материалов. В качестве примера можно привести нашедшие применение на практике сварочные проволоки Св-08Х21Н10Г6, Св-08Х20Н9Г7Т, 1Х16Н14Г7В2Б, Св-10Х16Н25АМ6 с 0,1-0,2% азота, 06Х15Н30Г8В7М3Т, 08Х25Н55В15Т, Св-06Х15Н60М15 и созданные на их базе сварочные электроды ЗИФ-1, ЦТ-23, ЭА-395/9, ЦТ-22, НИАТ-7, ЦТ-28 и др.

Создание в металле шва двухфазной аустенитно-карбидной или аустенитно-боридной структуры как средства борьбы с кристаллизационными трещинами также довольно широко применяется на практике. Чтобы металл шва приобрел двухфазное аустенитно-карбидное строение, его легируют углеродом. Однако углерод оказывает резко отрицательное действие на коррозионную стойкость высоколегированных сталей, сплавов и сварных швов. Поэтому к указанному средству повышения стойкости шва против кристаллизационных трещин при сварке нержавеющих сталей можно прибегать только при условии одновременного легирования их такими элементами, как ниобий и титан, способными связать углерод в прочные карбиды.

На практике аустенитно-карбидные композиции нашли применение преимущественно при сварке жаропрочных и жаростойких сталей.

Помимо перечисленных чисто металлургических средств находят применение некоторые технологические приемы повышения стойкости высоколегированных швов против образования кристаллизационных трещин. Эти приемы в основном рассчитаны на изменение формы шва и характера кристаллизации металла.

Особенность дуговой сварки высоколегированных сталей заключается в том, что в ряде случаев стойкость металла шва против образования кристаллизационных трещин падает с увеличением коэффициента формы шва. При электрошлаковой сварке пластичным электродом некоторых высоколегированных сплавов, наоборот, уменьшение коэффициента формы шва приводит к образованию кристаллизационных трещин, аналогично тому, что наблюдается при сварке углеродистых и низколегированных сталей. Металл шва в этом случае кристаллизируется в виде елочки и кристаллиты в осевой его части соприкасаются торцами. В этом месте чаще всего образуются кристаллизационные трещины. При большом коэффициенте формы шва кристаллиты растут в перпендикулярноосевом направлении и трещины в таком шве не образуются.

При дуговой сварке тавровых соединений из высоколегированных сталей и сплавов увеличение зазора при сборке до 1,5-2 мм благоприятно влияет на характер кристаллизации металла в корне шва. В результате образования кристаллизационных трещин в корне шва не происходит. Аналогичное явление наблюдается при сварке соединений типа клавишной пробы. Например, увеличение зазора между лопатками газотурбинного ротора позволяет повысить стойкость шва против образования поперечных трещин, идущих от зазора. Узкий зазор в этих случаях играет роль острого надреза, инициирующего трещину.

Опыт показывает, что влияние предварительного и сопутствующего подогревов сварного соединения высоколегированных сталей и сплавов может быть различным и зависит от их состава и свойств. В общем можно признать, что подогревов не оказывает сколько-нибудь заметного влияния на стойкость высоколегированных швов против образования кристаллизационных трещин.

Более того в ряде случаев он вреден вследствие увеличения провара основного металла и повышения в шве концентрации кремния, серы, фосфора, ниобия и других элементов, вызывающих образование кристаллизационных трещин.

Подогрев полезен при сварке низкопластичных и литых высоколегированных сталей для предотвращения образования в сварочных соединениях холодных трещин.

Большое влияние на образование кристаллизационных трещин в высоколегированных швах оказывает режим сварки. Швы, выполненные тонкой проволокой диаметром 1,2-2 мм на умеренных режимах при минимально возможных значениях погонной энергии сварки, обладают повышенной стойкостью против образования кристаллизационных трещин.

Во всех случаях сварки, независимо от структурного класса высоколегированных сталей и

сплавов, предпочтение следует отдавать сварочным материалам повышенной чистоты.

Большую опасность для эксплуатационной надежности конструкции представляют околошовные трещины, образующиеся при сварке плавлением высоколегированных сталей и сплавов. Сварщики научились получать качественные швы без трещин при сварке материалов этой группы. Однако значительно труднее предупредить образование околошовных трещин; как будет показано ниже, основная роль в решении этой задачи принадлежит металлургам, а не сварщикам.

