Как найти трещину в нержавейке

При сварке нержавеющих сталей в сварных швах часто образуются трещины. В зависимости от состава и струк­туры металла шва трещины могут быть горячие или холодные. Горячие трещины образуются при высоких температурах и имеют
межкристаллитный характер, Холодные трещины являются за­калочными. образуются при температурах ниже 300° С и имеют преимущественно транскристаллитный характер разрушения ме­талла, Они образуются при сварке мартенситных и ферритно — мартенситных сталей проволоками идентичного с основным ме­таллом состава.

Возникновение закалочных трещин связано с температурой 7 —* М-превращсния и величиной возникающих в металле объем­ных напряжений [227, 134], Вероятность появления таких трещин возрастает, если распад аустенита металла шва происходит при температурах ниже 290° С [227], С увеличением толщины свари­ваемого металла возможность образования холодных трещин возрастает. Насыщение сварочной ванны водородом также спо­собствует образованию в швах холодных трещин.

Для предотвращения закалочных трещин применяют предва­рительный и сопутствующий местный или общий подогрев изде­лий прн сварке и последующее медленное охлаждение. Трещины предотвращаются благодаря тому, что подогрев металла повы­шает температуру^ —М-превращения и уменьшает интенсивность нарастания сварочных напряжений в нем. Горячие трещины чаще образуются в аустенитных швах, реже — в ферритно-мартенсит — ных и феррнтных. Для предотвращения горячих трещин в таких швах используют металлургические способы — соответствующее легирование и модифицирование металла, а также технологиче­ские меры — уменьшение глубины провара и жесткости свари­ваемых соединений, ускорение охлаждения шва и др.

По существующему в настоящее время мнению большинства исследователей трещины, возникающие в условиях затвердева­ния металла и последующего охлаждения, разделяются на кристаллизационные, образующиеся в металле при его твердо-жидком состоянии в процессе кристаллизации, и н о — л и г о н и з а ц и о н н ы е, связанные с образованием новых (вто­ричных) границ (высокотемпературной грануляцией) в уже за­твердевшем металле в результате упорядочения несовершенств кристаллической решетки (процесса полигонизации).

А. А. Бочвар, Д. М. Рабкин, И. И. Фрумин, Н. Ф, Лашко, С, В. Лашко-Авакян, Б. И. Медовар связывают возможность образования кристаллизационных трещин с существованием в за­твердевающем металле сварного шва или слитка остаточной жидкости, обогащенной ликватами. Сохранение этой жидкости между ветвями дендритов металла к моменту нарастания сва­рочных или усадочных напряжений приводит к образованию трещин в нем. Как правило, кристаллизационные трещины возни­кают в сплавах с относительно большим интервалом затвердева­ния. Трещины берут свое начало в междендритных простран­ствах и, следовательно, связаны с границами первичных кристал­литов.

Снижение содержания элементов и примесей, образующих или способствующих образованию легкоплавких эвтектик (сера, фосфор, кремний, углерод, ниобий и др.), уменьшение сплош­ности и общей протяженности прослоек жидкой эвтектики, на­пример измельчением и дезориентированием структуры металла, а также уменьшение интенсивности роста величины напряжений в металле в момент пребывания его в критическом интервале тем­ператур повышают стойкость сварных швов против образования кристаллизационных трещин.

Н. Н. Прохоров, В. П. Демьянцевич связывают возможность образования горячих трещин в сварных швах с технологичной прочностью металла при высоких температурах, т. е. способ­ностью металла претерпевать без разрушения упруго-пластиче­скую деформацию при высоких температурах в процессе остыва­ния при сварке. Деформационная способность металла шва при высоких температурах определяется соотношением между темпе­ратурным интервалом хрупкости, интенсивностью нарастания напряжений (и соответственно деформаций) по мере снижения температуры и пластичностью металла в температурном интер­вале хрупкости. В условиях, когда фактические деформации превышают деформационную способность металла шва при вы­соких температурах, в нем образуются горячие трещины.