К мерам борьбы с околошовными горячими трещинами относятся:

а) создание в околошовной зоне двухфазной структуры – аустенит и первичный феррит, аустенит и боридная фаза, аустенит и хромоникелевая эвтектика; применение этого способа не всегда возможно; б) повышение чистоты сталей и сплавов от вредных примесей и ограничение или исключение горячих трещин; в) применение чистых сварочных материалов с ограниченным содержанием элементов, вызывающих горячие трещины; г) применение мелкозернистых сталей и сплавов.

Обеспечение коррозионной стойкости сварных соединений.В качестве коррозионностойких материалов широко применяют хромоникелевые аустенитные и 13-, 17- и 28%-ные хромистые стали, а также хромомарганцевые аустенитные, хромоникелевые аустенитно-ферритные, аустенитно-мартенситные и аустенитно-боридные стали.

Оценку коррозионной стойкости металлов по ГОСТ 13819-68 производят по потере массы или по глубинному показателю.

Обладая высокой коррозионной стойкостью, аустенитные и хромистые стали подвержены опасному виду коррозионного разрушения межкристаллитной коррозии.

После воздействия на сталь или шов критических температур выпадают комплексные карбиды железа и хрома. Выпадения этих карбидов влечет за собой обеднение хромом пограничных слоев зерен или кристаллитов твердого раствора и соответствующую потерю коррозионной стойкости металла.

В процессе сварки отдельные участки околошовной зоны подвергаются нагреву до температур, могущих вызвать распад твердого раствора и выпадение карбидов. Впоследствии в этих участках может развиваться межкристаллитная коррозия. Межкристаллитная коррозия может поразить такие участки шва, подвергающиеся повторному воздействию сварочного нагрева а именно места пересечения швов, места возобновления сварки после смены электродов, первый шов при двусторонней сварке. Этот вид коррозии может наблюдаться и на границе шов – основной металл в виде так называемой ножевой коррозии, охватывающей по ширине всего несколько зерен.

Известны следующие средства борьбы с межкристаллитной коррозией при сварке высоколегированных сталей и сплавов.

1. Снижение содержания углерода в основном металле и металле шва до 0,02-0,03%, т.е. до предела его растворимости в аустените. При столь малой концентрации углерод остается в твердом растворе при любой температуре, и выпадение карбидов хрома исключается.

2. Легирование сталей и швов титаном, ниобием, танталом, цирконием, ванадием. Обладая большим сродством к углероду, чем хром, эти элементы дают устойчивые карбиды. В результате карбиды хрома не образуются, и развитие межкристаллитной коррозии исключается.

3. Закалка. При нагреве под закалку карбиды хрома растворяются в аустените, а быстрое остывание фиксирует однородное строение стали или сплава. Повторное воздействие критических температур в процессе сварки, естественно, может снова привести металл в состояние склонности к межкристаллитной коррозии.

4. Стабилизирующий отжиг в течении 2-3 ч при температуре 850-900˚ С с охлаждением на воздухе. Нагрев при указанных температурах приводит к наиболее полному выпадению карбидов и стабилизации их состава. При последующем воздействии более низких критических температур обеднения хромом вследствие выпадения карбидов не произойдет.

5. Повышение в швах содержания феррита до 20-25% путем дополнительного легирования их хромом и такими элементами, как кремний, алюминий, ванадий, молибден, вольфрам.

Термическая обработка сварных соединений высоколегированных сталей.

Сварные конструкции из коррозионностойких, жаростойких и жаропрочных сталей и сплавов находят применение в химических, энергетических установках разного назначения и работают при воздействии активных сред в широком диапазоне температур

. Кроме предъявленных к ним требований конструктивной прочности , они должны обладать коррозионной стойкостью и прочностью при высоких температурах. Их широкой номенклатуры таких сплавов можно выделить стали с аустенитной и ферритной структурой, не претерпевающие полиморфных превращений при сварке и термообработке.

Высоколегированные хромистые стали содержат от 11 до 28% хрома.

Термообработка сварных соединений определяется фазовым и структурным состоянием ЗТВ и металла шва после сварки.

20Х13 – мартенситного класса;

12Х13, 14Х17Н2 – мартенсито-ферритного класса,

15Х25Т – ферритного класса;

08Х22Н6Т –феррито-аустенитного класса.

Наиболее частая термообработка – высокий отпуск, а также регулирование термического цикла предварительными, сопутствующими подогревами.

К классу аустенитных сталей относятся высоколегированные хромоникелевые стали: Х18Н10; 08Х18Н10Т; Х18Н9; Х18Р12ТБ; Х17Н13М2.

К основным структурнымпроцессам, формирующим их свойства, относятся растворение и выделение упрочняющих фаз (карбидов, нитридов, интерметаллидов), рост зерна. Наибольшей склонность к росту зерна обладают ферритные и феррито-мартенситные стали.

Стабилизирующий отжиг:

Эта операция используется для неупрочняемых однофазных и двухфазных аустенитных и ферритных сталей при температуре для снятия сварочных напряжений и восстановления свойств сварного соединения.

Для аустенитных сталей Нагрев до 850-900С – процесс растворения карбидов происходит медленно, а в стали с активными карбидообразующими элементами они вообще не растворяются, а наоборот, начнется процесс их коагуляции (укрупнения). Данный отжиг исключает развитие межкристаллитной коррозии и растрескивания. Если коррозионная среда отсутствует, то сварные соединения , эксплуатирующиеся до 500С, термообработке не подвергаются.

Остальные (двухфазные структуры) подвергаются высокому отпуску при температуре 680-760С.

При сварке аустенитных сталей распределение температур в ЗТВ приводит к тому, что в ней создаются участки различного фазового состава. Например, в области ЗТВ ,нагревавшейся выше 1100С, расположен чистый аустенит. В зоне, нагревавшейся до 900-1000С могут оставаться частицы нерастворившихся карбидов, хотя в ней будет более мелкое зерно аустенита. По свойствам эти зоны посте сварки будут характеризоваться высокой коррозионной стойкостью и ударной вязкостью. Однако, если при эксплуатации конструкция будет нагреваться до 500-650С, то в этих зонах начнется процесс выделения карбидов. В результате основной карбидообразующий элемент в этой стали - хром будет связываться в карбид, тем самым уменьшается его концентрация на границах зерен аустенита.

При эксплуатации в агрессивной среде в этой зоне возникает межкристаллитная коррозия. В связи с этим, сварные соединения из таких сталей, работающих в агрессивных средах при повышенных температурах, подвергают термообработке, заключающейся в продолжительной нагреве при 900С в течение 3-4 часов. Такой нагрев одновременно с выделением карбидов приводит к ускорению диффузионных процессов внутри аустенитных зерен и к обогащению его границ хромом.

При сварке аустенитно-ферритными электродами может возникнуть опасность охрупчивания швов вследствие прохождения в температурном интервале 600-900С процесса образования сигма-фазы. С увеличением объемной доли феррита до 20% интенсивность этого процесса возрастает. Поэтому для снижения опасности охрупчивания содержание феррита ограничивают до 1-5%. Если сварные узлы из аустенитной стали термообработке не пожвергаются, то содержание ферритной фазы можно увеличить до 10%.

При использовании в конструкциях стали с карбидным упрочнением стабилизирующий отжиг не приводит к заметному изменению свойств основного металла. Если свариваются высокожаропрочные стади с интерметаллидным упрочнением (Ni 3(TiAl), которое устойчиво до 80-850С, то после стабидизирующего отжига прочность может падать за счет растворения интерметаллидов. В данных случаях применяют двухступенчатый отжиг, 1 – для снятия сварочных напряжений, а 2 – для частичного восстановления заданных свойств. Например, для ЭИ612 рекомендуется отжиг 950, 10 частов с последующим старением при 700С в течение 35-50 часов.

Операция стабилизирующего отжига связана с большими трудностями из=за высоких температур нагрева, особенно для крупногабаритных конструкций, иногда она невыполнима. Поэтому отказ от проведения термообработки связан с переходам к сталям, нечувствительным к воздействию сварки.

Аустенизация.Эти стали не всегда имеют в холодном состоянии однородную аустенитную структуру, после горячей или холодной прокатки они могут содержать в разных количествах феррит и карбиды. Эти фазовые составляющие снижают коррозионную стойкость сталей, пластичность и ударную вязкость. Поэтому для получения однофазного аустенитного состояния стали подвергают аустенизации. Для аустенизации сталей с содержанием углерода до 0,1% необходим нагрев от 750 до 950С в равновесных условиях (длительный нагрев). При наличии в стали карбидообразующих элементов интервал температур будет увеличиваться. Практически он составляет для высоколегированных сталей 1050-1150С с последующей закалкой.

Аустенитные стали целесообразно применять для конструкций, работающих при низких температурах,так как обладают высокой хладостойкостью и сохраняют ударную вязкость. Для таких сталей проводят аустенизацию при температурах 1050-1150С, которая позволяет гомогенизировать аустенит в ЗТВ и в основном материале.