Б. А. Мовчан [153, 154, 15!э] указывает на то, что возникнове­ние горячих трещин в сталях с однофазной аустенитной структу­рой связано с явлением полигонизации металла—образованием в уже затвердевшем металле вторичных границ кристаллитов в результате перемещения и группировки дислокаций. М. X. Шор — шоров и Ю. В. Соколов [208], исследуя свариваемость сплава Х20Н65В15, экспериментально подтвердили, что горячие трещи­ны образуются прн температуре ниже солидуса, когда наиболее вероятна полигонизация.

По мнению Б. А. Мовчана, вокруг дислокаций на полигониза — ционных границах группируются также примеси — сера, углерод и фосфор, снижающие междуатомные связи, а также коагули­руют вакансии, вследствие чего вторичные границы разрыхля­ются, С увеличением плотности дислокаций и вакансий степень несллошности М’еталла на полигонизационных границах возрас­
тает и при этом могут образоваться микропоры. Места совпаде­ния наибольшего разрыхления вторичных (полигонизационных) границ и высокой концентрации вредных примесей являются очагами зарождения горячих трещин.

лк»

Рис. 57. График влияния погонной энергии сварки и содержания кремния в шве типа 0Х2ЭН28МЗДЗТ на образование горячих трещин в нем [103]:

О —нет трещин; С—j>e —

Фиксацией статистически равномерного распределения несо­вершенств кристаллической решетки, максимальным уменьше­нием содержания примесей, снижающих силы междуатомной связи при высоких температурах, или свя­зыванием этих примесей в нерастворимые в твердом растворе соединения, а также легированием металла элементами, уве­личивающими силы междуатомной связи (молибден, вольфрам), можно предотвра­тить образование горячих трещин в аусте­нитных сварных швах.

Зафиксировать равномерное распре­деление несовершенств кристаллической решетки, т. е. предотвратить полигониза — цию металла н сегрегацию растворенных примесей к границам зерен, можно бы­стрым охлаждением металла при высоких температурах, обеспечением выделения второй фазы (феррита, карбидов) при температуре, предшествующей темпера­турному интервалу полигонизации, или образованием второй фазы при кристал­лизации (тугоплавких оксидов, боридов) и легированием элемен­тами. блокирующими дислокации при высоких температурах (молибден, вольфрам и, как будет показано ниже, азот).

Из практики сварки нержавеющих сталей известно, что крем­ний является энергичным возбудителем горячих трещин в чисто — аустенитных сварных швах. Особенно это относится к швам, вы­полненным автоматической сваркой [146, 153, 68], которые отли­чаются большей глубиной провара по сравнению со швами, сваренными вручную. Вероятность образования горячих трещин в чнстоаустенитных швах при данном содержании кремния воз­растает с увеличением погонной энергии сварки (рис. 57) [103] и толщины свариваемого металла.

Опыты автора, проведенные совместно с Г. П. Демьяненко с использованием рентгеноспектрального микроанализа, показа­ли, что аустенитные швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ имеют сильно развитую дендритную неоднородность по кремнию. Причем с по­

вышением общего содержания кремния неравномерность его рас­пределения по зерну возрастает. Так, в шве указанного типа, вы,- полненного автоматом на режиме с погонной энергией сварки 6000 кал/см, содержащем 0,54% Si и пораженном горячей трег щиной, количество кремния в центре зерна составляло в среднем 0.38%, а по границам 0,76%. Причем в отдельных местах границ содержание кремния достигало 0,95% и даже 2,0%. В шве без трещины с 0,30 Si, выполненном при таком же режиме, в центре зерна оказалось в среднем 0,29% Si и по границам зерен — 0,45% Si при максимальной концентрации кремния в отдельных местах границ 0,5—0,7%. При этом была также замечена неод­нородность распределения кремния, а также меди, молибдена и титана между различными зернами аустенита. Следовательно, наблюдается прямая зависимость между общим содержанием кремния и степенью внутридендритной неоднородности по крем­нию, с одной стороны, и склонностью аустенитных швов к обра­зованию горячих трещин, с другой. Это, однако, касается только чистоаустенитных швов, так как легирование хромоникелевых швов, например типа 18-10, кремнием в количестве, обеспечива­ющем двухфазную аустенитно-ферритную структуру, повышает стойкость их против образования горячих трещин.

С уменьшением общего содержания кремния в чпстоаусте — нитном шве несколько снижается дендритная неоднородность в нем и по меди, являющейся также возбудителем горячих тре­щин, Так, в шве, содержащем 0,54% Si, количество меди в центре зерна составляло в среднем 2,1%, а по границам зерен — 2,9% при максимальной концентрации ее по границам 3,23%. Во вто­ром шве с 0,30% Si в центре зерна было 2,06% Си и по грани­цам— 2,19% при максимальной концентрации ее в отдельных местах границ 2,65%.

Не касаясь всего многообразия явлений развития дендритной химической неоднородности металла [34], отметим, что, кроме неоднородности, вызванной ликвидацией элементов в твердо­жидком состоянии кристаллизующейся сварочной ванны, разви­тию химической неоднородности металла в данном случае могут способствовать высокотемпературные структурные превращения как в твердо-жидком (Ж + б + 1-1 ), так и в твердом (б + + 1-*• 1 ) состояниях (см. рис. 58 и рис. 30). Исходя из пред­ставлений М. Паркса о совместном влиянии углерода и кремния на образование трещин в аустенитных швах [255], развитие ден­дритной неоднородности по кремнию в отмеченных выше швах можно объяснить следующим образом. В аустенитном шве при кристаллизации образуется значительное количество б-феррита, в котором растворено кремния больше, чем в аустените. При по­следующем б -*■ 7 -превращении вследствие быстрой перестройки решетки твердого раствора кремний не успевает продифундиро — вать и равномерно распределиться между первичным и вторич­ным аустенитом, а также по телу зерен, и поэтому оказывается сконцентрированным в большом количестве в пограничных об­ластях зерен, особенно, по-видимому, по границам зерен вторич­ного аустенита. Чем больше содержится кремния в сварочной

ванне к началу ее кристаллизации, тем больше образуется б-феррита в начальный момент кристаллизации шва, больше растворено кремния в этом феррите и тем в большей степени развивается дендритная неоднородность в аустенитном шве по кремнию в процессе б — превращения при охлаждении ме­талла.

Экспериментально установлено [264, 146], что в чистоаустенит­ных хромоникелевых швах типа 15-35 и 25-20 предотвратить образование горячих трещин при содержании кремния более 0,20% можно за счет увеличения содержания углерода, так как последний в таких швах в некоторой степени нейтрализует вред­ное действие кремния. При весьма низком содержании углерода с целью предотвратить образование трещин в чистоаустенитных швах необходимо снижать до минимума также содержание кремния. М. Паркс считает [255], что благоприятное влияние углерода в данном случае обусловлено уменьшением количества

б-феррита в начальный момент кристаллизации, вследствие чего уменьшается дендритная неоднородность по кремнию н, следова­тельно, ослабевает его отрицательное действие на трещиноустой — чивость чистоаустенитных швов. По его данным, в чистоаустенит — ных швах трещины не образуются, если отношение <=г < 5.

С позиций этой теории можно объяснить усиление развития химической внутридендритной неоднородности в аустенитных швах и по другим ферритизирующим и аустенитизирующим эле­ментам, которые обладают различной растворимостью в аусте­ните и феррите. Если первые в большем количестве растворены в 6-феррите, то вторые — в первичном аустените, и поэтому в мо­мент 6—7 — превращения неизбежно будет развиваться неодно­родность и по тем и по другим элементам. Кроме того, неодно­родность быстрокристаллнзующегося аустенитного металла по этим элементам должна быть не только в пределах зерна (внут — ридендритная химическая неоднородность), но и между зернами первичного и вторичного аустенита (межзеренная химическая неоднородность). Этим, по-видимому, и обусловлен отмеченный выше разброс данных рентгеноспектрального микроанализа по кремнию и меди в аустенитных зернах швов типа 0Х23Н28МЗДЗТ.