Аустенитные стали в качестве жаропрочного материала используются в конструкциях, работающих при температуре до 650С. В них наряду с хромоникелевой и хромоникеле-марганцевой основой содержится большое количество молибдена, ванадия, ниобия и др, образующих упрочняющую интерметаллидную основу. Присутствие в стали карбидов титана, ниобия, циркония, дающих труднорастворимые карбиды для гомогенизации аустенита при термической обработке требуется более высокий нагрев. Чаще всего для аустенизации жаропрочных аустенитных сталей проводят аустенизацию при 1200С. Для таких сталей очень важен последующий нагрев после закалки: старение при 700-800С выделяется упрочняющая интерметаллидная фаза и дисперсные карбиды, что повышает жаропрочность сварного соединения и стали. Эффективно также двойное старение : первое при 650С (температура эксплуатации), второе – при 800С.

Аустенизация сварных соединений аустенитных сталей обеспечивает их максимальную пластичность при нормальных и криогенных температурах. Например для стали 12Х18Н9Т с аустенитно-ферритными швами проведение аустенизации обусловливает заметное снижение склонности швов к охрупчиванию при пониженной температуре за счет коагуляции в них ферритной фазы.

Трудности проведения, высокая стоимость, а также невозможность выполнения высокотемпературной обработки рассматриваемых сварных конструкций привели к разработке большой группы коррозионнос

3.3. Технологические меры повышения стойкости аустенитных швов против образования горячих трещин

- выбор соответствующих метода и режима сварки, а также температуры свариваемого металла, обеспечивающих получение наиболее благоприятной формы шва, его микроструктуры, темпа и времени нарастания напряжений относительно температурного интервала хрупкости;

- механическое воздействие на кристаллизующийся металл ванны или электромагнитное воз­действие на дугу и сварочную ванну для обеспечения лучшей формы шва, меньшей температуры сва­рочной ванны и более благоприятных условий кристаллизации металла;

- сварка дополнительно подогреваемой проволокой с управляемым переносом электродного ме­талла при помощи импульсного тока; сварка на повышенных скоростях или, наоборот, на скоростях ме­нее 10 м/ч.

Влияние режима сварки и температуры свариваемого металла на стойкость однофазных аусте­нитных швов против образования горячих трещин.

а). В литературе по технологии дуговой сварки нержавеющих аустенитных сталей име­ются указания о значительном влиянии режима сварки на стойкость чисто устенитных швов против образования горячих трещин.

б). Выше отмечалось отрицательное влияние увеличения погонной энергии сварки на трещиноустойчивость таких швов.

в). В отличие от нелегированных швов нет прямой связи между трещиноустойчивостью аустенитного шва и его коэффициентом формы:

- с повышением сварочного тока при неизменных прочих параметрах режима коэффи­циент формы шва уменьшается, а при повышении напряжения дуги, наоборот, увеличивается;

- при увеличении скорости сварки коэффициент формы шва лишь незначительно уменьшается, критическая же скорость деформирования при этом возрастает весьма сильно;

- предварительный подогрев свариваемой стали увеличивает коэффициент формы шва и снижает стойкость металла чисто аустенитного шва против образования горячих трещин, усиливая вредное действие кремния на трещиноустойчивость.

г). Подобно зависимости сопротивляемости аустенитного шва образованию горячих трещин от погонной энергии сварки существует также и четкая зависимость между шириной шва и длиной сварочной ванны, с одной стороны, и стойкостью металла шва против образования горячих трещин—с другой:

- с повышением сварочного тока, напряжения дуги и температуры свариваемого металла ширина шва и длина сварочной ванны увеличивается, а критическая скорость де­формации наплавленного аустенитного металла соответственно падает;

- с увеличением же скорости сварки в пределах от 21,5 до 30,7 м/ч, наоборот, длина сварочной ванны и особенно ширина шва уменьшается, а критическая скорость деформации наплавленного аустенитного металла соответственно возрастает.

д). При сварке аустенитных сталей ширину шва обычно стремятся ограничить', при ручной сварке аустенитной стали не применяют поперечные колебания электрода.

ж) Увеличение скорости сварки в указанных пределах (см. пункт д). при сохране­нии погонной энергии, т. е. при соответствующем повышении сварочного тока и напряжения дуги наблюдается противоположное явление — удлинение сварочной ванны иухудшение трещиноустойчивости металла шва.