Можно также предположить, что дополнительное легирование аустенитного шва не только углеродом, но и другими элемента­ми, уменьшающими количество 6-феррита в начальный момент кристаллизации металла, будет снижать степень внутридендрит­ной и межзеренной химической неоднородности и, следовательно, повышать стойкость против образования трещин, а легирование элементами, повышающими количество первичного феррита при условии последующего б — 7-превращения при охлаждении шва, будет увеличивать химическую микронеоднородность и снижать поэтому устойчивость металла против образования трещин. Это, однако, может относиться к однофазным аустенитным швам, в которых происходит высокотемпературное б — Т — превращение, так как легирование ферритизпрующими элементами, в том числе и кремнием, обеспечивающим образование двухфазной конечной аустенитно-ферритной структуры, когда не происходит 6 -+-7 -пре­вращения (см. две крайних справа диаграммы на рис. 58), не только не увеличит, а, наоборот, предотвратит или, по крайней мере, уменьшит внутридендритную химическую неоднородность. В этом случае стойкость сварных швов против образования го­рячих трещин значительно повышается.

Этим, по-видимому, объясняется двойственное влияние азота на стойкость хромоникелевых швов против образования трещин.

Примечание В швах типа ООХ23Н26МЗДЗТ, выполняемых на стали ЭИ943 проволокой ЭИ943 под флюсом АНФ-6, содержалось 17,0 ял/100 г водорода. 0,0145 ял/100 г кислорода и 0.0175% неметаллических включений а выполняемых под флюсом АН-18—11,2 ял/100 г водорода, 0,0829 ял/100 г кислорода и 0,0152% неметаллических включений [103]. Не исключено, однако, более высокое общее содержание окислов в швах, выполняемых под флюсом АН-18, за счет необнаруживаемых анализом малостойких дисперсных окислов железа и марганца.

Как показали опыты автора, проведенные совместно с Г. П. Демь­яненко и А. М. Солохой, введение в чпстоаустенитные швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ и 0Х23Н18 до 0,15—0,25% азота повышает стой­кость их против образования горячих трещин (табл. 15). Измель­чение и дезориентирование структуры металла, обычно сопут­ствующие повышению стойкости двухфазных швов против обра­зования горячих трещин, в данном случае не обнаруживается

(рис. 59). Поэтому можно предположить, что повышение стой­кости чистоаустенитных швов против горячих трещин при допол­нительном введении азота в них обусловлено, во-первых, умень­шением количества или полным исключением образования первичного б-феррита при кристаллизации шва и, следовательно, понижением связанной с этим химической неоднородности ме­талла по некоторым элементам, обладающим различной раство­римостью в аустените и феррите и оказывающим при развитии неоднородности отрицательное влияние на его межзеренной пла­стичности и прочности и, во-вторых, что, по-видимому, не менее важно, тормозящим действием азота в аустените на перемещение и группировку дислокаций в полиганизационные границы, т. е. в фиксации более-менее равномерного распределения несо­вершенств кристаллической решетки аустенита и растворенных в нем вредных примесей.

Однофазные чпстоаустенитные швы, особенно хромоникеле­вые, в значительно большей степени подвержены образованию горячих трещин, чем двухфазные аустенитно-феррнтные, аусте —

нитно-карбидные или аустенитно-боридные. Причем, с точки зрения не только устойчивости против трещин, но и оптимальных механических свойств и, тем более, коррозионной стойкости сле­дует отдать предпочтение аустеиитно-ферритным швам. Особен­но сильно возрастает устойчивость аустенитно-ферритных швов против образования трещин, сохраняющих двухфазную структу­ру при введении азота. Если же при легировании азотом шов благодаря этому становится однофазным чистоаустенитным. то склонность его к горячим трещи­нам по сравнению с двухфазным швом такого же состава, но без азота, усиливается.

Исключение из описанных эле­ментов, по-видимому, составляют сера, углерод, ниобий и другие, сильно лнквирующие в аустените при кристаллизации, независимо от первичного б-феррита и б -*т — превращения.

Это предположение о влиянии легирующих элементов на высо­котемпературные структурные превращения и связанное с этим развитие внутридендритной хими­ческой неоднородности и устой­чивости аустенитных швов против горячих трещин требует экспери­ментальной проверки.

Особенно сильное влияние на снижение стойкости аустенитных швов против образования горячих трещин оказывает ниобий, причем действие его значительно превосходит влияние кремния. В чистоаустенитном хромоникелевом шве типа 00Х20Н15 с весь­ма низким содержанием углерода, кремния и серы достаточно 0,30—0,35% ниобия, чтобы вызвать горячие трещины (рис. 60). По данным Б. И. Медовара [143], наличие 0,15—0,20% ниобия в чистоаустенитных хромоникелевых швах вызывает образование горячих трещин. Такое влияние ниобия обусловлено сильной дендритной ликвацией его из-за ограниченной растворимости в твердом растворе стали вследствие большой разности в разме­ре его атома по сравнению с атомом железа. Естественно, что отрицательное действие ниобия сильно ослабевает в двухфазных
аустенитно-ферритных швах. Как будет показано ниже, отрица­тельное действие ниобия на ударную вязкость стали и сварных швов сохраняется и при двухфазной аустенитно-ферритной струк­туре. Ниобий снижает также пластичность швов, однако, подобно молибдену, он уменьшает вредное действие кремния на стойкость хромоникелевого металла типа 25-20 против образования тре­щин [222].

Что касается высокохромистых мартенситных и мартенситно — ферритных швов с повышенным количеством кремния то, как показали опыты автора, проведенные совместно с А. М. Понизов — цевым [73, 102], легирование их ниобием не только не уменьшает вредное влияние кремния, а, наоборот, ухудшает устойчивость таких швов против трещин. Причем наличие второй (ферритной) фазы (структурно-свободного феррита) в мартенситных швах не только не предотвращает образование трещин, а, наоборот, по­вышает склонность их к горячим трещинам.

Кроме снижения погонной энергии сварки, уменьшения со­держания кремния, углерода, серы, фосфора, меди, повысить стойкость аустенитных швов против трещин можно измельчением зерна (введением модификаторов), а также легированием их молибденом, вольфрамом [150, 122, 153], ванадием и особенно марганцем [146, 153, 150]. Следует, однако, отметить, что даже при высоком содержании молибдена (6—8%) повышение в аустеиитном хромоникелевом шве фосфора и кремния может вызвать образование горячих трещин в нем [147]. Легирова­ние же марганцем до 5—7% при одновременном введении азота предотвращает образование горячих трещин в чистоаустенитных швах даже с достаточно высоким содержанием кремния (0,9— 1,1%). Например, в отличие от хромоникелевых аустенитных швов типа 23-18 хромоникельмарганцевые швы на жестких тав­ровых образцах из стали Х25Н16Г6АР не имели горячих трещин при автоматической сварке под флюсом АН-26 проволокой того же состава. В этом случае введение кислорода в шов (при сварке под флюсом АН-18) устойчивость его против образования трещин не повышает; при дуговой сварке жестких тавров из этой стали той же проволокой на повышенных режимах в кратере шва, иногда и в начале шва, образуются продольные надрывы, по своему характеру являющиеся горячими трещинами.

Влияние молибдена на стойкость аустенитных швов против трещин показано в работе [37]. Использование проволоки 1Х25Н60М10 при сварке под ниэкокремнистым флюсом АН-15М комбинированных соединений нз теплоустойчивых низколегиро­

ванных сталей с хромоникелевой аустенитной обеспечивает стой­кость шва против горячих трещин.

По данным японских исследователей [276], влияние легирую­щих элементов на склонность аустенитного металла к горячим трещинам (Кс. г.т) определяется выражением (содержание эле­ментов указаны в %)

кГ С [S+Р + (Sl/25)+(Ni/100)] 10J

ЗМп+Сг+Мо+V

При Лс. г.т<4 сталь (шов) не склонна к горячим трещинам.

Наиболее эффективное повышение стойкости аустенитных швов против образования горячих трещин все же обеспечивается при наличии в них ферритной составляющей. Так, даже при со­держании 2,0—2,5% Si в хромоникелевом шве типа 18-9 (сварка стали Х18Н10Т проволокой Св-04Х19Н9С2), а также при нали­чии ниобия (сварка проволокой Св-08Х19Н10Б) трещины не образуются благодаря наличию 4—8% ферритной фазы. Мень­шую склонность к горячим трещинам таких швов объясняют измельчающим и дезориентирующим действием второй фазы на первичную структуру металла, а также предотвращением или уменьшением полигонизации. Минимальное количество феррита, необходимое для предотвращения образования горячих трещин, в металле, содержащем ниобий и повышенное количество крем­ния, составляет 2%, а без ниобия и при минимальном содержа­нии кремния — 1% [179, 129, 187]. С увеличением количества ферритной фазы в аустенитно-ферритном шве устойчивость его против трещин повышается [146, 176]. В мартенситном шве повы­шение количества структурно-свободного феррита (б-феррита), наоборот, уменьшает стойкость его против образования тре­щин [73].