Снижение же скорости сварки менее 10 м/ч как при некотором уменьшении свароч­ного тока, так и при неизменной его величине не только не ухудшает трещиноустойчивость чисто аустенитного шва, а, наоборот, значительно повышает ее, несмотря на увеличение по­гонной энергии. Так, например, если при аргонодуговой сварке неплавящимся электродом стали О8Х20Н20С5 толщиной 8мм со скоростью до 20м/ч в шве были горячие трещины, то при сварке со скоростью6 м/ч при прочих равных условиях трещины в шве отсутство­вали. То же самое имеет место при электродуговой и электрошлаковой сварке толстого ме­талла.

з). Наблюдается снижение трещиноустойчивости аустенитных швов при повыше­нии температуры свариваемой стали. Это обусловлено несколькимипричинами:

- одной из них является снижение градиента температур сварочной ванны у фронта кристаллизации, что, как известно, приводит к усилению химической дендритной не­однородности по вредным примесям;

- при указанном повышении температуры свариваемой стали происходит укрупне­ние дендритов металла шва, увеличение ширины и длины сварочной ванны, вследствие ,чего возрастает усадка затвердевающего металла, снижается запас высокотемпературной междендритной и межкристаллитной его пластичности и расширяется температурный интер­вал хрупкости.

и) Наблюдается снижение стойкости швов против образования горячих трещин при повышении сварочного тока или напряжения дуги. Это обусловлено двумяфакторами:

- увеличением погонной энергии сварки (возрастанием тепловложения) и связанных с этим увеличением величины и темпа нарастания сварочных напряжений;

- увеличением ширины и длины сварочной ванны, обусловливающих возрастание усадочных напряжений, а также неблагоприятную направленность кристаллитов (под большим углом к оси шва).

к). Установлено благоприятное влияние снижения скорости сварки менее 10 м/ч на трещиноустойчивость аустенитных швов. Это связано, наоборот, с уменьшением угла меж­ду направлением кристаллитов и осью шва, а также с возрастанием градиента температур в сварочной ванне перед фронтом кристаллизации. Благодаря первому уменьшается зональная ликвация металла шва по вредным примесям (уменьшается концентрация примесей в зоне сра­стания кристаллитов по оси шва), благодаря второму уменьшается степень дендритной химиче­ской неоднородности металла по этим примесям. Снижение, например, скорости аргонодуговой сварки стали 08Х17Н16М3Т с 18,3 до 6,0м/ч привело к повышению градиента температур с 83град/см до 128град/см Химическая дендритная неоднородность металла шва по кремнию уменьшилась при этом примерно в 1,4 раза.

Факторы, определяющие склонность металла высоколегированных сварных швов к образованию горячих трещин, и меры предотвращения трещинообразования

Горячие трещины, образующиеся в высоколегированных аустенитных швах, по своей природе во многом отличаются от трещин, возника­ющих в нелегированных и низколегированных швах. Так, например, 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.

Общим для образования горячих трещин нелегированных и высо- колегированных аустенитных швов является:

1) межкристаллитный ха­рактер высокотемпературного разрушения металла и связанная с этим необходимость для трещиноустойчивости обеспечить его высокотемпе­ратурную межкристаллитную пластичность и прочность;

2) отрицатель­ное влияние увеличения толщины свариваемой стали и первичных ден­дритов и кристаллитов;

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

Горячие трещины в аустенитных швах в зависимости от их состава могут возникать как в момент пребывания металла в твердо-жидком со­стоянии, так и после полного его затвердевания. Последние образуются вследствие развития в металле физической не­однородности (полигонизационных границ). Межкристаллитное разрушение сварных швов при температуре, более низкой, чем температура затвердевания, в условиях нарастаю­щих напряжений (горячие трещины второго вида) отождествляется с разрушением при высокотемпературной ползучести.

Горячие трещины в аустенитных высококремни­стых швах могут образовываться из-за наличия по границам дендритов как жидких, так и затвердевших низкопластичных и малопрочных вклю­чений второй фазы эвтектического типа.

Мерами, повышающими стойкость аустенитных швов против обра­зования горячих трещин, являются:

-измельчение и дезориентирование структуры металла; снижение содержания вредных примесей и элемен­тов;

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

-дополнительное легирование метал­ла шва элементами, нейтрализующими вредное влияние серы, а также элементами, тормозящими перемещения дефектов кристаллической ре­шетки металла шва под действием нарастающих напряжений в подсолидусной области.