По данным Н. Н. Прохорова [176], 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. Автор сов­местно с К. А. Ющенко [101] исследовал влияние ферритной фазы в количестве от 3,5 до 85% на стойкость хромоникелевых швов против трещин. Было показано, что наиболее стойкими являются швы, содержащие от 20 до 60% ферритной фазы (рис. 61). Такие швы обладают наиболее измельченной структурой и примерно одинаковым размером зерен феррита и аустенита (рис. 62). В связи с положительным влиянием ферритной фазы на стой­
кость швов против горячих трещин современная технология электродуговой сварки большинства аустенитных нержавеющих сталей предусматривает получение швов с аустенптно-ферритной структурой. Большинство исследователей рекомендует в аусте­нитных швах иметь от 2 до 7% ферритной составляющей. Это требование приобретает особую важность, если изделие эксплуа­тируется при температуре выше 300° С. С точки зрения оптималь­ной коррозионной стойкости, при условии, что рабочие темпера­туры не превышают 300° С, содер­жание ферритной фазы в шве мо­жет достигать 60% [101].

85 74 57 48 36 27 >6 3,5

Количество а-фозы, К

Рис. 61. Влияние количества Рис. 62. Влияние никеля (количе —

ферритаой фазы на критнче — ства а-фаэы) на размер зерна

скую скорость деформации и феррита (I) и аустенита (2)

образование горячих трещин в в сварных швах с 20,6—21,6% Сг.

ферритно-аустенитных хромо — никелевых швах с 20—22% Сг.

Для обеспечения в аустенитных швах требуемого количества ферритной фазы проволоки и электроды, применяемые в практи­ке для сварки аустенитных нержавеющих сталей, легируют до­полнительным по сравнению со свариваемой сталью количеством ферритизирующих элементов—хромом, кремнием, ванадием, титаном, алюминием, молибденом. Однако для оптимальной общей коррозионной стойкости металла шва получать требуе­мое количество ферритной фазы в нем следует за счет дополни­тельного легирования хромом, как это имеет место, например, при использовании электродов ЦЛ-11, ЦТ-15, а не за счет вве­дения повышенного количества кремния и особенно ванадия, сильно ухудшающих общую коррозионную стойкость металла в большинстве окислительных агрессивных сред.

В ряде случаев, исходя из условий необходимости обеспече­
ния особых свойств металла (коррозионной стойкости в высоко — лгрессивых неокисляющих средах, стабильности структуры, вяз­кости и длительной работоспособности при весьма низких температурах и др.), требуемое отношение содержания никеля, марганца, азота к хрому и другим ферритизирующим элементам в стали и сварных швах должно быть таким, что образование второй фазы — ферритной или, тем более, боридной или карбид­ной исключается. К таким сталям, например, относятся корро — эионностойкие 0Х23Н28МЗДЗТ, 0Х17Н16МЗТ, 00Х17НІ6МЗБ, ООХ20Н20М4Б, ОООХ18АНЮ и хладостойкие Х14Г14НЗТ, 0Х14Г14Н4, ОООХ19АН12, 000X21Н9АГ7 и др. Опыты, проведен­ные автором, показали, что чистоаустенитные стали с высоким содержанием марганца можно успешно сваривать проволокой идентичного состава под безкремнистыми фторидными флюсами АНФ-6 и ему подобными, а хромоиикельмарганцевые с азотом — даже под флюсом АН-26. Что касается хромоникельмолибдено — вых и хромоникельмолпбденомедистых сталей с высоким запа­сом аустенитности, в том числе 0Х23Н28МЗДЗТ, то как было отмечено выше, при их сварке швы без трещин удается получить лишь при максимальном снижении в них содержания кремния (см. рис. 57) и использовании низкокремнистого окислительного флюса АН-18 [103].

Уменьшение склонности к горячим трещинам упомянутых швов находится в прямой зависимости от окислительной способ­ности (в определенных пределах) нпзкокремнистого флюса. Если швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ, выполняемые из стали толщиной 10 мм под флюсом АНФ-6 и, тем более, под флюсом АН-26, пора­жены трещинами, причем при сварке под флюсом АН-26 трещи­на по всему шву, то при использовании флюса АН-17 протяжен­ность и количество трещин в таких швах резко уменьшается, а при сварке под флюсом АН-18 с ббльшей окислительной спо­собностью, чем АН-17, трещины полностью отсутствуют. Однако, вследствие того, что при чрезмерном увеличении ОКІІСЛЄННОСТИ низкокремнистого флюса ухудшается пластичность и вязкость металла шва из-за повышения содержания кислорода в нем, ко­личество окислов железа, вводимых во флюс, следует огра­ничить.

Необходимо также отметить, что швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ наиболее благоприятной формы и с минимальным содержанием кремния удается выполнить автоматической сваркой под окисли­тельным флюсом АН-18 без трещин при толщине свариваемого металла до 14—16 мм. С увеличением толщины этой стали воз­можность образования горячих трещин в швах указанного тииа! сильно возрастает. Так, например, попытка сварить по такой ( технологии (флюс АН-18, проволока 0Х23Н28МЗДЗТ) цилиндри­ческое изделие из стали 0Х23Н28МЗДЗТ толщиной 32 мм с про­дольными и кольцевыми швами встретила значительные труд­ности из-за образования горячих трещин. В таких случаях приходится либо применять усложненную технологию сварки, например, обеспечивающую аустенитно-ферритную структуру внутренних слоев шва и аустенитную структуру соответствую­щего состава для требуемой коррозионной стойкости наружных слоев его, либо вовсе отказаться от применения для таких целей монометалла и использовать двухслойный или при необходи­мости трехслойный лист с плакирующим слоем (слоями) из соот­ветствующей высоколегированной стали.

Как показали опыты автора, проведенные совместно с Ю. А. Стеренбогеном, В. Г. Фартушным, Н. К. Бизиком и Г. П. Демьяненко, швы на толстолистовой стали марки 0Х23Н28МЗДЗТ можно получить без трещин, применяя много­дуговую автоматическую сварку под флюсом АН-18 проволокой 000Х23Н28МЗДЗТ (ЭП516) или 000Х23Н28МЗДТ (ЭП579) диа­метром 1,6—2,0 мм.

Четыре или пять проволок, расположенные последовательно на расстоянии 40—65 мм одна от другой (между последующими проволоками расстояние несколько больше, чем между первы­ми), подаются в зону сварки с одинаковой или первая дуга с несколько большей скоростью одним общим или первая само­стоятельным приводом. Дуги питаются от одного общего или одна дуга от дополнительного источника при общей силе тока для четырех дуг 800—900 а, для пяти — на 250—350 а больше и напряжении на дугах 38—40 в при диаметре проволок 2 мм. Скорость сварки 16—20 м/ч. При этом каждая из последующих дуг направлена в хвост ванны ранее перемещающейся дуги или все дуги имеют раздельные ванны, но расположены (переме­щаются) на минимальном расстоянии одна от другой. При таком расположении каждая последующая дуга повторно нагревает до высокой температуры и частично переплавляет слой шва, выпол­ненный предыдущей дугой, в момент до протекания в нем про­цесса полигонизации и возникновения растягивающих напряже­ний, благодаря чему собственно и предотвращается образование горячих трещин.

Диаметр и количество проволок, расстояние между дугами и режим сварки могут несколько отличаться от указанных и под­

бираются экспериментально в зависимости от толщины свари­ваемого металла.

Особую трудность также представляет автоматическая свар­ка чистоаустенитных хромоникелевых сталей, особенно с нио­бием, даже с применением флюса АН-18. Для получения каче­ственных швов сварку таких сталей необходимо выполнять на режимах с минимальной погонной энергией, применяя при этом присадочную проволоку либо с повышенным содержанием хрома для получения в шве небольшого количества ферритной фазы, либо с повышенным содержанием марганца для обеспечения его содержания в шве не менее 4—5%. Иногда приходится даже отказываться от автоматической сварки и выполнять ее ручными электродами соответствующей марки на весьма умеренных ре­жимах с минимально возможной из условий нормального форми­рования шва погонной энергией сварки. При крайней необходи­мости толстолистовые стали можно сваривать многодуговой автоматической сваркой или электрошлаковой.