Полезным для стойкости наплавленного металла про­тив трещин является, по-видимому, упрочнение тела дендритов и кри­сталлитов (благодаря чему уменьшается концентрация дефектов решетки на границах кристаллитов) и упрочнение до некоторого оптимального уровня границ кристаллитов

К технологическим мерам повышения трещиноустойчивости швов относятся обеспечение умеренной погонной энергии сварки и режима, наиболее благоприятного с точки зрения формы шва (узкий аустенитный шов) и направленности кристаллизации; применение аксиального относитель­но электрода или поперечного относительно оси шва электромагнитного реверсивного воздействия на дугу и сварочную ванну; продольные час­тые колебания электрода в пределах длины ванны и др.

При снижении скорости сварки и применении электромагнитного воздействия дезориентируется структура металла и повышается гра­диент температур жидкого металла перед фронтом кристаллизации, благодаря чему уменьшается химическая дендритная неоднородность по вредным примесям.

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

Образованию горячих трещин в высоколегированных аустенитных швах способствуют:

1) наличие серы, фосфора, кремния, ниобия, водо­рода, легкоплавких металлов (Pb, Zn, Sn);

2)увеличение толщины свари­ваемого металла; повышение погонной энергии сварки;

3) укрупнение структуры; увеличение соотношения содержаний никеля и хрома (уве­личение запаса аустенитности).

Особенно сильно снижает стойкость аустенитных однофазных швов против образования горячих трещин ниобий. В чистоаустенитном хромоникелевом шве типа 05Х20Н15 с весьма низким содержанием углерода, кремния и серы достаточно при­сутствия 0,30—0,35% ниобия, чтобы вызвать горячие трещины. Такое влияние ниобия об­условлено сильной дендритной ликвацией его из-за ограниченной раство­римости в твердом растворе стали вследствие большой разницы между размером его атома и атома железа и образования в связи с этим карбо-нитридной эвтектики (обогащенной никелем) по границам дендритов с более низкой температурой плавления, чем основа металла шва. Нио­бий снижает также пластичность шва.

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 содержания ферритной фа­зы в аустенитно-ферритном шве возможность образования в нем горячих трещин уменьшается. 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.

Положительное влияние ферритной фазы на стойкость аустенит­ных швов против образования горячих трещин обусловлено следую­щими факторами.

Кристаллизация аустенитно-ферритного металла шва вслед­ствие совместного роста γ- и δ-фаз приводит к образованию более мелко­ зернистой и дезориентированной (равноосной) структуры с тонкими разветвленными ферритными участками. Структура однофазного аустенитного металла шва характеризуется относительно развитыми столбчатыми кристаллитами, состоящими из дендритов с неразвившимися осями высших порядков.

Такие примеси, как кремний, сера, фосфор, снижающие высокотемпературную межкристаллитную прочность и пластичность метал­ла шва, легче растворяются в δ-твердом растворе, благодаря чему кон­центрация их в маточном жидком расплаве при кристаллизации двух­ фазного аустенитно-ферритного металла значительно меньше, чем при кристаллизации однофазного аустенитного шва. Дендритная неодно­родность аустенита по этим элементам уменьшается, а его межкристаллитная пластичность увеличивается. При этом уменьшается также коли­чество (или вообще вероятность образования) в междендритных зонах легкоплавких химических соединений серы и фосфора 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 аустенитных швов против горячих трещин современная технология элек­тродуговой сварки большинства высоколегированных аустенитных сталей предусматривает получение швов с аустенитно-ферритной струк­турой, содержащих 2—8% ферритной составляющей. Верхний пре­дел содержания феррита ограничивается указанным количеством в том случае, если изделие эксплуатируется при температуре выше 300° С, так как при содержании феррита в аустенитном и мартенситном швах более 13—15% в интервале температур 350—530° С происходит падение вязкости металла из-за так называемой 475-градусной хрупкости.

Для обеспечения необходимого содержания феррита в аустенитных швах сварочные материалы, применяемые для сварки нержавеющих сталей, дополнительно легируют ферритизирующими элементами хромом, кремнием, ванадием, титаном, молибденом. При этом следует учитывать отрицательное влияние ряда элементов (молибдена, кремния, ванадия) на общую коррозионную стойкость металла шва в окис­лительных агрессивных жидкостях. Лучше всего в таком случае поль­зоваться хромом.

Аналогично ферритной фазе, но несколько менее эффективно дей­ствует на структуру и стойкость против горячих трещин аустенитных швов боридная фаза. Особенно эффективно наличие боридной фазы в условиях высоких нагружений и температур, так как при этом повышается и жаропрочность металла. Следует иметь в виду, что малые добавки бора (до 0,10%) ухудшают стойкость аустенитных швов против образования горячих трещин, расширяя температурный ин­тервал хрупкости. Увеличение содержания бора в аустенитных швах (например, типа 06Х23Н28МЗДЗТ) до 0,22—0,5% повышает их трещиноустойчивость.