Благоприятное влияние кислорода на предотвращение горя­чих трещин в чистоаустенитных швах было установлено Б. И. Ме­доваром и Ю. В. Латашем [146], которые с этой целью в зону сварки вводили марганцевокислый калпй. При этом содержание кислорода н марганца в шве повышалось, а кремния, водорода и серы уменьшалось. Однако в случае, когда введение кислорода в зону сварки приводит к получению однофазного чистоаустенит — ного шва вместо двухфазного аустенитно-ферритного вследствие выгорания хрома и других ферритообразующих элементов, на­блюдается не повышение, а ухудшение стойкости последнего против образования горячих трещин.

Высокое содержание окислов железа во флюсе АН-18 и срав­нительно низкое содержание кремнезема и окислов марганца обусловливает торможение кремнемарганцевосстановнтельных реакций при сварке и даже окисление этих элементов из прово­локи (капель электродного металла). При этом, как следует из табл. 14, окисляется также сера и уменьшается количество водо­рода в шве [103]. Однако не только, а возможно и не столько сни­жение содержания кремния и серы обусловливают повышение стойкости против горячих трещин чистоаустенитных сварных швов, выполняемых под низкокремнистыми окислительными флю­сами. Этому способствует также более мелкозернистая струк­тура этих швов по сравнению со швами, сваренными под флю­сами АН-26 и АНФ-6 (рис. 63). С повышением окислитель­ной способности низкокремнистого флюса АН-18 по сравнению
с АН-17 измельчение структуры металла шва усиливается. Если к тому же допустить, что применение для сварки аустенитных сталей флюса АН-18 вместо АНФ-6 и АН-26 приводит к повыше­нию содержания кислорода в металле шва за счет увеличения количества необнаруживаемых анализом весьма дисперсных включений окислов железа и марганца, а возможно и хрома, то

можно предположить, что действие кислорода на повышение стойкости шва против горячих трещин заклю­чается также в блокировании дислока­ций этими окислами (предотвращении или уменьшении полигонизации) и, сле­довательно, в фиксации более-менее равномерного распределения по зерну несовершенств кристаллической решет­ки аустенита и растворенных в нем вредных примесей. К анало­гичным выводам пришли также А. А. Ерохин и О. М. Кузнецов [61]. Они полагают, что уменьшение сетки полигонизационных границ и связанное с этим повышение критической скорости де­формации аустенитного наплавленного металла при увеличении содержания в нем кислорода более некоторого определенного

предела связано с образованием включений, блокирующих дви­жение дислокаций.

Таким образом, благоприятное действие кислорода на повы­шение стойкости чистоаустенитных швов против образования горячих трещин состоит как в снижении содержания в них крем­ния, серы н, возможно, водорода, так и в уменьшении отрица­тельного действия этих вредных примесей вследствие измельче­ния структуры и торможения процесса полигонизации.

Поскольку с увеличением содержания кислорода заметного возрастания количества тугоплавких окислов в данном случае не наблюдается [103], измельчение структуры металла шва может быть обусловлено выделением некоторого избыточного количе­ства кислорода нэ металла в период кристаллизации, о чем применительно к стальным слиткам указывал еще Д. К. Чернов.

В свете вышеизложенных экспериментальных данных о бла­гоприятном влиянии кислорода п азота на стойкость стабильно — аустенитных хромоникелевых швов против образования горячих трещин представляет значительный интерес использование в качестве защитной среды при сварке некоторых аустенитных сталей смеси аргона с кислородом и агрона с небольшим коли­чеством кислорода и азота. Естественно, что из условий обеспе­чения плотности и удовлетворительных механических свойств металла шва содержание в нем азота и кислорода при этом должно быть значительно меньше, чем при сварке без защиты. Состав таких смесей еще точно не установлен. По-видимому, в ближайшее время найдет широкое применение смесь аргона с 5% кислорода.

Отличительной особенностью указанных смесей газов являет­ся то, что при их использовании не происходит науглероживания металла шва, как это наблюдается при сварке в углекислом газе, и переход кремния в шов, как это, например, имеет место при сварке под флюсом АН-26, АНФ-14 и др.