При необходимости обеспечить особые свойства металла, такие как коррозионная стойкость в высокоагрессивных неокисляющих средах (10—15%-ная серная кислота, фосфорная, уксусная кислота, среды при производстве карбамида, мочевины и др.), высокая вязкость и длительная работоспособность при весьма низких температурах, наличие ферритной фазы ни в стали, ни в металле шва недопустимо. Наоборот, металл в таких случаях должен иметь значительный запас аустенитности и минимальное количество углерода. Из этих же соображений шов не должен содержать боридную фазу.

Отметим особую важность для стойкости аустенитных швов про­тив горячих подсолидусных трещин измельчения структуры металла, уменьшения содержания в нем и нейтрализации вредных примесей, легирования элементами, повышающими высокотемпературную плас­тичность и прочность, блокирующими дефекты кристаллической решет­ки и предотвращающими тем самым их перемещение на вторичные гра­ницы кристаллитов.

Как отмечалось, образование крупных столбчатых кристаллитов металла сварных швов обусловлено перегревом сварочной ванны и наличием готовых центров кристаллизации в виде подкладки из крупных полуоплавленных зерен основного металла, выросших при нагреве в процессе сварки.

Таким образом, общими мерами предотвращения образования горячих трещин в однофазных аустенитных швах являются следующие:

1) максимально возможное снижение содержания в металле шва серы, фосфора, кремния, водорода и других вредных примесей;

2) приме­нение окислительных защитных сред — смеси аргона с кислородом, высокоокислительного низкокремнистого сварочного флюса или вве­дение окислителей (в том числе и тугоплавких окислов) в покрытия электродов и керамические флюсы;

3) легирование металла шва мар­ганцем, азотом, молибденом, вольфрамом и др;

4) применение спе­циальных методов воздействия на кристаллизующийся металл свароч­ной ванны — электромагнитного воздействия, механической продоль­ной относительно оси шва вибрации электрода;

5) введение в сварочную ванну модификаторов (лучше в хвостовую ее часть);

6) сварка на режи­мах, обеспечивающих наиболее благоприятную форму шва и, по воз­можности, короткую сварочную ванну;

Влияние режима сварки и температуры свариваемого металла на стойкость против горячих трещин однофазных аустенитных швов

В литературе по технологии дуговой сварки нержавеющих аустенит­ных сталей имеются указания о значительном влиянии режима сварки на стойкость чистоаустенитных швов против образования горячих трещин. Между трещиноустойчивостью аустенитного шва и его коэффициентом формы нет прямой связи. Так, с повышением силы сварочного тока коэффициент формы шва уменьшается, а при повышении напряжения дуги, наоборот, увеличивается; vKp в обоих случаях падает. При увеличении скорости сварки (уменьшении qlv) коэффициент формы шва лишь незначительно уменьшается, критическая же скорость деформиро­вания при этом возрастает. Предварительный подогрев свариваемой ста­ли увеличивает коэффициент формы шва и снижает стойкость метал­ла против образования горячих трещин, усиливая вредное действие кремния на трещиноустойчивость.

Наблюдается четкая зависимость между шириной шва и длиной сварочной ванны, с одной стороны, и стойкостью металла шва против образования горячих трещин — с другой. С увеличением силы сварочного тока, напряжения дуги и температуры металла ширина шва и длина сварочной ванны увеличиваются, а критическая скорость деформации наплавленного аустенитного металла соответ­ственно падает. С увеличением же скорости сварки при неизменных токе и напряжении дуги ширина сварочной ванны уменьшается, а vKр металла шва возрастает. В связи с этим при сварке аустенитных сталей ширину шва ограничивают. Не рекомен­дуется также применять при ручной сварке аустенитной стали попе­речные колебания электрода.

ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ И КОНСТРУКТИВНЫХ ФАКТОРОВ НА ОБРАЗОВАНИЕ ГОРЯЧИХ ТРЕЩИН

Металлургические меры борьбы с горячими трещина­ми при сварке являются основными и, как правило, позволяют радикально повышать технологическую прочность сварных соединений. Однако технологические и конструктивные факторы также оказывают существенное влияние и требуют изучения и регламентации. Так, жесткое ограничение погонной энергии дуги при сварке глубокоаустенитных сталей и никельхромовых спла­вов обусловлено необходимостью не только получения мелко­кристаллической структуры и снижения степени развития физи­ческой и химической неоднородности металла в зоне сварки, но и ограничения величины и темпа нарастания внутренних дефор­маций при кристаллизации и последующем охлаждении. Для этого соединения большой толщины из таких материалов осу­ществляют с применением многослойной сварки длинными участками с большим числом валиков малого сечения.

Опыт сварки сплавов с низкой технологической прочностью показывает, что, как правило, их необходимо сваривать по воз­можности на жестких режимах, т. е. при малых значениях по­гонной энергии и полном охлаждении металла в промежутках между наложением отдельных слоев. Однако в отдельных случа­ях положительные результаты может дать применение предвари­тельного и особенно сопутствующего подогревов зоны соединения вблизи шва по обе его стороны, что связывают с более благо­приятным полем деформаций.

Влияние технологических, конструктивных и металлургиче­ских факторов находится в сложной взаимной связи, поскольку каждый из них оказывает влияние как на макро- и микроскопи­ческие особенности кристаллизации и формирования структуры в околошовной зоне, так и на температурно-деформационно-временные условия процесса сварки. Несмотря на высокий уровень развития теории тепловых процессов при сварке, затвердевания и кристаллизации количественный анализ комплексного влияния этих факторов на технологическую прочность сварных соедине­ний до сих пор затруднен из-за отсутствия методов расчета раз­вития внутренних деформаций в металле в процессе сварки. Поэтому имеющиеся в настоящее время зависимости основаны целиком на опытных данных, которые получены лишь для не­большого числа частных случаев технологии сварки и типов сварных соединений. Этим объясняется весьма большое разно­образие конструкций и технологических параметров сварки об­разцов проб для испытания металлов на сопротивление образо­ванию горячих трещин.

Положительное влияние оказывают также и вводные и вы­водные планки, закрепляемые прихватками по обе стороны от оси шва. Это позволяет снизить концевой эффект, который обус­ловливает преимущественное образование трещин в начале и конце шва из-за неоднородности температурно-деформационного поля.

Один из перспективных технологических путей борьбы с горячими трещинами связан с применением двух- и многодуговых процессов сварки, при которых расширяется возможность регу­лировать темп изменения деформации металла шва за счет выбо­ра оптимального расстояния меж­ду дугами.

Воздействие технологических и конструктивных факторов на образование горячих трещин более полно изучено в связи с их влия­нием на форму сварочной ванны, определяющую характер ма­кроскопического строения металла шва.

Форма сварочной ванны определяет траекторию роста осей кристаллитов и ориентацию их границ по отношению к оси свар­ного шва. Известно, что продольные горячие трещины часто об­разуются в зоне срастания кристаллитов в центре сварного шва. Схема расположения кристаллитов оказывает существенное влияние на деформационную способность металла шва в темпе­ратурном интервале хрупкости.

Сварной шов, кристаллиты которого ориентированы в основном в поперечном направлении (большая скорость сварки), мало пластичен в темпе­ратурном интервале хрупкости. Для него характерно образование трещин вдоль оси шва. Однако возникновение подобных дефектов мало вероятно, если в поперечном сечении шва оказывается много расположенных под углом друг относительно друга кристаллитов (малая скорость сварки) (рис. 1). Таким образом, по взаимной ориентировке кристаллитов, которую мож­но охарактеризовать значением угла θ/2, образованного между касательной к оси кристаллита и направлением сварки, можно оценить вероятность образования продольных горячих трещин.


Анализ влияния параметров режима свари на изменение угла θ/2, проведенный с помощью уравнения про­цесса распространения теплоты быстродвижущегося точечного источника в полубесконечном теле, показал, что при постоянном значении погонной энергии увеличение скорости сварки приводит к увеличению угла θ/2 , т. е. к росту кристаллитов перпендикуляр­но оси ОХ шва. Рост погонной энергии при постоянной скорости сварки также увеличивает угол θ /2 .

Угол встречи кристаллитов определяется формой сварочной ванны, так как кристаллиты растут в направлении, совпадающем с нормалью к изотерме кристаллизации. Сварка на форсирован­ных режимах дает вытянутую вдоль оси шва сварочную ванну. В результате кристаллиты растут почти перпендикулярно оси шва, образуя ярко выраженный стык. Увеличение размеров хвос­товой части ванны в этих условиях приводит к значительному снижению стойкости металла шва против образования горячих трещин.

Технологическая прочность металла шва существенным образом зависит и от формы ванны в поперечном сечении, которая в значительной степени опреде­ляется параметрами режима и условиями теплоотвода при сварке.

Читайте также: