5
B
I
A
I
1
1
a
¦
u

ОГЛАВЛЕНИЕ-
Структура и свойст
1. Классиф
Высокохромистые стали
Хромоникелевые стали
воздействии
3. Коррозионные свойства высоколегированных сталей . .
4. Жаропрочность высоколегированных сталей
Металлургические особенности сварки нержавеющих сталей
5. Легирование металла шва при сварке нержавеющих сталей
6. Металлургические особенности дуговой сварки нержаве-
7. Трещины при сварке нержавеющих сталей
в а III
Сварка закаливающихся высоколегированных сталей
8. Влияние термического цикла сварки на структуру и свой-
9. Свар).
10. Свар
11. Свар
13. СГД
14. Сварка
16. Сварка хромог
17. Сварка хромо
р
сварка высокохромис!

18. Сварка хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых
Влияние марганца, титана и ниобия на структуру хромони -
Сварка стали 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55) .'.'.'.'.'.'.'.'.'. 203
Сварка сталей Х14П4НЗТ и Х14П4Н4Т 214
Сварка сталей Х17АГ14, 0Х21Н5АГ7, 1Х25Н16Г6АР .... 217
'I
Сварка ферритно-аустенитных нержавеющих сталей
19. Влияние термического цикла сварки на структуру и свой-
свойства ферритно-аустенитных сталей 223
20. Сварка хромоникелевых феррнтно-аустенитных сталей 246
Влияние никеля на микроструктуру и свойства сварных шаов
с 20-22% хрома . . . . . . . 247
Влияние ферритизирующях элементов на микроструктуру
и свойства хромоникелевых ферритно-аустенитных сварных
Свойства сварных соединений хромоникелевых ферритно-
аустенитных сталей 269
21. Сварка хромоникельмолибденовых ферритно-аустенитных
Й 274
Р
Литература
Редакторы издательства инж. М. Г. Ведмеденко, Г. Л. Миронове
Художник Л. б. Сергий
Художественные редакторы Б. В. Валуенко, Н. Ф. Соловьева
Технический редактор В. П. Вересюк
Корректор Л. И. Фоменко

6П4.3
кзо
УДК621.791 :669.15-194
Сварка нержавеющих стйл
Каховский Н.И.
«Технжа», 1968, 312 стр.
и свойства нержавеющих
ных швов при одноврем*
содержания углерода. Ош
матичеекой и |
Р1ЧНОИ сварки
гельно к рабочим условияк
левых феррит:
мическому, не!
построению и
Книга рассчит
ческих работ?
(онструкторск]
ваемости безн1
шх феррит но
веющих стале?
}>тяному, прож
другим отрас,
ана на научны
шков промыт
як и научно-и
нержавекш
i Большое
™eZU
t примените
лям лромы
ленных пр
1сследовате.
овой авто
(X и аусте
:ому маши
:рно-техни
едприятий
яьских ор
[. 163, библиогр. 288.
Рецензент докт. техн. наук В. И. Дятлов
Редакция литературы по машиностроению
и.транспорту
Заведующий редакцией инж. М. А. Василенко
3-12-6
14Б-68

ПРЕДИСЛОВИЕ -
Непрерывное развитие химической, нефтеперераба-
нефтеперерабатывающей и других отраслей промышленности
обусловливает все возрастающее применение нержа-
нержавеющих сталей различных классов для изготовле-
изготовления сварной аппаратуры. Значительная часть ее
изготовляется из высоколегированных сталей.
Естественно, что немаловажная роль при этом
отводится экономии нержавеющих сталей путем по-
повышения их прочностных характеристик и коррози-
коррозионной стойкости, а также экономии дефицитных
материалов, входящих в состав стали, из которых
наиболее дефицитным является никель.
Поэтому важное значение приобретает исполь-
использование для сварной аппаратуры нержавеющих
сталей с пониженным содержанием никеля, в том
числе легированных марганцем и азотом. Причем,
как показано в данной книге, легирование нержа-
нержавеющих аустенитных и ферритно-аустенитных ста-
сталей азотом целесообразно не только из условий
экономии никеля, но и для модификации и упрочне-
упрочнения стали и сварных швов.
Немаловажное значение имеет улучшение каче-
качества, а следовательно, и работоспособности сварных
соединений, одним из определяющих критериев ко-
которых в данном случае является правильный выбор
присадочного металла при сварке и использование
сталей, отличающихся минимальной реакцией на
сварочный термический цикл. Последнее особенно
важно в связи с интенсификацией и организацией
новых химических производств, обусловливающих

необходимость изыскания более коррозионностой-
ких сталей и более совершенных сварочных мате-
материалов, обеспечивающих требуемую работоспособ-
работоспособность сварных соединений в тяжелых условиях
эксплуатации.
Ужесточение требований к повышению работо-
работоспособности сварных изделий в ряде случаев дик-
диктуется не агрессивностью рабочей среды, а внешни-
внешними температурными условиями эксплуатации, что
в свою очередь вызывает необходимость обеспече-
обеспечения требуемых механических свойств сварных со-
соединений применительно к данным условиям. По-
Последнее возможно при правильном выборе не только
стали, но и технологии ее сварки.
В данной книге на основании работ автора и его
сотрудников, а также отечественного и зарубежного
опыта сделана попытка осветить структуру, свой-
свойства и свариваемость наиболее распространенных
марок нержавеющих сталей мартенситного, феррит-
ного, аустенитного и ферритно-аустенитного клас-
классов, при этом преимущественное внимание уделено
новым, по мнению автора, перспективным сталям,
разработанным преимущественно в Институте каче-
й ЦНИИЧМ
Отзывы и пожелания просим направлять по ад-
адресу: Киев, 4, Пушкинская, 28, издательство «Тех-

И СВОЙСТВА
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ
СТАЛЕЙ
1. КЛАССИФИКАЦИЯ
И КРАТКАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
К высоколегированным сталям относятся сплавы на
основе железа с общим содержанием легирующих элементов
(хрома, никеля, марганца и др.) от 8 до 65%. Химический состав
наиболее распространенных в Советском Союзе марок высоко-
высоколегированных (преимущественно нержавеющих) сталей приве-
приведен в табл. 1.
По существующим стандартам высоколегированные стали
классифицируют в зависимости от их структуры, свойств и систе-
системы легирования.
В зависимости от структуры, получаемой при охлаждении на
воздухе после высокотемпературного нагрева, высоколегирован-
высоколегированные стали подразделяют на следующие классы: мартенситный,
мартенситно-ферритный, аустенитно-мартенситный, аустенитно-
ферритный, ферритный и аустенитный. Большинство выпускае-
выпускаемых в Советском Союзе аустенитно-ферритных сталей, кроме
марки 0Х23Н13, содержат 40% и более феррита, поэтому их пра-
правильнее называть ферритно-аустенитными в отличие от аустенит-
аустенитно-ферритных сталей зарубежных марок [ПО] и сварных швов
[146], содержащих от 3 до 20% феррита.
К мартенситному классу относятся стали 2X13, 1Х17Н2,
1Х13НЗ и др., к мартенситно-ферритному— 1Х12ВНМФ (ЭИ802),
2Х12ВМБФР (ЭИ993), 1Х12В2МФ (ЭИ756), 1ХПМФБ, 1X13,
к ферритному —0X13, Х14, Х17, 0XI7T, 0Х17М2Т, 1Х18Т1, Х25Т,
Х28, к аустенитно-мартенситному — Х17Н7Ю, 2Х17Н2, Х16Н6
(СН2А), Х17Н5МЗ (СНЗ), к ферритно-аустенитному — 0Х21Н5Т
(ЭП53),0Х21НЗТ (ЭП214), 1Х21Н5Т (ЭИ8П), 0Х21Н6Б, Х28АН,
ОХ21Н6М2Т (ЭП54), 0Х18Н2Г8Т, 0X23HI3 (аустенитно-феррит-
ная) и др., к аустенитному — ООХ18Н10 (ЭИ842), 0Х18Н10,
0XI8HI0T, Х18Н10Т, Х14П4Н, Х14П4НЗТ (ЭИ7П), Х17Н4АГ9
(ЭИ878), 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55), Х17Н13М2Т, Х17Н13МЗТ,

«.p..
0X13
1X13
2X13
1X17H2 ...
1Х12ВНМФ
(ЭИ802)
9Y19P MKrfcD
(ЭИ993)
1Х12В2МФ
(ЭИ756)
X17
0X17T (ЭИ645)
X25T (ЭИ439)
X16H6 (CH2A,
ЭП288)
X17H5M3 (CH3,
ЭИ925)
'ЭП214)
0Х2Ш5Т (ЭП53)
(ЭИ811)
0Х21Н6Б ....
0X21AH5 ....
X28AH (ЭИ657)
0X21H6M2T
(ЭП54)
0Х2Ш6АМ2 . . .
0X30AH9 (опыт-
Ш8Н10 '.'.'.'.'.
Юл Ion 10
(ЭИ842)
000X18H11 ....
0X23H18
O00XI8AH1O . . .
000X19AH12 . . .
X18H10T ....
0X18H10T
(ЭИ914)
Ш8Н12Т ....
0Х18Н12Б ....
Хямнч
ескнб состав
Содержание
«0,08
0,09—0,15
0,16—0,24
0.11—0,17
0,12—0,18
0,15—0,22
0,10-0,17
<0,12
<0,08
<0,15
0,05—0,09
0,06—0,10
<0,09
<0,08
0,09—0,11
<0,07
<0,06
«0,15
«0,08
<0,06
<0,06
<0,08
«0,04
<0,03
<0,10
<0,03
«0,03
<0,12
<0,08
<0,08
<0,08
«0,60
<0,60
<0,60
<0,80
0,5—0,8
«0,50
0,5—0,8
«0,70
<0,70
<1.0
<1,0
«0,7
<0,8
<0,8
<0,8
«0,8
0,4—0,8
<1,5
«0,8
0,4—0,8
0,4—1,0
1,0—2,0
1,0—2,0
«2,0
«2,0
1,0—2,0
1,0-2,0
1,0—2,0
1,0-2,0
1,0—2,0
1,0—2,0
<0,60
«0,60
«0,60
«0,80
<0,40
<0,50
«0,50
<0,80
<0,80
<0,80
«0,7
«0,7
«0,8
«0,8
«0,8
<0,8
«1,0
«0,8
<0,7
«0,7
«0,8
«0,8
«0,4
«1,0
<0,5
«0,5
«0,8
<0,8
«0,8
«0,8
11,0—13,0
12,0—14,0
12,0—14,0
16,0—18,0
11,0—13,0
11,0—13,0
11,0-13,0
16,0—18,0
16,0—18,0
24,0—27,0
15,5—17,7
16,0—17,5
20,5—22,5
21,0—23,0
20,0—22,0
20,0—22,0
20,0—22,0
25,0-28,0
20,0—22,0
20,0—22,0
29,0—32,0
17,0—19,0
17,0—19,0
17,0-18,0
22,0—25,0
17,0—18,0
18.0—20,0
17,0—19,0
17,0-19,0
17,0-19,0
17,0—19,0
_ !
1,5—2,5
0,4-0,8
_
5,0-8,0
4,5—5,5
3,0—3,5
5,3-6,0
4,8-5,8
5,5—6,8
4,0—5,0
1,0-1,7
5,5—6,5
5,5—6,5
8,0—10,0
9,0—11,0
9,0—11,0
10.5—12,0
17,0—20,0
9,0-П,0
11,0—13,0
9,0—11,0
9,0-11,0
11,0—13,0
11,0—13,0

1 1 I 1 1 I
5.C-0,8
5.C—0,8
0,3—0,5
0,15—0,40
0,25—0,50
0,2-0,4
(C~0,02>.5
—0,7
5.C—0,6
5.C—0,6
0,2—0,4
=
:
0,5—0,9
Mill!
.C—1,2
0,5—0,7
0,4—0,6
0,6—0,9
- 3,0—3,5
0,7— i, II
0,4—0,7
1,7—2,1
,8-2,5 —
,9—2,6 —
0,025
0,025
0,025
0,025
)(БордоО,ООз(о,025
0,025
0,025
0,025
0,025
0,020
0,020
0,020
0,020
0,020
0,020 0,035
0,020 0,035
— 0,020 0,035

Марка
Х17Н13М2Т . . .
Х17Н13МЗТ . . .
(Ш7Н16ШТ
(ЭИ580) ....
О0Х16Н15МЗ
(ЭИ844) ....
0<Ш7Н'6МЗБ
О0ОХ2ОН16АМЗ
ЗХ23Н28МЗДЗТ
<ЭИ943)
Х14П4Н ....
Х14ГННЗТ
(ЭИ711)
Х17АГ|4(ЭП213)
Х17Г9АН4
(ЭИ878)
0Х17Г9Н5АБ
(ЭП55)
Х18Г5Н2 (ЭП26)
1Х25Н16Г7АР
(ЭИ835)
Содержание
Углерод
<0,08
^0,10
<0,08
<0,03
<0,04
<0,03
<0,06
<0,12
<о,\о
<0,15
<0,12
<0,08
<0,10
<0,12
«.„„„
1,0—2,0
1,0—2,0
1,0—2,0
<0,8
<0,8
<0,8
<0,8
13,0—15,0
13,0—15,0
13,5—15,0
8,0—10,5
8,0—10,0
4,0—6,0
5,0-7,0
<0,8
<0,8
<0,8
<0,6
<0,5
<0,6
<0,8
<0,8
<0,8
<0,8
<0,8
<0,6
<0,8
Хром
16,0—18,0
16,0—18,0
16,0—18,0
15,0—17,0
16,0—18,0
19,0—21,0
22,0—25,0
13,0—15,0
13,0—15,0
16,0—18,0
16,0—18,0
16,0—18,0
17,0—20,0
23,0—26,0
„„,„
12,0—14,0
12,0—14,0
15,0—17,0
14,0—16,0
15,5—17,0
15,0—17,0
26,0—29,0
1,0-1,5
2,5—3,5
<0,6
3,5-4,5
4,5—5,5
1,5—2,5
15,0-18,0
0Х17Н16МЗТ (ЭИ580),Х[7АГ14 (ЭП213), 0Х23Н28М2Т (ЭИ628),
0Х23Н28МЗДЗТ (ЭИ943), 0Х23Н18, Х25Н20С2 и др.
По свойствам высоколегированные стали подразделяют на
нержавеющие (коррозионностойкие), жаростойкие (окалиностой-
кие) и жаропрочные.
Группу коррозионностойких (нержавеющих) составляют ста-
стали, содержащие до 15% Сг и стойкие против коррозии в атмо-
атмосферных условиях. К кислотостойким (стойким против коррозии
в условиях контактирования с растворами различных кислот)
относятся стали, содержащие от 16 до 30% и более хрома.
Жаростойкими до температуры 900° С являются нержавею-
нержавеющие стали марок Х17, 0Х17Т, Х12ЮС; до температуры П00°С —
Х25Т, Х28, Х25Н20С2 и др.
К жаропрочным относятся стали, сохраняющие прочность

Ти1ан
0,3—0,6
0,3-0,6
0,3—0,6
-
-
0,4—0,7
(С-О,02>.5
Q g
-
-
—
Ниобий
=
_
0,4—0,6
—
-
-
-
-
8.С—0,8
„.,..„
1,8—2,5
3,0-4,0
2,0—3,5
2,5—3,0
2,8—3,8
2,8—3,5
2,5—3,0
-
-
-
-
Вольфрам
=
-
-
-
Медь
2,5—3,5
-
—
-
-
Ванадий
—
_
-
-
Z-
Бор до
0,020
ЛЭ0Т
Z
-
0,15—0,25
—
-
0,30—0,40
0,15—0,25
0,18—0,25
0.15-0,25
0,30—0,45
Сера
Фоефор
не более
0,020
0,020
0,020
0,015
0,020
0,020
0,020
0,020
0,020
0,020
0,020
0,020
0,030
0,020
0,035
0,035
0,035
0,020
0,035
0,030
0,035
0,035
0,035
0,035
0,035
0,035
0,035
0,035
(сопротивление ползучести) и вместе с тем достаточную окали-
ностойкость и сопротивление коррозии при высоких темпера-
температурах.
Жаропрочными при температурах до 585—610° С являются
стали марок 1Х12В2МФ, 2Х12ВМБФР, 1Х12ВНМФ, 1Х11МФБ
и им подобные, при температурах до 650° С — стали Х18Н9Т
и Х18Н10Т (бывшая 1Х18Н9Т) и до 800° С — Х17Н13МЗТ,
Х14Н14В2Мидр.
По системе легирования стали делят на хромистые, хромо-
никелевые, хромоникельмарганцевые, хромомарганцевые, хромо-
марганцеазотистые, а также перечисленные стали с добавками
специальных легирующих элементов (молибдена, вольфрама,
ванадия и др.) и карбидообразугощих (титана, ниобия), часто
называемых стабилизаторами структуры.
м

Высокохромистые стали
Структура и свойства хромистых сталей зависят преж-
прежде всего от содержания хрома и углерода (рис. 1, 2), а также
азота и добавок титана, ниобия, молибдена, вольфрама и др.
Как следует из диаграммы состояния системы железо — хром
(рис. 1), безуглеродистые железохромистые сплавы имеют зам-
замкнутую область -[-твердых растворов, ограниченную 12% хрома
и температурным интервалом структурных превращений а (б) -* '{
и 7 -* а. который в свою очередь изменяется в зависимости от
количества хрома.
6%СГ 12% Сг 15ХСГ
1Ш\
1200
1000
Joz:
'ill
6
r
10 15 го 25
у
'If
a+r*Cm
_l
'A'
ш
Mjl
Рис
. 1
¦pc
ще
-Д
ни<
иаграмн
стых спл
¦держания 5
i Пр
/met
стемы без-
1 Fe—Сг и
ТрОЙ1
2.
юй
Сечеки
диагр
е пространстве!
bob Fe-Cr-C
|нця хрома 6: 12 и 15%
нно
ДЛ
К замкнутой области у -твердых растворов примыкает гетеро-
гетерогенная область б + г -твердых растворов, ограниченная 12 и
13% Сг, за которой вплоть до чистого хрома следуют б-твердые
растворы, не претерпевающие структурных превращений. При
введении углерода в железохромистые сплавы граница области
существования f -твердых растворов смещается в сторону более
высокого содержания хрома (рис. 1) при одновременном расши-
расширении гетерогенной о + т -области. При неизменном же содер-
содержании углерода повышение количества хрома приводит к суже-
сужению v -области и расширению двухфазной области (рис. 2).
Кроме углерода, у -область расширяют также никель, азот
и в меньшей степени марганец и медь. Прочие легирующие эле-
элементы (ферритизаторы) действуют в противоположном направ-
направлении, нейтрализуя (или уменьшая) влияние аустенизаторов.

Изменение механических свойств железных сплавов под
влиянием легирующих элементов определяется, с одной стороны,
влиянием последних на структуру сплава, особенно на его фазо-
фазовый состав, и, с другой,— степенью воздействия их на кристалли-
кристаллическую решетку твердого раствора. Экспериментальные данные
ряда исследователей показывают, что прочность металла (твер-
(твердость, предел текучести) при неизменной структуре может изме-
изменяться благодаря искажению кристаллической решетки при
растворении атома другого элемента, отличного по размеру от
атомов основы сплава [50, 281, 282], либо под действием валент-
валентности [280], либо того и другого одновременно [241]. Чаще всего
механические свойства однофазных сплавов при легировании
различными элементами зависят от диаметра атомов. Причем,
чем больше размеры атомов растворенного элемента отличаются
от атомов железа в сплавах на основе железа, тем при прочих
равных условиях больше искажение решетки и упрочнение.
Элементы с атомным радиусом меньшим, чем атом железа,
упрочняют твердый раствор более интенсивно, чем элементы
с большим, чем у железа, радиусом атома (расширяющие решет-
решетку). Элементы, растворяющиеся по типу внедрения (углерод,
азот), упрочняют твердый раствор более интенсивно, чем элемен-
элементы, растворяющиеся по типу замещения (хром, никель, марганец,
кремний и др.).
Ряд свойств металлов, в том числе упрочнение при легирова-
легировании и наклепе, объясняют также с точки зрения дислокационной
теории, рассматривающей пластический сдвиг как процесс пере-
перемещения дислокаций — один из видов несовершенств кристал-
кристаллической решетки*. По данным И. А. Одинга и А. А. Бочвара,
с увеличением количества (плотности) дислокаций и других
несовершенств решетки до некоторого критического значения
реальная прочность металла падает, а при дальнейшем увеличе-
увеличении плотности дислокаций, например при механическом наклепе
металла, возрастает. Причем повышение прочности при значи-
значительном увеличении плотности дислокаций сопровождается сни-
снижением пластичности. Кроме изменения плотности дислокаций,
теории автор будет прибегать лишь в отдельных случаях для краткого объяс-
объяснения наиболее изученных с ее позиций свойств металлов. Более подробно
применение теории дислокаций освещено в специальных монографиях, напри-
например в книгах К. А. Осипова «Вопросы теории жаропрочности металлов и спла-
сплавов» М„ Академиздат, 1960, И. А. Одинга «Теория дислокаций в металлах
и ее применение» М.. Академнздат, 1959 и др.

на упрочнение металла влияет распределение дислокаций
в строго определенном порядке, а также создание вокруг дисло-
дислокаций полей напряжений, или иначе «облаков» из растворенных
вокруг дислокаций атомов, так называемых «облаков» Котрелла,
блокирующих дислокации и препятствующих их перемещению.
Поля напряжений вокруг дислокаций в решетке создают атомы
растворенных элементов, по размерам отличные от атомов осно-
основы твердого раствора. Для пластического деформирования тако-
такого металла, т. е. для перемещения блокированных дислокаций,
необходимо увеличить приложенное внешнее напряжение на-
настолько, чтобы дислокации либо вырвались из своих «облаков»,
либо под действием этого повышенного напряжения перемеща-
перемещались бы вместе с «облаками». Чем больше растворенного эле-
элемента с диаметром атома, отличным от диаметра атома основы
твердого раствора, тем большее количество дислокаций окруже-
окружены «облаками» растворенных атомов и тем, следовательно, тре-
требуется более высокое напряжение для вырывания дислокаций из
«облаков» или перемещения «облаков».
При чрезмерном увеличении количества «облаков» Котрелла
металл может упрочняться настолько, что пластическое дефор-
деформирование его не будет происходить при возрастании напряже-
напряжения до величины сопротивления отрыву, и металл в этом случае
разрушается хрупко.
При механическом наклепе упрочнение металла связано
с увеличением количества дислокаций, различно ориентирован-
ориентированных между собой, благодаря чему их движение взаимно затруд-
затруднено— одни дислокации являются препятствием для передви-
передвижения других, лежащих в плоскости, расположенной под углом
к первой.
Влияние легирующих элементов на упрочнение безуглероди-
безуглеродистого феррита при медленном охлаждении с высоких температур
в отожженном состоянии отличается от влияния их на упрочне-
упрочнение такого же металла, но быстроохлажденного с высоких тем-
температур, т. е. в закаленном состоянии [50]. Упрочнение медленно-
охлажденного феррита является следствием описанного измене-
изменения параметра решетки из-за наличия в ней атомов разного
размера, т. е. обусловлено статическими искажениями кристал-
кристаллической решетки, возникновением так называемых напряжений
второго рода или, с точки зрения дислокационной теории, образо-
образованием «облаков» Котрелла. Упрочнение же феррита при закалке
связано с понижением температуры т— а-превращенкя (Л3)
ниже температуры рекристаллизации и обусловлено фазовым
14

наклепом (образованием игольчатого феррита) [92, 111], а также
наложением напряжений второго рода, измельчением и разори-
ентировкой блоков мозаичной структуры [50]. По-видимому,
в этом случае возрастает количество дислокаций, различно
ориентированных между собой. Упрочнение феррита при закалке
происходит лишь в том случае, когда т -фаза переохлаждается
до температур ниже 500° С, при которых диффузионная подвиж-
подвижность атомов железа и легирующих элементов затруднена,
и т -*• а-превращение осуществляется по мартенситному (сдвиго-
(сдвиговому) механизму, вследствие чего и происходит фазовый наклеп
металла.
По возрастающей степени влияния на твердость (прочность)
феррита в отожженном состоянии, т. е. вследствие только стати-
статистического искажения кристаллической решетки, легирующие
элементы располагаются в следующей последовательности [50]:
хром, вольфрам, молибден, никель, марганец, кремний. Причем
хром весьма слабо упрочняет медленноохлажденный феррит.
При быстром охлаждении вольфрам, молибден и кремний
образуют с железом замкнутую f -область подобно хрому, но
с повышением их содержания температура f - а-превращения
(Л3) повышается, т. е. эти элементы как бы препятствуют сниже-
снижению температуры превращения, наблюдаемому обычно в закали-
закаливающихся сплавах при ускорении охлаждения. Поэтому при
увеличении содержания Этих элементов не только не упрочняет-
упрочняется сплав, а наоборот, даже уменьшается эффект закалки. Никель
и марганец в сплавах с железом расширяют ? -область, снижают
температуру т -» а-превращения и поэтому упрочняют феррит
при быстром охлаждении. В отличие от вольфрама, молибдена
и кремния хром, несмотря на то, что образует с железом замкну-
замкнутую т-область, до определенного количества (до 8,5%) снижает
температуру у -* а-превращения, способствуя таким образом
упрочнению закаленного безуглеродистого феррита. Естествен-
Естественно, что введение вольфрама, молибдена или кремния в такой
металл нейтрализует действие хрома.
С повышением содержания хрома более 8,5% эффективность
упрочнения безуглеродистого феррита при закалке резко сни-
снижается в связи с повышением критической температуры А3. Как
следует из рис. 3 и 4, уже при содержании 12—13% хрома без-
безуглеродистая сталь совершенно не упрочняется при закалке.
Лишь при введении углерода сталь с таким количеством хрома
может быть упрочнена закалкой и тем сильнее, чем выше содер-
содержание углерода. Так, например, сталь 0X13 (до 0,08% С) при

высокотемпературном йагреве и быстром охлаждении закали-
закаливается сравнительно слабо, сталь же 1X13 @,09—0,15% С) упроч-
упрочняется при этом значительно сильнее, а сталь 2X13 @,16—
0,24% С) —весьма сильно.
Слабая закаливаемость стали 0X13 обусловлена наличием
в ней структурно-свободного феррита (б-феррита — фазы, не
претерпевающей структурных превращений при нагреве и охлаж-
f
r
I
$50
//
У/
/
2
\
3
i Кривые влияния углеро-
зрдость стали, еодер-
12—13% лрома, после
980° С [202] и [277].
ntparyp [2 7]
С и 12,4% Сг; /-0.01% С
и 13% Сг; 5-0,001% С и
12% Сг.
дении), а также слабым перенапряже-
перенапряжением кристаллической решетки мартенси-
мартенсита (продукта? ->а-превращения) вслед-
вследствие низкого содержания углерода.
В стали, содержащей 12% Сг и 0,06% С,
после закалки от температуры, немногим выше Ас3 (А3), сохра-
сохраняется до 9% структурно-свободного феррита, а такая же
сталь, но с 0,12% С претерпевает полные превращения при на-
нагреве и охлаждении и в ней не обнаруживается второй фазы
(б-феррита) {265]. Вместе с тем 12%-ная хромистая сталь,
даже с более высоким содержанием углерода, при нагреве под
закалку до температур выше 1050° С претерпевает частичное
7 —¦ а-превращение и вследствие этого при комнатной темпера-
температуре может иметь в своей структуре ферритную составляющую,
причем тем большее количество, чем выше температура нагрева
(рис. 2). Для обеспечения хорошей пластичности стали данного
класса после быстрого охлаждения от высоких температур необ-
необходим высокий отпуск при температуре не ниже 650° С (рис. 5).

Для уменьшения количества структурно-свободного феррита
в 12—13%-ные хромистые стали вводят небольшое количество
никеля A,0—1,5%) и реже — азота (до 0,08%). При этом повы-
повышаются механические свойства стали в исходном состоянии
(в состоянии поставки) и улучшается ее свариваемость: умень-
уменьшается изменение структуры при воздействии сварочного терми-
термического цикла, вследствие чего повы-
повышаются механические свойства свар-
сварных соединений.
С увеличением содержания хрома
более 13% (в чисто хромистых сталях)
zoo 4oo m воо
Jsi Температура
^ omnucfta.'C
siHi
жащей 12,2% Сг и 0,09%
/ - 12^3% Сг и 0,09% С; J - 14% Сг
"-16% Сг и 0.07% С; Л - 17,2% Сг
н 0,13% С; 6 — 20Л% Сг в 0,10% С.
резко уменьшается упрочняемость металла при закалке (рис. 6)
вследствие уменьшения количества продукта f-— а-превращения
(мартенсита) и соответственно повышения количества структур-
структурно-свободного феррита.
Сталь, содержащая 17% Сг, относится к ферритному классу,
однако, благодаря наличию углерода, а также в небольшом ко-
количестве азота, марганца, никеля, расширяющих i-область, она
претерпевает частичное а — 1 -* М-п рев ращение при нагреве
и охлаждении и поэтому подкаливается. Причем действие азота
при этом настолько сильно, что введение его в эту сталь в коли-
количестве примерно 0,06% уже достаточно для значительного изме-
изменения структуры после закалки (появления мартенситной фазы)
[204, 211]. Действие азота на расширение 7 -области показано на
рис. 7. Стали, содержащие 12—16% Сг, 0,2% С и 0,2% N, пол-
полностью закаливаются на мартенсит и после отпуска при темпе-
температуре 150—200° С обладают более/^сокой прочностью и удар-

¦
1
—
"-
\-
)
/
-
ной вязкостью, чем стали с таким же содержанием хрома
и углерода, но без азота [202]. Сталь с 23—25% Сг и 0,25% N
после закалки в воде от 1100° С имеет двухфазную ферритно-
аустенитную структуру. Однако аустенит такой стали неустойчив
и при нагреве в интервале температур 450—800"С распадается
на ферритную и карбонитридную фазы.
Стали, содержащие 20% Сг и 0,10% С или 17% Сг, 0,08% С
и 0,4—0,8% Ti (при обычном содер-
содержании азота <0,01%). имеют одно-
однофазную структуру б-феррита при
всех температурах, т. е. не претерпе-
претерпевают структурных превращений при
нагреве и охлаждении и поэтому
практически не упрочняются при за-
закалке.
Весьма отрицательным свойст-
свойством высокохромистых ферритных
талей является низкая ударная вяз-
вязкость при комнатной температуре,
обусловленная высокой критической
температурой хрупкости. С повыше-
повышением температуры испытания удар-
ударная вязкость ферритной стали воз-
возрастает (рис. 8) [99]. Аналогично
ударной вязкости изменяется с по-
повышением температуры и пластич-
пластичность ферритных сталей.
Величина зерна является определяющим фактором вязкости
высокохромистых сталей при комнатной температуре. Чем мель-
мельче зерно стали, тем выше ударная вязкость. Обнаружено поло-
положительное влияние на ударную вязкость ферритных сталей
измельчения зерна путем прокатки в интервале пониженных тем-
температур (например, от 980—1000 до 720—800° С) [11]. По-види-
По-видимому, по этой же причине ферритная сталь марок 0Х17Т и Х18Т1
толщиной до 3 мм отличается значительно более высокой пла-
пластичностью и вязкостью при комнатной температуре, чем толсто-
толстолистовая сталь такого же состава.
Азот улучшает структуру и механические свойства высоко-
высокохромистых ферритных сталей. Введение в ферритную сталь 0,15—•
0,25% N значительно измельчает структуру, уменьшает склон-
склонность ее к перегреву и связанному с этим охрупчиванию. Напри-
Например, образцы стали, содержащей 25,5% Сг, 0,14% С и 0,05% N,
18
Содержа*
.сширеине ( оГ>тктн
,х Fe—Сг: / — без а ог
содержанию хрома).

/
1
1
1
после семидневной выдержки при температуре 1100° С при испы-
испытании на разрыв разрушались хрупко без какого-либо удлинения,
а образцы стали с таким же хромом и углеродом, но с 0,22% N
разрушались вязко с удлинением 34% [254]. Однако склонность
такой стали к межкристаллитной коррозии после быстрого
охлаждения от высоких температур выше, чем без азота.
Азот предотвращает транскристаллиза-
транскристаллизацию слитка высокохромистой стали, причем
для этого отношение содержания азота к
хрому должно быть 0,012-0,014 [114, 180],
т е в сталях с 13% Сг должно содержаться
не более 0,10—0,16% N, в сталях с 17% Сг —
0 18—0,25% N, с 25% Сг — 0,30—0,36% N и
с 28% Сг —0,32—0,40% N.
Необходимо отметить, что приведенные
данные допустимого количества азота не-
несколько завышены. Введение в хромистые
стали азота более 1 % от содержания хрома
приводит к росту слитка и его пористости.
По данным Негабаур примерно такую же
растворимость имеет азот и в хромоникеле-
вых сталях (рис. 9). Несколько более высо-
высокой растворимостью обладает азот в хромо-
никельмарганцевых сталях (рис. 10) [173,
185]. Плотные слитки из таких сталей полу-
получаются, если содержание марганца в 34—38 пературы пы а
раз превышает содержание азота [210]. н я
Из опыта проблемной лаборатории ме-
металловедения Уральского политехнического института известно,
что введением в жидкую сталь подогретого до 900° С азотирован-
азотированного хрома можно несколько повысить усваиваемость азота
сталью.
Для обеспечения оптимальных механических свойств высоко-
высокохромистые стали ферритного класса после прокатки подвергают
отпуску при температурах 760—780° С C—10 мин на 1 мм тол-
толщины) с охлаждением на воздухе. Причем лучшие результаты
по ударной вязкости обеспечиваются при быстром охлаждении
от этих температур, например, охлаждение не в пачке, а отдель-
отдельными листами на воздухе или лучше в воде [11].
Вязкость сталей именно ферритного класса в значительно
Сг, 0,05%
0,36% Т
большей
степени, чем аустенитных, зависит от содержания водо-
водорода, кислорода и неметаллических включений [6, 21, 159, 172].
2« 19

Так, например, при плавке в вакууме удалось повысить ударную
вязкость стали марки Х28 с 0,53 до 28,5 кГ • м/см2 [172]. Критиче-
Критическая температура хрупкости высокохромистых сталей, выплав-
выплавленных в вакууме, снижается до —65° С при 12% Сг и до —130° С
при 25% Сг [219]. При 26% Сг ударная вязкость при комнатной
температуре таких сталей максимальна, а при дальнейшем по-
повышении содержания хрома она понижается, сохраняясь, однако,
достаточно высокой до 35% Сг. Электрошлаковым переплавом,
0,1
пары
Нет пор
\ Пор»
1
X
1
Рис.
щей
и 44
10.
Садерна
График
[чества азота
а в стали, с
0,05% С,
b NI [173].
иие "" К
завися
и мар
ядержа
18% С
снижающим не только содержание водорода, кислорода и неме-
неметаллических включений, но и содержание серы в металле [6],
автору удалось повысить ударную вязкость стали марки 0X17Т
толщиной 10 мм с 1,9 до 11,2 кГ • м/см2 при надрезе вдоль про-
проката и до 12,[ кГ ¦ м/см2 при надрезе поперек проката [99].
Уменьшение содержания водорода и кислорода с целью повыше-
повышения ударной вязкости высокохромистых ферритных сталей осо-
особенно эффективно при одновременном снижении содержания
углерода в них [21].
Независимо от способа выплавки весьма перспективными
являются тонколистовая сталь марки 0Х17Т или ей подобная
Х18Т1, предложенная МАТИ, и Х25Т, прокатываемые по улуч-
улучшенной технологии, а также биметалл с плактирующим слоем из
этих сталей.
Механические свойства высокохромистых мартенситных, фер-
ритно-мартенситных и ферритных сталей (лист) обычного про-
производства в состоянии поставки приведены в табл. 2.

Механические свойства вьи
(технические требования)
Таблица 2
и ферриткых сталей
Марка
0X13 (ЭИ496)
1X13
2X13
1Х17Н2 (ЭИ268)
1Х12ВНМФ
(ЭИ802)
2Х12БМБФР
(ЭИ993)
1Х12В2МФ
(ЭИ756)
Х17
0Х17Т (ЭИ645)
Х25Т
1'ежнн термической обработки
Закалка от 960—Ю20°С в воде или на воздухе, отжиг
То же
Нормализация при ](ЮО~1050°С (охлаждение на воз-
воздухе), отпуск при 680-780°С (охлаждение с печью
или на воздухе)
Закалка от 975—1040°С в масло, отпуск при 275—350°С
Закалка от 1000°С в масло, отпуск при 680°С 10 ч
Закалка от 1050°С в масло, отпуск при 650Х с ох-
охлаждением на воздухе
То же
Механические свойства
°т.
«/¦•Дня»
30
35
38
85
60
50
60
_
_
_
кЦы*
43
60
65
ПО
60
75
85
45
45
45
S.
%
23
23
20
10
15
14
17,0
18,0
18
15
Г
30
40
45
_
5,0
9,0
6,0
10
_
4
2
Примечание. После отпуска при 700°С сталь 1Х17Н2 имеет следующие механи
, = 59,0 кГ/мм"; в, =77,0 кГ/мм*; б - 21,5%; Т = 43,5%; ан= 6,5 кГ-м/см* [62].
• По ГОСТ 9867—61 единица силы — ньютон (н): 1 кГ « 9,8 к.

\
ч
|.
м*пш
Ант
А'
чит
•М
/
рера
Для
Хромонякелевые стали
Никель, наряду с хромом, является одним из основных
легирующих элементов, входящих в состав наиболее распро-
распространенных нержавеющих {коррозионностойких) сталей. Введе-
Введение в высокохромистые стали никеля, расширяющего f -область
и снижающего температуру т -*¦ а-превращения, способствует
получению в них аустенита или продуктов его распада, улучшая
тем самым их механические и технологические свойства.
Структура (фазовый со-
состав) хромоникелевых ста-
сталей зависит прежде всего от
соотношения содержания
хрома и никеля, что иллю-
иллюстрируется диаграммой Мау-
ера, приведенной на рис. 11.
определения структур-
:остава катаных и ли-
шертние сг, % " тых сталей пользуются так-
^Шо-10%феррита 1Шк20-5в%феррита же диаграммой Шеффлера
ШЯю-20% феррита ЯШбмее5в%<рерритв (см. гл. И), составленной
для сварных швов.
Рис. П. Структурная диаграмма быстро- БОЛЬШИНСТВО промышлен-
охлажденных с высоких температур хро- НЫХ ХрОМОНИКелевых сталей,
Га.л_е.й'. ?0ДпРожа" кроме хрома и никеля, со-
содержат также и другие леги-
u'°'"'0O'l"lul- рующие элементы (Mo, W,
V, Ti, Nb, N и др.), которые
вводят специально для придания стали дополнительных особых
свойств, а также такие элементы, как углерод и в небольшом ко-
количестве азот, чаще являющиеся неизбежными сопутствующими
примесями. Эти легирующие элементы в зависимости от количе-
количества и характера воздействия в той или иной мере изменяют со-
соотношение между структурными составляющими стали. Углерод,
азот, марганец, медь и в ряде случаев кобальт, подобно никелю,
растворяясь в твердом растворе железных сплавов, способствуют
образованию аустенита. Алюминий, ванадий, титан, кремний, нио-
ниобий, молибден, тантал, вольфрам, наоборот, действуют подобно
хрому, сужая ? -область и способствуя тем самым получению
ферритной составляющей в стали. Степень воздействия на поло-
положение границ т-области в хромоникелевых сталях каждого из
перечисленных элементов различна. Например, аустенитизирую-
22
7AS
, др
C: °'3-°'48% Мп; °'29-

шее действие иа сталь углерода в 11 — 17, а по некоторым данным
(табл. 3) в 30 раз больше действия никеля; действие же марган-
марганца в половину слабее действия никеля. Ферритизирующее дей-
действие алюминия в 12 раз, а молибдена в два-четыре раза превос-
превосходит влияние хрома на структуру стали. В табл. 3 приведены
данные различных исследователей влияния легирующих элемен-
элементов на образование аустенита и феррита в хромоникелевых ка-
катаных и литых сталях [202]. Коэффициенты аустенитизи рующих
элементов характеризуют их эквивалентность по отношению
к никелю, а ферритизнрующнх — эквивалентность но отношению
к хрому. Наблюдается значительная разница значений эквива-
эквивалентов для некоторых элементов по различным источникам
Эквиваленты аустенитообразующего и ферритообразующего i
различных элементов в хромоникелевых яустенитных стилях
Таблица 3
э™
[2
Матер
Прокат
!
ал и литературный источник
Литье
[ИЧ
е стали.
2. В работе [259] уч
м растворе (Ti, Nb).

(см. также табл. 13). Особенно заметна эта разница для алю-
алюминия, ванадия, углерода и азота. Причем из табл. 3 следует,
что аустенитизирующее действие азота несколько меньше угле-
углерода, а иногда азот даже более сильный аустенизатор, чем
углерод [168].
Несовпадение данных объясняется тем, что влияние того или
иного элемента на смещение границы т -области зависит не толь-
только от его количества, но также от содержания в металле других
элементов, режима термической обработки, величины зерна
и других факторов. Поэтому указанные эквиваленты для некото-
некоторых элементов являются ориентировочными. Как следует из
табл. 3, значения эквивалентов для проката выше, чем для лито-
литого металла.
В катаных хромоникелевых сталях эквиваленты элементов
ориентировочно выражаются следующими формулами (в %):
№экв = % Ni + 30 • % С + 26 • %. N + 0,7 • % Мп + 0,3 • % Си;
Сгэка- % Сг+ 12-%А1+ 11-% V + 7-% Ti + 3-% Si +
+ 4,5 • % Nb + 2 • % Mo + 2 • % W.
При этом следует иметь в виду, что на смещение границы
Y -области непосредственное действие оказывают только раство-
растворенные в твердом растворе атомы каждого из элементов; элемен-
элементы (или часть их), образующие в стали структурно-свободные
карбиды, нитриды и другие химические соединения, на соотноше-
соотношение количества а- и т -фаз прямого действия не оказывают.
Аустенизирующее действие азота на высокохромистую сталь
с никелем хорошо иллюстрируется данными работы [271]. Сталь,
содержащая до 0,06% С и 23% Сг, без никеля и азота имеет
чистоферритную структуру. Присадка в эту сталь 1% Ni оказы-
оказывает меньшее действие на ее структуру, чем 0,25% N. При со-
совместной присадке 1% Ni и 0,26% N сталь с таким же количе-
количеством хрома и углерода после закалки от 950° С имеет около 30%
аустенита, а после закалки от 1100° С —до 60%. При 3%. Ni
и 0,27% N количество аустенитной фазы в закаленной стали
с таким количеством хрома составляет около 90%, а при 5,9% Ni
и 0,26% N сталь полностью аустенитная. Для получения чисто-
аустенитной структуры стали с 0,06% С, 23% Сг без присадки
азота необходимо не менее 13% Ni. В зависимости от содержа-
содержания хрома введение в сталь 0,15% N может заменить от 2 до
4% Ni [261]. На расширение области 7 -твердого раствора 0,2% N
оказывает такое же влияние, как и 4% Ni, т. е. аустенизирующее
действие азота не менее чем в 20 раз превышает действие нике-

[284 285] Действие азота в этом отношении в 26 раз превы-
превышает влияние никеля (табл.3) [218].
Некоторые из ферритизирующих элементов такие, например,
как хром и кремний [231], при определенном их содержании кос-
косвенно действуют как аустенизаторы, задерживая распад аустени-
аустенита при охлаждении стали. Например, увеличение содержания
никеля от 0 до 10% в сплаве железа с 5% хрома снижает темпе-
температуру Мн с 810 до 290° С [112], а почти такое же повышение со-
содержания никеля (с 4 до 11%) при 18% хрома понижает эту
температуру в значительно большей степени — от +200 до
-200° С [215].
Механизм двойственного влияния хрома на структуру сталей,
содержащих никель, пока не объяснен достаточно полно. По
мнению В. С. Меськина [151], такое влияние хрома является ре-
результатом сложного межатомного взаимодействия в твердом
растворе сплавов тройной системы Fe — Cr — Ni: атомы никеля
присоединяют электроны от атомов хрома, вследствие чего взаи-
взаимодействие последнего с атомами железа становится отличным
от взаимодействия при отсутствии никеля.
Введение в 12—13%-ные хромистые стали до 1—2% Ni улуч-
улучшает их прокаливаемость и предотвращает получение гетероген-
гетерогенной структуры (образование структурно-свободного феррита),
вследствие чего повышается прочность и пластичность закален-
закаленного и отпущенного металла.
Легирование 17%-ной хромистой стали, содержащей 0,11 —
0,17% С, никелем в количестве 1,5-2,5% (сталь 1Х17Н2) увели-
увеличивает количество аустенита при высоких температурах и способ-
способствует понижению температуры ?->¦ М-превращения и прокали-
ваемости, сообщая стали мартенситную структуру с небольшим
количеством б-феррита, а при более высоком содержании угле-
углерода — аустенитно-мартенситную (сталь 2Х17Н2). Аустенитно-
мартенситная структура у сталей с 15—17% Сг и низким содер-
содержанием углерода (до 0,1%) (стали Х16Н6, Х17Н5МЗ,Х15Н5М2А,
Х15Н5Д2Т и др.) получается при введении 5—7% Ni, а также
азота или меди. В результате присадки такого количества аусте-
нитизирующих элементов, а также повышения содержания хрома
эвтектоидный распад этих сталей полностью подавляется и тем-
температура начала мартенситного превращения (Мм) снижается.
Сталь при этом приобретает структуру неустойчивого аустенита
с наличием продукта его распада (мартенсита). Причем соотно-
соотношение количества структурных составляющих (аустенита и мар-
мартенсита), а следовательно, и механические свойства этих сталей

в значительной мере могут изменяться при термической обра-
обработке. При быстром охлаждении от высоких температур они со-
сохраняют аустенитную структуру, иногда с весьма небольшим
количеством мартенсита, т. е. превращение f -*¦ М в этих сталях
при такой термической обработке если и протекает, то далеко
неполно и с большой инерцией. Содержание мартенситной фазы
при этом тем больше, чем выше температура начала мартенсит-
ного превращения стали и чем медленнее охлаждение. Последую-
Последующая обработка холодом (выдержка при —70° С в течение 2 ч)
и отпуск (термическое старение) при температуре 300—450° С
1 ч способствует более полному f -*¦ Af-превращению, вследствие
чего сильно возрастают характеристики прочности стали при
сохранении достаточно высоких пластичности и вязкости из-за
наличия остаточного аустенита. Например, после нормализации
при температуре 1050° С механические свойства составляли:
стали Х16Н6 — о, = 33 кГ/млё, а„ = НО кГ/мм2, б = 27%, Т =
- 30%, аи= 30 кГ-mIcm1; стали Х17Н5МЗ— о, = 46 кГ/мм2,
sa = ПО кГ/мм2, 6 = 44%, W = 60%, а„ = 20 кГ-м/см2; после
выдержки при температуре —70° С в течение 2 ч и старения при
400° С 1 ч: стали Х16Н6— зт = 106 кГ/мм2, с„ = 125 кГ/мм1.
6 = 24%, 4^ = 55%, а„= 18 кГ ¦ м/см2; стали Х17Н5МЗ — ат=
- 100 кГ!мм\°я= 120 кГ/мм2, 8 = 22%, ?=49%, а,,=7кГ-м/см'.
При этом содержание выделившихся карбидов в сталях практи-
практически не изменилось, что свидетельствует только о мартенситных
превращениях при таком термическом старении.
При дальнейшем увеличении содержания никеля (более 7%)
в сталях с 17—19% Сг т ^ Л1-превращение становится все более
вялым, и точка превращения (Мн) смещается к более низким
температурам. При 8—10% Ni температура распада аустенита
лежит ниже комнатной и сталь при охлаждении от высокой тем-
температуры на воздухе или тем более в воде сохраняет при комнат-
комнатной температуре аустенитную структуру. Вместе с тем, как
следует из диаграммы, представленной на рис. 12, аустенит такой
стали все же не является устойчивым (стабильным) и при опре-
определенных условиях (холодной или горячей деформации, замед-
замедленном остывании от высоких температур, повторном нагреве
в интервале температур 500—800° С, длительной выдержке при
отрицательных температурах) частично превращается в мартен-
мартенсит или претерпевает ? -> а-превращение с выделением карби-
карбидов. Карбиды, выделяющиеся из твердого раствора при темпе-
температурах ниже 1000—950° С при охлаждении стали в процессе
закалки, принято называть первичными, а при последующем

греве в критическом интервале температур (в том числе и при
Н арке) — вторичными. Выделение вторичных карбидов будет
происходить в том случае, если предшествующим быстрым
хлаждением от высоких температур в твердом растворе зафик-
ипован углерод в количестве, превышающем предел раствори-
растворимости его в аустените @,02—0,03% или точнее 0,007%) [286].
По-видимому, выделение карбидов (точнее кар бон итр ядов)
и связанное с этим обеднение твердого раствора углеродом, азо-
азотом и хромом и является основ-
основной причиной уменьшения ста-
стабильности аустенита и его распа-
распада при медленном охлаждении от
высоких температур или при по-
повторном нагреве до 500—800° С
предварительно закаленной стали
с недостаточным запасом аусте-
нитности. Стали типа 18-10 с низ-
низким содержанием углерода и азо-
азота не сохраняют аустенитную
структуру даже при весьма рез-
резком охлаждении от высоких тем-
температур. Так, выплавленный в ва-
вакууме сплав, содержащий 17,5%
Сг, 8,2% Ni, 0,07% С, 0,0001% N
и 0,062% О, после закалки в воду
имел ферритную структуру. Сталь
же с близким содержанием хрома
и никеля, но более высоким содер-
содержанием азота и углерода, выплавленная по обычной технологии
в условиях некоторого поглощения азота, после резкого охлажде-
охлаждения от высокой температуры имела чистоаустенитную структуру
[156, 273]. При этом роль азота состоит не только в образовании
аустенита при высоких температурах, ибо а-^-превращение при
нагревании имеет место также и в безуглеродистых и не содер-
содержащих азота сталях типа 18-8, а в снижении температуры f->a-
превращения ниже комнатной при охлаждении, т. е. в торможе-
торможении распада аустенита [273].
Сталь, содержащая 8—10% Ni, 18—19%. Сг и очень мало
углерода и обычное количество азота, находится в области мета-
стабильного аустенита (см. рис. 12). При охлаждении до весьма
низких температур или в процессе деформации при комнатной
температуре (гибки, правки) часть аустенита превращается
Ni, содержащих
("Фа — альфа-ферр
М — Ф
Fe—Сг—
I,U% С [214]
'S — дельта-фер-
|устенит, А с— стабиль-

в мартенсит, вследствие чего пластичность и вязкость ее резко
снижаются. Повышение содержания никеля до 12% увеличивает
стабильность аустенита стали с таким хромом настолько, что
образование мартенсита в ней можно вызвать лишь пластиче-
пластической деформацией при отрицательных температурах либо дли-
длительным нагружением в упругой области при весьма низких
температурах. Чтобы полностью предотвратить мартенситное
превращение и связанное с этим охрупчивание стали с низким
содержанием углерода, необходимо в ней повысить содержание
никеля до 15% и более и ввести 0,15—0,25% азота для получения
чистоаустенитной стабильной структуры или до 20—23% хрома
для получения стабильной аустенитно-ферритной структуры.
С развитием новых отраслей техники возникла необходи-
необходимость изготовления сварных изделий, надежно и длительно ра-
работающих при весьма низких температурах под напряжением.
Низкие температуры изделий обусловлены использованием раз-
различных сжиженных газов [252]: ацетилена, этана (температу-
(температура — 100° С), кислорода (—183° С), этилена, метана, азота
(—196°С), водорода (—253"С) гелия (—269° С). Так, например,
в современной криогенной технике широко применяют сжижен-
сжиженные кислород и водород [242], использование которых в свою
очередь вызвало интерес к низкотемпературным свойствам ме-
металлов. Рядом исследований и многолетней практикой установле-
установлено, что для изделий, работающих при температурах до —100° С,
можно применять низкоуглеродистые стали с объемноцентриро-
объемноцентрированной кристаллической решеткой, а для изделий, работающих
при более низких температурах,— стали и сплавы с гранецентри-
рованной решеткой [256, 268]. Стали с объемноцентрированной
решеткой при низких температурах отличаются малой дефор-
деформационной способностью и разрушаются хрупко [115, 123, 166].
Хрупкость при низких температурах металлов с объемноцентри-
объемноцентрированной решеткой особенно проявляется с повышением содер-
содержания углерода и вредных примесей [29, 30, 31, 32], в том числе
и кислорода [268].
Опыты показывают, что двухфазные аустенитно-ферритные
хромоникелевые и хромоникельмарганцевые стали, содержащие
до Ш—20% ферритной фазы, в состоянии поставки (после за-
закалки) обладают вполне удовлетворительными механическими
свойствами, в том числе и ударной вязкостью, при наиболее низ-
низких температурах. Так, например, появление ферритной фазы
в хромоникельмарганцевой стали типа 0Х21Н5АГ7 при увеличе-
увеличении количества хрома до 22% не оказывает заметного влияния

механические свойства при температуре до —196° С [194].
Более того, как показали испытания, даже метастабильная сталь
У14Г14НЗТ в состоянии поставки при наиболее низкой темпера-
температуре имеет ударную вязкость свыше 20 кГ • м/см2. Однако приме-
применение таких сталей для криогенных изделий, работающих в тя-
тяжелых условия?: нагружения при температурах ниже —196° С,
7°^
F
1
\
ч
V
ч.
А
N
Ч
Рис. 13. График влияния
сталяхГвНЮ^и радик-
радикса надре а образца на
ударную вя кость ее при
температурах +20° С
—100" С (пунктирные ли-
линии) [54].
Сввер»втеШ,%
Рис. 14. График влияния
никеля на температуру
мартенситного превраще-
превращения стали, содержащей
0.03% С. 17,8—18,0% Сг,
0,21—0,23% Мп и 0,16—
0,20% Si, при охлажде-
охлаждении без деформации (Мн)
и с деформацией до раз-
разрушения (Мд) [55].
нежелательно, так как образующийся в этих условиях мартенсит
может быть причиной аварии из-за низкого запаса пластичности
такого металла при этих температурах, особенно при наличии
острых надрезов. То же самое можно сказать о металле с коли-
количеством ферритной фазы более 5—8%. На рис. 13 для примера
приведены данные [54] влияния количества мартенсита в стали
Х18Н10Т и радиуса надреза образцов на ударную вязкость этой
стали при температурах +20 и —100° С. Естественно, что при
дальнейшем снижении температуры ударная вязкость при прочих
равных условиях еще ниже.
Таким образом, работоспособность нагруженных изделий
при температурах —196° С и ниже может быть обеспечена в пер-
первую очередь за счет применения стали, сохраняющей стабильно-

аустенитную структуру при рабочей температуре, а также доста-
достаточно чистой от шлаковых включений и вредных примесей (кис-
(кислорода, углерода, серы, фосфора). Причем стабильность аустени-
та (отсутствие т-* М-превращения) должна быть обеспечена не
только при охлаждении стали до рабочих температур, но и при
деформировании ее при этих температурах, так как пластическ;
деформация повышает температуру мартенситного превращения
аустенитной стали данного состава (рис. 14) [55]. В связи с этим
А. П. Гуляев предложил различать две температуры начала мар-
мартенситного превращения: Мн — температуру мартенситного пре-
превращения при охлаждении и Мд — температуру мартенситного
превращения при холодной деформации. В соответствии с усл>
виями образования различают мартенсит охлаждения и мартеи-
сит деформации. Стали с 0,03% С, 18% Сг и 6—20% Ni делят
[55] на четыре группы. При 6% Ni сталь имеет структуру, состоя-
состоящую из аустенита, первичного феррита F-феррита) и мартенсита
охлаждения. Сталь с 8—10% Ni после закалки имеет аустенит-
аустенитную структуру, претерпевающую, однако, мартенситное превра-
превращение при охлаждении до температуры —196° С и при деформа-
деформации при комнатной температуре. Увеличение содержания никеля
до 12—14% повышает стабильность аустенита стали с 18% Сг
настолько, что мартенситное превращение в ней происходит толь-
только при пластической деформации при низких температурах,
а повышение до 20% никеля приводит к полной стабилизации
аустенита, который не претерпевает превращения даже при де-
деформации в жидком водороде (—253° С). Данных о стабильности
структуры стали с 16—18% Ni в этой работе не имеется.
В качестве критерия стабильности аустенита нержавеющих
сталей многие исследователи принимают отсутствие f -* М-пре-
М-превращения (неизменность величины магнитного насыщения) при
холодной (при комнатной температуре) деформации металла до
20—30%. Например, в стали 1Х18Н9Т при наклепе на 15—20%.
происходит значительное повышение магнитного насыщения, что
указывает на образование мартенсита и свидетельствует о не-
неустойчивости аустенита этой стали [51]. Однако такая методика
определения стабильности структуры и свойств стали не отвечает
реальным условиям эксплуатации нагруженных изделий при
весьма низких температурах, так как с понижением температуры
деформации вероятность мартенситного превращения стали дан-
данного состава возрастает (рис. 15) [151]. Поэтому в последнее
время в качестве критерия определения пригодности металла для
криогенных изделий принимают отсутствие мартенситного пре-

вращения в условиях деформирования (растяжение до разрыва)
при рабочих температурах. Такая методика значительно жестче
реальных условий и в максимальной степени гарантирует экс-
эксплуатационную надежность изделий. Не менее важным и более
точным критерием работоспособности нержавеющих сталей и
сварных соединений из них при весьма низких температурах
является стабильность аустенита (отсутствие i —¦ М-превраще-
ния) металла сварных соединений, в том
числе металла шаа и околошовной зоны,
при длительном испытании образцов на
растяжение под напряжением не только
в пластичной, но и в упругой области при
рабочей (низкой) температуре. Опыты
показали, что после шестичасовой выдер-
выдержки под напряжением 0,5 зог при темпе-
температуре —253° С в стали Х18Н10Т обнару-
обнаруживается до 16% мартенситной фазы [66].
С повышением величины упругих напря-
напряжений количество мартенсита в такой
стали возрастает, а продолжительность
выдержки для достижения данной степе-
степени мартенситного превращения умень-
уменьшается.
При образовании мартенсита дефор-
деформации при низких температурах повы-
повышается твердость металла (рис. 16), сни- "„^ (дГразртагения'!'при
жается его пластичность и вязкость (осо- различных температурах
бенно при НИЗКИХ температурах) и резко на количество мартенси-
повышается чувствительность к концент- та в стали [151].
раторам напряжений, что в свою очередь
может обусловить хрупкое разрушение сварного изделия.
Стабильность аустенита хромоникелевых сталей и сварных
швов при весьма низких температурах обеспечивается за счет
легирования элементами, снижающими температуру т -*¦ М-пре-
вращения. По возрастающей степени действия на снижение тем-
температуры мартенситного превращения хромоникелевых сталей
легирующие элементы располагаются в следующей последова-
последовательности: кремний, марганец, хром, никель, углерод, азот [231].
Если принять способность никеля стабилизировать аустенит за
единицу эквивалента, то эффективность действия остальных эле-
элементов выражается следующими коэффициентами: кремния —
0,45; марганца — 0,55; хрома — 0,68; углерода и азота — по 27.
31
¦1%\
У/
V/~ -95'С
1/ 1 ^"
ш
А
t/ i *2O"C
. 15. КриЕ

При этом необходимо учитывать двойственную роль хрома
и кремния. С одной стороны эти элементы, снижая температуру
мартенситного превращения, способствуют получению стабиль-
стабильного аустенита хромоникелевой стали, с другой — они сужают
Т -область при высоких температурах, способствуя таким обра-
образом появлению в этой стали ферритной составляющей.
Существует несколько эмпирических
формул для определения температуры
начала мартенситного превращения в
хромоникелевых аустенитных сталях.
Содержание хрома, никеля и углерода
в стабильно-аустенитной стали связано
между собой зависимостью [236]
Сг — 16 С , _
Поскольку азот действует аналогич-
аналогично углероду, при расчетах следует
пользоваться зависимостью, учитываю
щей содержание азота в стали:
Сг—16 <C
"-в
-к
I
j
N
2
!
\
\
Х23Н28МЗДЗТ. ' Для расчета температуры мартен
ситного превращения хромоникелевы
сталей с обычным содержанием марганца и кремния предложена
формула [20]
М„ОС=П74-37Х % СТ-57Х % Ni— 1450 X (% С + % N)
С увеличением содержания в стали стабилизаторов аустенита,
прежде всего никеля и азота, уменьшается способность стали
к наклепу. Это хорошо видно из рис. 17 [49]. Наибольшие изме-
изменения происходят у стали типа 18-8 и наименьшие — у стали
23-21. Испытания показали, что способными деформироваться
без мартенситного превращения при температурах до —253
и —269° С являются также хромоникелевые стали типа 23-18
и 25-20 с низким содержанием углерода. При эксплуатации
в условиях весьма низких температур (до —253° С) надежными
являются также стали, содержащие 0,03% С, 18% Сг, 12—14% Ni
[108]. Хорошими свойствами при низких температурах обладают
также стали с отношением количества Ni: Сг = 0,7—1,1, содер-
содержащие до 0,03% С и 0,15—0,25% N.

Стабильность аустенита можно оценивать по температуре,
выше которой 30%-ная деформация не приводит к}-* Af-npe-
вращению [272]. На основании экспериментальных данных полу-
получена формула для определения этой температуры:
Md30 = 413 X (% С + % N) —9,2 X % Si —8,1 X % Мп—
—13,7 X % Сг — 9,5 X % Ni—18.5X % Mo.
Работоспособность изделий из аустенитных сталей при низ-
низких температурах зависит не только от стабильности аустенита
при рабочих температурах, а также от вязкости и пластичности,
которые в свою очередь сильно зависят от наличия фаз выделе-
выделения по границам зерен [133], в том числе фаз старения, способ-
способствующих межзеренному разрушению металла, особенно при
отрицательных температурах. Вторичными фазами выделения
при отпуске хромоникелевых сталей с азотом могут быть карби-
карбиды и нитриды, например при отпуске закаленной аустенитной
стали [47, 202], а также, по-видимому, оксиды. Поэтому, кроме
обеспечения стабильности аустенита, в сталях, предназначаемых
для изделий, работающих при весьма низких температурах,
должно быть минимальное количество углерода и кислорода; со-
содержание азота из этих условий в хромоникелевых сталях сле-
следует ограничивать 0,15—0,25%. В нержавеющих сталях обычной
выплавки количество азота не превышает 0,05%. Дополнитель-
Дополнительная присадка азота в пределах 0,12—0,25% оказывает весьма
благоприятное влияние на свойства и свариваемость хромони-
хромоникелевых сталей (см. гл. V и VI). Влияние азота на механические
свойства хромоникелевой стали типа 18-10 с низким содержанием
углерода показано в табл. 4. При введении азота в исследован-
исследованном количестве повышаются пределы прочности и текучести,
лишь незначительно снижаются характеристики пластичности;
вязкость металла при этом мало изменяется. Повышение предела
текучести этой стали за счет легирования азотом полезно также
для предотвращения избирательной коррозии металла около-
околошовной зоны сварных соединений.
При совместном введении в сталь азота и ниобия или, тем
более, азота и титана, образующих нитриды (точнее карбонит-
риды), нейтрализуется аустенитизирующее действие первого
и стабилизирующее действие вторых. Поэтому к совместному
введению азота и указанных карбидообразующих элементов при-
прибегают лишь в отдельных случаях для придания стали особых
свойств, например для уменьшения склонности к росту зер-
зерна и др.

содержанием aaoi
12
8
12
12
11
Содержа-
0,020
0,028
0,081
0,200
0,265
кПмм*
23,6—24,6
23,2—27,2
28,3—28,5
51,0
54,2—54,9
54.5
57,2—57,4
70,6—71,1
71,1—71,6
53,3-55,4
54,3
77,1
78,5—78,6
>35,0
30,2—34,0
28,3—32,6
3075
71,6
~fT6—
74,2—75,8
7570~~
>35,0
34,4—36,0
Примечание Содержание прочих элементов составляло; в стали 000Х18Н12 — 0,029%С, 0,20% Мп,
0,33% Si, 1?,5% Сг, 11,6% Ni; в стали 000Х18Н11 -0,02%С, 0,80% Мп, 0,16% Si, 17,5% Сг, 11,6% Ni; в стали
00Х18Н11 — 0,04% С, 0,50% Мп, 0,08% Si, 18% Сг, 10,5% Ni; в стали 000Х19АН12 — 0,03% С, 1,40% Мп,
0,52% Si, 19 21% Сг, 11,6% Ni; в стали 00Х18АН10 — 0,035% С, 0,75% Мп, 0,44% Si, 18% Сг, 10,0% Ni.

С уменьшением содержания углерода в хромоникелевой ста-
стали возрастает растворимость и снижается диффузионная способ-
способность азота в аустените, следовательно уменьшается возмож-
возможность выделения нитридов из твердого раствора при повторном
нагреве в опасном интервале температур и при пластической де-
деформации. Поэтому присадка азота в сталь с целью стабилиза-
стабилизации ее аустенита при низких температурах особенно целесообраз-
целесообразна при одновременном снижении содержания углерода в ней до
уровня растворимости в твердом растворе при комнатной темпе-
температуре @,01—0,02%). Наряду с максимально возможным сниже-
снижением содержания углерода, а также повышением содержания
никеля, хрома и присадкой оптимального количества азота для
обеспечения высокой пластичности и вязкости металла при низ-
низких температурах следует максимально уменьшить содержание
в нем неметаллических включений, а также серы и фосфора. Для
этого рационально применять вакуумную плавку или электро-
электрошлаковый переплав стали. В отдельных случаях, особенно при
производстве высококачественных сварочных проволок из особо-
чистого металла, можно применять электронно-лучевой или
плазменно-дуговой переплав. Последний наиболее рационален
при улучшении азотосодержащих хромоникелевых и, тем более,
хромоникельмарганцевых сталей и проволок, так как при этом
в отличие от обычной вакуумной плавки и электронно-лучевого
переплава, представляется возможным не только сохранить ис-
исходное (заданное) количество азота и марганца, но при необ-
необходимости даже повысить содержание азота за счет ведения
процесса в контролируемой атмосфере.
Применение этих способов рафинировки металла особенно
полезно именно в рассматриваемом случае, так как достаточно
чистые от газов, неметаллических включений и вредных приме-
примесей (серы, фосфора) и с весьма низким содержанием углерода
хромоникелевые зустенитные стали сохраняют пластичность при
низких температурах даже при наличии до 15% феррита [288].
В результате исследований опытных плавок автор установил, что
хромоникелевые стали типа 18-15, 21-16 и 23-16 с азотом (до
0,25%) и весьма низким содержанием углерода, серы, фосфора
и неметаллических включений обладают хорошими механически-
механическими свойствами при температурах до 269° С. Особенно заметно
повышается вязкость очищенного переплавом металла при низко-
низкотемпературных испытаниях. Так, например, ударная вязкость
стали 0Х21Н5АГ7 с 0,159% N обычного производства при темпе-
температуре 20° С составляла около 30 кГ . м/см* и при —196° С —

10,0 кГ'М/см2, а после плазменно-дугового переплава, выполнен-
выполненного канд. техн. наук В. И. Лакомским (содержание азота при
этом незначительно повысилось — до 0,198%), при +20°С удар-
ударная вязкость стала 29,5 кГ • м}см? и при — 196° С — 17,0 кГ ¦ м/см2.
Кроме описанных, к стабильноаустенитным относятся также
сталь марки 0Х23Н28МЗДЗТ и другие подобного типа. Однако
такая их структура обусловлена высоким содержанием никеля
и меди из условий обеспечения коррозионной стойкости в неокис-
ляющих агрессивных средах.
В табл. 5 приведены механические свойства наиболее рас-
распространенных и некоторых перспективных марок хромоникеле-
вых аустенитных сталей.
Таблица 5
Механические свойства хром он и целевых аустенитных нержавеющих сталей
Марка
0XI8H10
О0Х18Н1О
00ОХ18Н11
0Х23Н18
О00Х18АН10
00ОХ19АН12
Х18Н10Т
0Х18Ж0Т
(ЭИ 914)
0X18 Н12Т
ОХ18Н12Б
X17HI3M2T
Х17Н13МЗТ
0Х17Н16МЗТ
О0Х16Н15МЗ
(ЭИ 844)
О0Х17Н16МЗБ
0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭИ 943)
Термическая обработка
Закалка от 1050-1100°С в воде или
на воздухе
То же/
То же
Закалка от 1030—1130°С в воде . .
Закалка от 1050-1100°С в воде или
Закалка от' 1000—1050° С У воде или
то жезаухе.::::::::::::
Закалка от 1050-1100°С в воде или
Закалка от 1030—1080°С в воде или
на воздухе
Тоже
Закалка от 1050—1100°С в воде или
Закалка от 950-1080°С в воде '. '.
Me
°т
кПмм'
войств:
"в,
нПмм'
„е
•,.%
не иенее
21
18
18
27
35
35
24
21
IS
24
24
20
20
24
20
52
50
50
55
65
65
54
52
52
50
54
54
52
52
55
55
43
45
50
30
45
45
38
43
40
37
37
40
40
30
35

г з
г
Темлерещра деформации.'С
ис. 17. Графики bj
:мпературы 15%-в
Более детально рассмотрим новые хромоникелевые феррит-
ферритно- аустенитные нержавеющие стали марок 0Х22Н6Т, 0Х21Н5Т
(ЭП53), 1Х21Н5Т (ЭИ811) и хромоникельмолибденовую сталь
0Х21Н6М2Т (ЭП54), разработанные в ЦНИИЧермет [12, 14, 171,
172] для частичной замены сталей Х18Н10Т и Х17Н13М2Т
с целью экономии никеля. Двухфазные хромоникелевые и хромо-
никельмолибденовые стали с азотом
@Х21Н5АБ, 0Х21АН5 и 0Х21Н6АМ2) *
представляют особый интерес с точки <
зрения свариваемости и коррозионной ч
стойкости и будут рассмотрены ниже. |
Первые исследования двухфазных фер- *
ритно-аустенитных сталей с высоким ко-
количеством феррита были опубликованы •
давно [224, 225, 260, 267, 212, 214]. Однако :
только в последние 8—10 лет ферритно- !
аустенитные стали оказались объектом ]
большого количества исследований и на- ;
ходят применение за рубежом и в Совет-
Советском Союзе.
По сравнению с аустенитными сталя-
сталями типа 18-10 и 17-13-2 в ферритно-аусте-
нитных хромоникелевых и хромоникель-
молибденовых сталях содержание никеля '¦"аГ'*""" "'"ы* е
уменьшено до 5—6%, а хрома несколько н° фазы Вых сталей:
увеличено ГЛаВНЫМ обраЗОМ ИЗ УСЛОВИЙ /-типа 1S-S; 2-типа 18-9;
предотвращения образования мартенсит- з-типа 23-21.
ной фазы. Причем в советских марках
стали этого класса содержание хрома находится в пределах
20—23%, а в зарубежных — значительно больше B5—30%)
при одинаковом содержании никеля.
Согласно диаграмме состояний сплавов Fe—Сг—Ni (рис. 18),
ферритно-аустенитные хромоникелевые стали типа 21-5 обла-
обладают некоторыми характерными особенностями: / — область су-
существования двухфазной структуры в них находится в интервале
температур 20—1200° С; 2 — при нагреве стали выше температу-
температуры 1100° С аустенит превращается в феррит, причем тем в боль-
большей степени, чем выше температура и длительность нагрева; при
температуре выше 1200° С происходят полное т ¦+ а-превраще-
ние; при последующем охлаждении аозможно обратное превра-
превращение феррита в аустенит, однако степень этого превращения
и, следовательно, конечное соотношение количества структурных
37

составляющих зависит от скорости охлаждения стали: при весь-
весьма быстром охлаждении может полностью зафиксироваться
структура, полученная при высокотемпературной выдержке;
3 — при изотермической выдержке в области температур 800—
900° С в стали возможно образование хрупкой составляющей —
° -фазы; 4 — в связи с тем что феррит-
ноаустенитные стали поставляются в
закаленном состоянии с температур
950—1050° С, неизбежна разница по со-
содержанию хрома и никеля между фер-
ритной и аустенитной фазами. Это
подтверждается анализом химсостава
структурных составляющих.
Жидкость
^^
V I
г'Ч
ni
ы
5
Содер
\
\
/0
«ан
{ Жид-
У
15 20
/
1 \
К
••
Рис. 18. Диаграмма со-
состояний Fe—Cr—Ni при
Рис. 19. Графики 1
ческие свойства <
марки Х22Т [172].
Важным преимуществом ферритно-аустенитных хромоникеле-
вых и хромоникельмолибденовых сталей является их высокие ха-
характеристики прочности (ot, о„) при достаточно высоких пла-
пластичности и вязкости. Из рис. 19 [172] видно, что предел текучести
этих сталей при 5—7% Ni в 1,5—2 раза, а предел прочности
в 1,2—1,5 раза выше соответствующих характеристик однофаз-
однофазных чистоферритных или аустенитных сталей. Эти данные по-
получены при испытании лабораторных плавок. Испытания ряда
промышленных плавок ферритно-аустенитных сталей показали,
что их характеристики прочности несколько ниже, чем указанные
на рис. 19, однако все же значительно превосходят характери-
характеристики аустенитных сталей. На основании опытных данных уста-

новлены технические требования к механическим свойствам ста-
сталей этого класса (табл. 6).
Механические свойства ферритно-аустенитных хром они ке левых сталей
Марка
0Х21Н5Т (ЭП53)
1Х21Н5Т (ЭИ811)
0Х21АН5
0Х21Н6М2Т
(Э1154)
0Х21Н6АМ2
0Х23Н13
ОХ30АН9
технич"кой"оера6отки
Закалка от 1000—1050°С, оллажде-
"(Гже В°Де
То же
То же
Закалка 'от 1ОЗО-пЬо°С, 'охлаж'де-
Закалка от 950— 1020°С в'воде '. '. '.
Me
»т
«Г/л**
в
кГ/'ммг
не менее
40
35
35
35
40
70
70
60
70
58
75
14
22
18
22
35
20
фаз
ь 0Х23Н13 по кол
^стенитно-феррита
Ферритно-аустенитные хромоникелевые стали, содержащие
20—25% Сг, обладают высокой стойкостью против межкристал-
литной коррозии [18, 110] и против коррозионного растрескива-
растрескивания [18], а также достаточно высокой общей коррозионной стой-
стойкостью, не уступающей стойкости хромоникелевых аустенитных
сталей типа 18-9 и 18-Ю. При введении азота или ниобия с азо-
азотом в хромоникелевую ферритно-аустенитную сталь последняя
лучше сваривается и имеет более высокую коррозионную стой-
стойкость после воздействия сварочного термического цикла по срав-
сравнению с аустенитной сталью Х18Н10Т.
Из практики горячей обработки нержавеющих сталей извест-
известно, что деформируемость ферритной стали при высоких темпе-
температурах понижается с появлением в ней аустенитной фазы,
а аустенитной — с появлением в ней ферритной фазы [151]. При-
Причем при увеличении в ферритной стали f-фазы до 20% и до
такого же количества а-фазы в аустенитной стали пластичность
понижается незначительно (жирные линии на кривой), и металл
с таким соотношением структурных составляющих при темпера-

турах горячей обработки деформируется вполне удовлетвори-
удовлетворительно (рис. 20) [172]. Благодаря тому, что в ферритно-аустенит-
ных сталях, содержащих 40—60% а-фазы при комнатной темпе-
температуре, содержание последней возрастает до оптимального
количества при нагреве до температур горячей обработки, эти
стали обладают удовлетворительной ковкостью, прокатывав-
мостью, штампуемостью в горячем состоянии.
Нагрев ферритно-аустенитных ста-
сталей типа 21-5 и 22-6 до температуры
1100°С не вызывает заметного роста
зерна [14, 172], однако конечное содер-
содержание ферритной и аустенитной фаз
зависит от температуры закалки в ин-
интервале 950—1050° С. С повышением
температуры закалки в указанном ин-
интервале количество ферритной фазы
несколько уменьшается, а аустенит-
аустенитной— возрастает. Например, после за-
закалки от 950° С содержание феррита
в стали 1Х21Н5Т составило примерно
65%, а после закалки от 1050° С —58%
[117]. При повышении температуры на-
нагрева сталей этого типа более 1100°С,
особенно выше 1200° С, происходит уве-
увезти!""""""' ¦""¦"" '"""'" личение количества и рост зерен фер-
ферритной фазы, причем тем в большей
степени, чем выше температура и длительность нагрева. При тем-
температуре 1300° С сталь становится почти чистоферритной с весьма
незначительным количеством аустенита, располагающегося по
\
\
\
л.
—
1\
А
11
P]
7 ¦
де
a"
100
не. 20
¦ноше
¦фаз
:мпер;
:форм
льнов
80 SO
. Граф?
в стали
итурах
ируемо.
60 вО 100% э
ь [172]:
ние механических свойств стали 0X21HST
нмостн от скорости охлаждения после пя!
шературе 135О°С
Таблица 7
олщиной 10 мм
минутного нагрева
Охлаждение От температуры
1350'С
1 воде
i состоянии поставки . .
Механические свойства
"т.
48,4
66,4
45,8
к Г 1мм' "' "
56,1
74,0
80,0
21,3
11,3
27,2
*. к
47,8
39,4
60,2
9,4
5,2
14.8

границам ферритных зерен. Быстрое охлаждение от высоких тем-
температур фиксирует эту структуру. Прочность, пластичность и вяз-
вязкость такого металла ниже, чем в состоянии поставки (после
закалки от 1000—1050° С) (см. табл. 7). При медленном охлаж-
охлаждении от высоких температур, например с печью, или при весьма
кратковременном отпуске предварительно закаленной от высо-
высоких температур ферритно-аустенитной стали типа 21-5 происхо-
происходит распад аустенита упомянутых выше
прослоек (т-Л^-превращение), вслед-
вследствие чего прочностные характеристи-
характеристики стали повышаются, а пластичность
и вязкость сильно падают (табл. 7 и
рис. 21, кривая 2). Аустенит такой ста-
стали, закаленной по оптимальному режи-
режиму без перегрева, более стабилен,
меньше наклепан, в связи с чем не
столь интенсивно распадается при от-
отпуске, поэтому ударная вязкость стали
при этом снижается в меньшей степени
(рис. 21, кривая 1).
При длительном отпуске при 650° С
(более 1 мин на 1 мм толщины), а тем
более при более высокой температуре
отпуска (800—900° С) происходит пре-
превращение части феррита в аустенит, ко-
V
V
/
2
Рис. 21. Крив*
ударную вя
i 0Х21Н5Ттол-
i (/)
т 1250° С B).
личество аустенитной фазы при этом возрастает до исходного, со-
соответствующего количеству в стали, закаленной по оптимальному
режиму, благодаря чему ударная вязкость металла повышается,
несмотря на выделение карбидов. Полученный в результате тако-
такого превращения вторичный аустенит имеет пластинчатую форму,
напоминающую видманштеттову структуру, и в отличие от обыч-
обычного аустенита называется т' -фазой.
Хромомарганцевые
и хромоникельмарганцевые стали
При исследовании системы сплавов Fe—Сг—Мп [23,
38, 39, 40, 41, 42, 44, 174, 184, 199, 200, 201, 207, 234] было уста-
установлено, что в отличие от бинарных сплавов Fe—Мп в тройных
сплавах Fe—Сг—Мп количество аустеннта при высоких темпе-
температурах мало зависит от содержания марганца [220, 221, 246].

Особенно это относится к сплавам, содержащим более 15% Сг.
Как следует из диаграммы состояний Fe—Сг—Мп (рис. 22) [221]
и экспериментальных кривых магнитного насыщения хромомар-
ганцевых и хромоникелевых сталей (рис. 23) [220, 241], сплавы,
содержащие менее 15% Сг, могут иметь аустенитную структуру
при содержании более 10% Мп. Несмотря на то, что влияние мар-
Г1ТТ11Ч Т, о *¦ U IIМУ О , I II" Л Ъ' Ъ PTIТТ-П Г Т Л Г* ГЛ lrQ/'LlTlIDinin ifUITUU О П О IIIITO П L 11Л
при содержании оолее iuyo mn. несмотря на то, что влияние мар-
марганца на снижение магнитного насыщения менее значительно,
у\
Содержание Мп имХ<,%
22. Диаграмма
лшавон Fe—Сг—Мп, i
жоло 0,1% С, в сост(
скалки от 1000" С.
ганц
C)
исимос
я [241]
т содерж
чем влияние никеля, при повышении содержания марганца до
15—16% магнитное насыщение такой стали достигает почти ну-
нулевого значения (рис. 23, кривая ]), т. е. сталь при этом стано-
становится чистоаустенитной. Если же содержание хрома превышает
15%, то с увеличением количества марганца интенсивность
уменьшения магнитного насыщения сильно ослабевает (рис. 23,
кривая 2), и получить чистоаустенитную структуру невозможно
при любом содержании марганца. Вместе с тем введение марган-
марганца в высокохромистые безникелевые стали, содержащие 17—
20% Сг, оказывает благоприятное влияние на их механические
свойства (рис. 24) [106]. Причем двухфазная аустенитно-феррит-
ная структура без мартенситной фазы и оптимальные механиче-
механические свойства сталей с таким количеством хрома обеспечиваются
при 12—14% Мп. Однако пластичность их, в том числе способ-
способность к глубокой вытяжке, ниже, чем хромоникелевых [110].
42

\
1 f
6/1
ё
Для получения однофазной структуры и высокой пластич-
пластичности хромомарганцевые стали с содержанием хрома более 15%
необходимо легировать элементами, расширяющими область су-
существования т -фазы. К ним в первую очередь относятся никель
и азот. Углерод и медь для этого не применяют. Углерод являет-
является сильным аустенизатором, однако ухудшает коррозионную
стойкость стали и ее свариваемость, а также приводит к охруп-
чиванию металла при термиче-
термическом воздействии. Медь являет-
является слабым аустенизатором, а
также дефицитным материалом
и, кроме того, при содержании
более 1 % может находиться в
стали в структурно-свободном
виде [174], ухудшая ее свари-
свариваемость (способствуя образо-
образованию горячих трещин в метал-
металле околошовной зоны). Поэто-
Поэтому к легированию хромонике-
левых сталей и сварных швов
медью прибегают лишь при
крайней необходимости для
обеспечения коррозионной стой-
стойкости в некоторых агрессивных РиС"м а
средах (см. § 3). стих «
При введении 1—2% Ni уже 20% Сг
заметно повышается пластич- нг
ность и вязкость хромомарган-
цевых сталей, содержащих 18% Сг и 5—8% Мп. Оптимальные
механические свойства сталей с таким содержанием хрома и
марганца обеспечиваются при 3—6% Ni. Полностью умягченные
закалкой стали, содержащие 18% Сг, 4—3% Ni и 5—6% Мп, не-
несмотря на присутствие в них феррита, по пластичности не усту-
уступают низкоуглеродистым хромоникелевым сталям типа 18-10
[174].
Действие марганца как аустенизатора состоит не столько
в расширении т -области, сколько в уменьшении критической ско-
скорости охлаждения и в увеличении стабильности аустенита при
комнатной и более низких температурах [15, 48, 174, 185, 234].
Однако, несмотря на меньшую аустенитизирующую способность
марганца по сравнению с никелем, оказывается возможным и це-
целесообразным использовать его стабилизирующее действие на
43
содержащих 17-
закалки в воду или
ухе от 1000—1050" С.

аустенит. и за счет легирования им нержавеющих хромоникеле-
вых сталей получить аустенитную структуру при меньшем содер-
содержании никеля (рис. 25 [235] и рис. 26 [234]). Из этих рисунков
следует, что при увеличении содержания хрома от 12% до 15—
17% количество марганца, необходимое для получения аустенит-
ной структуры, при данном содержании никеля несколько умень-
уменьшается. Например, при 8% Ni и 12% Сг минимальное количество
9%Nl в?
•1А%Мп\
IX Hi-!
t%Nt*
\
ЗХМп^
17. Мп
ы,
\
\
\\
\
" Т
Л
V
V
{
1
.— ""
1 ,1
устен
Уя.К
Рис 25. Структурная диаграмма хро- Рис. 26. Структурная диаграмма хро-
жащнх 0,08—0,15% N и 0.10—0,12% С,
\е от 1075" С.
марганца, при котором сталь имеет аустенитную структуру, со-
составляет 5%, а при 15% Сг и таком же никеле — 4% (рис. 25);
при 12% Сг и 1% Ni для получения аустенитной структуры необ-
необходимо не менее 10% Мп, а при 15% Сг — 6% Мп {рис. 26).
Марганец повышает предел текучести как двухфазных фер-
ритно-аустенитных, так и однофазных аустенитных хромоникеле-
вых сталей [173]. Например, при увеличении содержания марган-
марганца от 8 до 16% в двухфазной стали 0Х18Н4 предел текучести
повысился примерно с 27—29 до 37—38 кГ/мм2 и в однофазных
сталях 0Х15Н4 —с 22—24 до 30 кГ/мм2 и 0Х18Н9—с 20 до
28 кГ1мм2. Прочность сталей с 4% Ni уменьшается при введении
до 10% Мп, а затем не изменяется. Пластичность стали при ле-
легировании марганцем от 8 до 16% мало изменяется. При одном
и том же содержании никеля и марганца прочность стали тем
больше, чем выше содержание хрома.
Аустенитизирующая способность азота в хромомарганцевых
сталях была отмечена многими исследователями [114, 175, 243,

248, 249]. Сравнительно недавно Р. Френке с сотрудниками [234]
определил область существования аустенита для сталей, содер-
содержащих до 0,1% углерода, 12—18% Сг, 1—22% Мп, 0—14% Ni
и 0 03—0,19% N- При этом было установлено, что стали, содер-
содержащие до 0,1% С, 16—18% Сг, 7—9% Мп, 3,5—4,5% Ni и 0,12—
0,19% N, имеют чистоаустенитную структуру и по механическим
свойствам (пластичности) не уступают хромоникелевой стали
типа 18-8. Действие азота на механические свойства хромонике-
левых и хромоникельмарганцевых сталей неполностью тожде-
тождественно действию никеля. Повышая пластичность стали за счет
увеличения количества аустенитной фазы, азот вместе с тем
значительно повышает пределы текучести и прочности металла.
Так, легирование стали, содержащей 18% Сг, 9% Мп и 4% Ni,
азотом в количестве 0,16—0,25% повышает предел текучести до
40—45 кГ/мм2 [15, 185]. При введении в хромомарганцевую сталь
с 16—18% Сг и 13,5—15,5% Мп 0,30—0,40% N (сталь Х17АП4)
обеспечивается не только получение чистоаустенитной структу-
структуры, но и высокие характеристики прочности, пластичности и вяз-
вязкости [196]. Хорошие результаты в отношении пластичности
и вязкости, особенно при низких температурах, все же получа-
получаются при одновременном легировании стали марганцем, азотом
и никелем, причем с таким расчетом, чтобы обеспечивалась одно-
однофазная аустенитная структура. В отличие от хромомарганцевых,
хромоникелевых и хромоникельмарганцевых двухфазных сталей,
пластичность и вязкость которых с уменьшением температуры
ниже нуля резко падает, хромоникельмарганцевые стали, допол-
дополнительно легированные азотом и имеющие однофазную аустенит-
ную структуру, обладают хорошей пластичностью и вязкостью
как при комнатной, так и при отрицательных температурах [47,
194]. Вместе с тем, как показали опыты, выполненные автором
с сотрудниками, повышение содержания азота в хромоникель-
марганцевой стали выше некоторого предела снижает ее пла-
пластичность и, особенно, вязкость (табл. 8). Так, при увеличении
содержания азота в стали 0Х23Н10АГ8 от 0,30—0,35% до 0,54%
ударная вязкость уменьшалась при +20° С — от 21,2 до
17,3 кГ ¦ м/см2 и при — 196° С — от 11,2 до 6,4 кГ ¦ и! см2.
Несмотря на то, что большинство хромомарганцевых нержа-
нержавеющих сталей содержит небольшое количество углерода, обыч-
обычно действие азота на структуру и свойства учитывают совместно
с углеродом. Установлено, например, что суммарное содержания
С + N, необходимое для получения стабильноаустенитной струк-
структуры хромомарганцевых сталей с 5—14% Мп, зависит от содер-

жания хрома и выражается эмпирической формулой C + N = 0,078
(Сг — 12,5) [241]. Оба эти элемента в значительно большей сте-
степени, чем хром и марганец, повышают твердость и предел теку-
текучести хромомарганцевых сталей. Эти характеристики металла
пропорциональны содержанию С + 1,2N, т. е. действие азота
лишь немногим превышает действие углерода, что обусловлено
малым различием в размере радиуса их атомов @,77 А у угле-
углерода и 0,71 А у азота). Причем азот, несмотря на меньший раз-
размер атома, упрочняет твердый раствор несколько больше, чем
углерод, что, как предполагают [241], обусловлено большей ва-
валентностью атомов азота E) по сравнению с углеродом D).
0X23 НЮ
I
1
2
3
5
с
0,08
0,08
0,07
0,05
0,08
им
»
8
н
-
7
9,0
9
8
9
0
1
3
е
ки
0
0
0
10
кромон
е меха
10
1
1
1
0,1
став
с
24
23
23
24
23
ст
0
5
4
5
4
ельма
али, я
»,
10,8
11,3
10,5
10,8
11,3
рганцевой аустенит
свойства
к
0,019
0,28
0,35
0,40
0,54
турэ ис-
испытания,
+ 20
—196
+20
-196
+20
—196
+20
—196
+ 20
—196
к Г/ мм'
37,8
-
45,4
-
46,8
53,6
-
58,4
Me
69
80
84
88
ка
ани
„
6
6
1
1
95,8
ческие с
....
46,2
-
49,2
46,3
-
42,8
43,9
-
ИЛИ
BOlTC
,.
71
-
69
66
-
67
-
в
6
1
8
3
66,0
-
21,6
11,6
21,6
10,4
21,2
11.2
19,0
8,7
17,3
6,4
Количество никеля, необходимое для обеспечения стабильной
аустенитной структуры хромоникельмарганцевой стали с азотом,
можно определить ло эмпирической формуле
(% Сг —20)'
% Ni = ¦
- — 0,5% Мп — 30% С — 26% N + 15.

Приведенная формула получена путем корректировки соответ-
соответствующей формулы Поста и Эберли [258].
Изложенное относительно стабильности аустенита при низких
температурах и при деформировании в такой же степени отно-
относится к хромоникельмарганцевым и хромомарганцевым сталям,
как и к хромоникелевым. В сталях с малым запасом аустенит-
ности в условиях нагружения при низких температурах в зави-
зависимости от состава стали, температуры и величины напряжения
образуется то или иное количество мартенсита, а в сталях, обла-
обладающих требуемым запасом аустенитности, зависящем от содер-
содержания аустенитизирующих элементов, а также содержащих
повышенное количество хрома A9—23%) и мало углерода (до
0,03%), сохраняют при низких температурах аустенитную струк-
структуру при нагружении как в упругой области, так и при дефор-
деформировании до разрыва. Если, например, в метастабильной стали
Х14П4НЗТ, подобно ОХ18Н10Т, после 8-часовой выдержки при
температуре—196° С и постоянном напряжении а= 0,5 ог обра-
образуется до 15—20% мартенситной фазы, то в низкоуглеродистой
хромоникельмарганцеазотистой стали с отношением г|— =
= 1,0-г 1,4 в тех же условиях ? -* М-превращение не происходит.
Деформирование растяжением до разрушения сталей 0Х21Н5АГ7
и 00ОХ21Н5АГ7 уже при комнатной температуре подобно стали
0Х18Н10Т( см. рис. 16) приводит к повышению микротвердости
первой от 250 до 400 кГ/мм2 и второй от 225 до 425 кГ/мм2, а де-
деформирование при температуре —196° С микротвердость первой
и второй сталей повышается до 525—530 кГ/мм2. При этом
в структуре обеих сталей обнаруживается значительное количе-
количество мартенситной фазы. Иная картина наблюдается в низко-
низкоуглеродистых хромоникельмарганцевых аустенитных сталях с до-
достаточно высоким запасом аустенитности при ^^ = 0,9—1,4 или
даже аустенитно-ферритной стали с небольшим количеством фер-
ритной фазы E—8%), но с повышенным содержанием хрома
B1— 23%). Так, в однофазной аустенитной стали 000Х23Н16АГ8
и в аустенитно-ферритной 000Х23Н13АГ8 аналогично стали
0Х23Н28МЗДЗТ (рис. 16) мартенситное превращение при низко-
низкотемпературном деформировании не происходит и повышение
микротвердости аустенитных зерен с понижением температуры
деформирования в них не наблюдается. Несколько возрастает
микротвердость (от 200 до 275—290 кГ/мм2) аустенитных зерен
вледствие наклепа.

Полученные данные при исследовании стали 00ОХ23Н13АГ8
свидетельствует о том, что присутствие в аустенитной стали не-
небольшого количества ферритной фазы не является настолько
вредным для работоспособности изделий, эксплуатирующихся
при температурах до —196° С, чтобы ограничиться использова-
использованием для них исключительно однофазных аустенитных сталей.
Важным в данном случае является не столько присутствие не-
небольшого количества (до 5—8%) феррита, сколько стабильность
аустенитной фазы данной стали в условиях нагружения при низ-
низких температурах. Не исключено также использование сталей
Х14П4НЗТ и Х14П4Н4Т для изделий, работающих без динами-
динамических нагружений при температуре до —196° С.
Таблица 9
(технические требования)
1 Марка
Х14П4Н
Х14П4НЗТ
(ЭИ7П)
Х17АГ14 (ЭП213)
Х17Н4АГ9
(ЭИ878)
017Н5ГЯАБ
(ЭП55)
Х18Н2АГ5 (ЭП26)
1Х25Н16Г7АР
(ЭИ835)
000X21Н5АГ7
терииче™ой"бр»ботки
Закалка от 105О-П0О°С в воде . .
Закалка от 1000-1080°С в воде . .
Закалка от 1050-П00°С в воде . .
Закалка от 1030-1100°С в воде . .
Закалка от 1000—1080°С в воде . .
Закалка ог 980—1СО0°С на воздухе
Закалка от Ю50-115СГС на воздухе
Закалка от 1050—1100"С в воде . .
свойства
"т.
кПмм*
не менее
30
30
35
(П35С<
35
70
40
40
65
70
70
70
70
120
75
75
30
35
30
40
30
50
40
Для изделий же, работающих в тяжелых условиях нагруже-
нагружения при более низких температурах, по-видимому предпочти-
предпочтительнее использовать чистоаустенитную хромоникельмарганце-
вую сталь, тем более, что для хорошей свариваемости (отсутствие
горячих трещин) присутствие ферритной фазы в швах с высоким
содержанием марганца необязательно.

В табл. 9 приведены рекомендуемые режимы термической
обработки и технические требования к механическим свойствам
хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых нержавеющих
сталей.
2. ОХРУПЧИВАНИЕ
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
ПРИ ТЕПЛОВОМ ВОЗДЕЙСТВИИ
Тепловое воздействие на металл и связанное с этим
изменение его структуры и свойств может быть при сварке и го-
горячей обработке, а также в процессе эксплуатации изделий при
высоких температурах. Кроме описанного выше охрупчивания
металла с нестабильным аустенитом вследствие образования
в нем мартенсита, а также роста зерна или наличия чрезмерно
высокого количества ферритнои фазы при перегреве двухфазных
сталей или при повышенном содержании ферритизирующих эле-
элементов, снижение пластичности и вязкости высоколегированных
сталей может также произойти при более или менее длительном
нагреве в интервале температур 350—530° С (рис. 27) вследствие
появления так называемой 475-градусноЙ хрупкости, а в интер-
интервале 550—900° С вследствие выделения избыточных фаз (карби-
(карбидов или карбонитридов) или образования интерметаллидных
хрупких составляющих — а-фазы и др. Опыт показывает, что
охрупчивание металла, связанное с выделением карбидов или
карбонитридов, происходит при сравнительно кратковременной
выдержке в интервале критических температур (от минут до де-
десятков часов), а связанное с образованием а-фазы — при дли-
длительной выдержке (от часов до сотен часов).
475-градусная хрупкость появляется у сталей, содержащих
хрома более 15%. и имеющих в структуре свыше 15—20% фер-
ферритнои фазы. Причем, чем больше феррита содержится в стали,
больше продолжительность и выше температура нагрева в интер-
интервале 350—530° С, тем больше охрупчивание, т. е. интенсивнее
снижается ударная вязкость и значительнее повышается твер-
твердость (рис. 28) [78, 81, 84, 85, 90].
Азот несколько уменьшает склонность ферритно-аустенитных
сталей к 475-градусной хрупкости. Об этом свидетельствуют дан-
данные автора [85, 90]. Сталь марки Х28АН, несмотря на большее
количество феррита, охрупчивается при старении медленнее (при
более длительной выдержке), чем стали типа 21-5 и 21-6 без
азота.
4 13 49

Термически остаренные высокохромистые и хромоникелевые
стали, как и сварные швы, имеют низкую ударную вязкость толь-
только при комнатной и отрицательных температурах; при повышен-
повышенных температурах испытания ударная вязкость достаточно высо-
высокая, например, у остаренной
стали IX17H2 при 20° С она
равна 1,6 кГ • м/см2, а при
500° С — 11,9 кГ • м/см2 [78]. От-
Отпуск при 600—700° С устраняет
хрупкость остаренного металла,
однако последующая длитель-
i
к
Щ
^3
Ю &
¦—~~
•
¦—
¦
/
2
n
1 300 400 500 6-
500'C
7
i
Рис. 27
нагрева
сталей;
. Kp
г
250
нот
ip одолжи
ч на уда
нержаве1
@.7% а -[
рную
Рис. 28. Кр
тел ьн ост и н;
i-0X2IH3T[
7 - 2X13.
зы); 5-0Х21Н5Т E0% о -фа-
-фазы); ^-0Х21Н6М2Т E0%
а -фазы).
ная выдержка в области опасных температур снова приводит
к охрупчиванию металла.
При измерении твердости установлено, что появление 475-гра-
475-градусной хрупкости металла сопровождается увеличением твер-
твердости хромистого S-феррита. Так, после выдержки при темпера-
температуре 500° С в течение 1500 ч микротвердость б-феррита металла
швов типа Х17Н2 увеличилась на 70—75 кГ/ммг, вследствие чего
общая твердость металла возросла на 58—-62 HV [78]. Вместе

нет #ед-
А
I
1
А
щ
f
Кар
f
видь
Рис. 29. Изменение рас-
растворимости углерода в
туры в сталях высокой
чистоты, содержащих
18% Сг и 10% Ni (в за-
заштрихованной области —
следы карбидов).
(8%).
в кристаллографической решетке твердого раствора (легирован-
(легированного 6-феррита). Появление хрупкости высокохромистых швов
в процессе длительного нагрева в области критических темпера-
температур D50—530° С) связано с образованием в твердом растворе
богатых хромом комплексов, когерентно связанных с кристалли-
кристаллической решеткой феррита [47]. Комплексы имеют кубическую
объемноцентрированную решетку с параметром 2,878 А и по со-
составу отвечают сплаву, содержащему 70% Сг и 30% Fe. Вслед-
Вследствие того, что параметр решетки комплексов отличается от па-
параметра решетки твердого раствора, в металле возникают мест-
местные искажения, что и приводит к повышению его твердости
и хрупкости. Последующий отпуск швов при температуре 600—
700° С способствует выравниванию содержания хрома в твердом
растворе, т. е. рассасыванию комплексов, и устранению местных

искажений кристаллической решетки, вследствие чего твердость
металла уменьшается, а ударная вязкость возрастает.
Охрупчивание металла, связанное с выделением избыточных
фаз (карбидов и нитридов), происходит при его деформировании
или при нагреве в интервале температур 500—850° С. Выделение
избыточных фаз обусловлено уменьшением растворимости угле-
углерода и азота с понижением температуры. На рис. 29 показана
область изменения растворимости углерода в сталях высокой
чистоты, содержащих 18% Сг и 10% Ni [262]. В промышленных
нержавеющих хромоникелевых сталях типа 18-8 степень умень-
уменьшения растворимости углерода с понижением температуры еще
значительнее: при 1095°С она составляет 0,23%, а при 760° С—
менее 0,02% [130]. Растворимость углерода в равновесном со-
состоянии хромоникелевой стали типа 18-10 при температуре 700° С
составляет всего 0,007% [286]. На рис. 30 приведена диаграмма
состояния сплавов при содержании 74% Fe, 18% Сг и 8% Ni.
Пунктирная линия ограничивает предел растворимости углерода
в аустените. При медленном охлаждении от высоких температур
по достижении точки, лежащей на этой кривой (при данном со-
содержании углерода), из твердого раствора начинают выпадать
карбиды. По мере выпадения карбидов пограничные слои зерен
обедняются углеродом и хромом. Стабильность аустенита в этих
местах снижается и происходит частичное 1 ¦— а-превращение.
Этот процесс завершается при температуре на кривой GK.
При быстром охлаждении стали от высоких температур угле-
углерод фиксируется в твердом растворе, и сталь приобретает чисто-
аустенитную структуру. Выпадение карбидов и ферритной фазы
в ней может быть при повторном нагреве в области критических
температур. Выделение карбидов сопровождается некоторым
упрочнением и снижением ударной вязкости металла. При этом
особенно заметно снижение вязкости при весьма низких темпе-
температурах испытания.
Хромоникельмарганцевые чистоаустенитные стали типа 18-4-9,
содержащие 0,06—0,07% С и 0,25% N, охрупчиваются при вы-
выдержке в интервале 450—700° С продолжительностью более 10 ч
вследствие выделения карбонитридов [151]. С повышением тем-
температуры в указанном интервале и продолжительности нагрева
охрупчивание металла усиливается. Как показали опыты, прове-
проведенные автором, наиболее сильное охрупчивание сталей такого
типа происходит при нагреве в интервале температур 700—800° С
(рис. 31). Причем для этого достаточно нагревать сталь в тече-
течение единиц или десятков минут.

Термическое старение сопровождается снижением не только
пластичности и вязкости, но и прочности металла [108]. Послед-
Последнее не подтвердилось в опытах, проведенных Д. А. Прокошки-
ным [174], а также автором совместно с В. Г. Фартушным и др.
[196]. Было показано, что охрупчивание хромомарганцеазотистой
стали при кратковременном термическом старении связано с вы-
выделением по границам зерен сложных карбидов, содержащих
железо, хром и марганец (рис. 32),
и зависит от суммарного содержа-
ния углерода и азота. Особенно ин-
л,
ч
\
\\
4
во' i
\
A
-/,
P
500 600 700 800 900
Темпеоятцра нагреЬа.'С
ной вязкости стали Х17АП4,
содержащей 0,09% С и 0,35% N
(сплошные линии) и 0,12% С
и 0,36% N (пунктирные линии),
1
А»
у
|нутного E') i
чературы
шестиде-
суммарного содержания Fe,
Сг и Мп в карбидной фазе
" "Ч и ударно"
Х17АГ14, с
0,12% С, 0,36%
[196].
тенсивное охрупчивание азотосодержащей стали наблюдается
при увеличении количества в ней углерода (табл. 10).
Некоторые исследователи [194, 195] полагают, что снижение
ударной вязкости аустенитной стали при старении связано исклю-
исключительно с выделением карбида Сг2зСв, а азот не участвует в про-
процессах охрупчивания. Прямых доказательств такого утверждения
нет. Более того, экспериментальные данные [194] подтверждают
противное. Так, сталь 0Х21Н10АГ8, содержащая 0,068% N,
охрупчивается старением при температуре 700°С значительно
меньше, чем сталь того же типа @Х21Н6АГ8) с содержанием
углерода 0,065%, а азота 0,24% (табл. И, плавки № 1 и 2). Ана-
53

логичные данные получил автор при испытании сталей марок
X17AFL4 (табл. 11, плавки № 3 и 4). Причем, благодаря более
высокому содержанию углерода в этих сталях, охрупчивание их
настолько значительно, что обнаруживается испытанием на удар-
ударную вязкость даже при комнатной температуре.
Таблица 10
при 700° С стали Х17АГ14 на ее ударную
тарения
С одержан
С
0,09
0,12
N
0,35
0,36
Время выдержки
5
15
5
15
+20
12,9
12,5
9,6
13,6
12,1
8,7
при тейпе
-40
7.3
И
ратург, °С
-»
7,1
5,2
2,9
7,4
3,6
1.7
и3,
-60
6,3
2,5
2,5
6,1
2,4
1,7
Взаимное влияние углерода и азота на старение аустенитных
сталей можно объяснить тем, что растворимость этих элементов
в аустените меняется с изменением температуры, и быстрым
охлаждением стали от высоких температур фиксируется в твер-
твердом растворе не только избыточный углерод, но и азот при со-
содержании их, превышающем предел растворимости при комнат-
комнатной температуре. Можно полагать также, что азот уменьшает
растворимость углерода в аустените так же, как и углерод умень-
уменьшает растворимость азота, и поэтому они взаимно способствуют
выделению карбонитридов.
Снижение содержания углерода до 0,03% в хромоникельмар-
ганцеазотистых сталях с наличием ферритной фазы менее эффек-
эффективно уменьшает охрупчивание после повторных нагревов, чем
в чистоаустенитных сталях. Более того, снижение содержания
углерода в хромоникелевой стали типа 18-10 без увеличения ко-
количества никеля несколько даже повысило ее чувствительность
к повторному нагреву. Уменьшение продолжительности повтор-
повторного нагрева в опасном интервале температур до 20 мин и менее
не приводит к заметному охрупчиванию.
Охрупчивание при термическом старении азотосодержащях
аустенитных сталей зависит не только от содержания углерода,
54

аустен
j*
плав-
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
Марке стали
ОХ21Н10АГ8
0Х2Ш6АГ8
Х17АГ14
Х17ЛГ14
1Х25Н16Г6АР
0Х2Ш5АГ7
0О0Х2Ш5АГ7
000X21Н5АГ7
000Х17Н5АГ9
0Х18Н10
0Х23Н18
ООХ18НП
Режим
обработки
Нагрев при
700°С 1 ч-
Нагрев при
600°С 2 ч
То же
Нагрев при
700°С 20 мин
То же
Нагрев при
700°С 1 ч
Содержание,
0,068
0,065
0,13
0,12
0,10
0,05
0,03
0,03
0,03
0,07
0,08
0,02
0,067
0,24
0,28
0,36
0,16
0,157
0,107
0,30
0,31
0,032
0,046
0,036
Удар
сть, кГ
емперат
¦|,С552?Й"В
+ 2С
35,0
35,0
18,3
18,6
31,0
33,1
22,9
26,0
32,0
35,0
35,0
32,1
-,*
30,0
22,0
—
_.
12,7
10,1)
11,2
15,0
16,5
35,0
21,4
31,5
-353
_
_
10,9
8,6
8,9
13,0
_
30,03
12,7
урах, "С
посд
+м
21,0
31,0
8,2
5,4
17,0
18,6
23,7
24,5
26,0
34,0
29,1
24,2
рн рвал
нагрева
-196
12,0
2,0
—
—
2,9
12,4
11,6
13,0
5,0
32,0
14,6
23,4
«ого
-253
-
_
-
_
_
3,7
3,3
11,0
_
29,0
10,6
"¦;="'
1194]
[1941
Опыты автора
То же
[195]
[195]
Автор

но и хрома (табл. 11, плавки № 8 и № 9) [195]. В этом отноше-
отношении сталь 000Х21Н5АГ7 лучше, чем сталь 000X17Н5АГ9. По-ви-
По-видимому, охрупчивание при термическом старении сталей, содер-
содержащих 17—18% Сг, в данном случае происходит не только за
счет выделения карбонитридов по границам зерен, но и вслед-
вследствие мартенситного превращения металла в пограничных слоях
аустенитных зерен, стабильность которого уменьшается из-за
потери части хрома, углерода и азота даже при незначительном
выделении карбонитридов. Как показали опыты автора, прове-
проведенные совместно с К- А. Ющенко и Г. Г. Монько, повышение
в низкоуглеродистой хромоникельмарганцеазотистой стали со-
содержания хрома до 20—22% и никеля в количестве, обеспечива-
обеспечивающем чистоаустенитную стабильную структуру без мартенситного
превращения при низкотемпературном деформировании (соот-
(соотношение содержания^1"- = 1,0-е-1,4), полностью предотвращает
охрупчивание ее при повторном нагреве продолжительностью до
20 мин во всем интервале критических температур.
Охрупчивание высоколегированного металла, связанное с об-
образованием о-фазы, происходит при длительном нагреве в интер-
интервале температур 600—900° С. о-фаза образуется в связи с диф-
диффузионными процесами в твердом растворе, главным образом
диффузией хрома. Поэтому факторы, способствующие диффузии
атомов хрома в твердом растворе, ускоряют выделение о -фазы.
Так, при наличии и увеличении количества ферритной фазы
склонность к образованию а-фазы в высоколегированных сталях
возрастает [139, 167, 174, 195, 21, 7], что обусловлено более вы-
высоким содержанием хрома и большей скоростью его диффузии
в ферритной фазе по сравнению с аустенитом. о-фаза в первую
очередь образуется в пограничных областях ферритных зерен
(рис. 33,а) или по границам зерен аустеннта (рис. 33,6), а также
на плоскостях скольжения и границах двойников, так как энер-
энергия границ уменьшается при образовании на ней скоплений ато-
атомов [223]. Оба эти фактора облегчают образование обогащенных
хромом участков. Вместе с тем в стабильноаустенитных сталях
выделение а-фазы необязательно сопровождается предшеству-
предшествующим т — а-превращением (образованием промежуточной фер-
ферритной фазы) [135]. Свидетельством этого является, например,
то, что хромоникелевая стабильноаустенитная сталь типа 25-20,
проявляющая склонность к охрупчиванию из-за выделения
о-фазы, не претерпевает превращение 1 - а при любых скоро-
скоростях деформации и температурах [233].
56

Образование а-фазы также не связано с наличием карбидов
[135], так как она появляется даже в весьма чистых безуглеро-
безуглеродистых сплавах Fe—Сг—Ni [43, 44]. Кроме того, углерод, связы-
связывая часть хрома в карбиды, уменьшает возможность выделения
о -фазы [146]. Однако при достаточном для карбидообразования
содержании углерода образование а -фазы сопровождается вы-
выделением карбидов. К элементам, способствующим образованию
а -фазы в высокохромистых сталях, в том числе в хромоникеле-
вых и хромоникельмарганцевых, относятся молибден, кремний,
ванадий [47], вольфрам [142], а также ниобий и титан. Наличие
и повышение содержания этих элементов способствует выделе-
выделению о-фазы при более низком содержании хрома в стали. Повы-
Повышение содержания никеля и азота, наоборот, уменьшает склон-
склонность стали к образованию а -фазы.
Несмотря на аустенитизирующее действие, марганец сильно
сдвигает границу области существования а-фазы в сторону бо-
более низких содержаний хрома [44, 47, 283] и более высоких тем-
температур [47]. Так, например, сталь Х14Г14НЗТ оказалась весьма
склонной к охрупчиванию из-за выделения а -фазы [98], несмотря
на относительно малое количество хрома в ней.
Холодная деформация, предшествующая изотермическому на-
нагреву в области критических температур, ускоряет образование
¦= -фазы в аустенитном хромоникелевом металле, в том числе
в сварном шве, причем лишь в том случае, если степень дефор-
деформации и температура старения достаточны для рекристаллизации
57

металла [136]. Полагают, что ускорение образования с-фазы под
воздействием холодной деформации обусловлено увеличением
свободной энергии наклепанного металла, что приводит к уско-
ускорению диффузионных процессов в твердом растворе.
В а-фазе, образовавшейся в чистом железохромоникелевом
сплаве после старения при температуре 850° С, содержание хро-
хрома по сравнению с исходным состоянием возросло с 22,8 до
32,0%, кремния — с 1,96 до 6,0%, а никеля и марганца при этом
уменьшилось с 19,6 до 9,5% и с 1,08 до 0,71% соответствен-
соответственно [181].
Ю. Б. Малевский, Б. И. Медовар и Г. П. Манжелей [137] при-
приводят данные о составе о-фазы, электролитически выделенной
и отделенной по специальной методике от карбидов в сварных
хромоникелевых швах типа 25-18 (с молибденом и вольфрамом
и без них) после старения при 800° С. Из этих данных следует,
что а-фаза имеет вдвое больше хрома D0—52% против 25%),
в четыре раза больше вольфрама, в два-четыре раза — молибде-
молибдена, несколько больше кремния и в шесть раз меньше никеля
C% против 18%), чем т-твердый раствор. Более достоверные
данные о составе а-фазы возможно получить при помощи нового
метода рентгеноспектрального микроанализа структурных со-
составляющих металла. Автор совместно с В. Г. Фартушным [98]
исследовал выделение з-фазы в некоторых аустенитных сталях,
содержащих 7—10% ферритной фазы — Х17АП4 (с 0,28% N)
и Х14П4НЗТ, и в двух однофазных аустенитных сталях—Х17АП4

(с 0,36% N) и 0Х17Н5Г9АБ. Распределение элементов между
структурными составляющими стали Х14Г14НЗТ в исходном со-
состоянии было следующим: в феррите — 21,2% Сг, 13,07% Мп,
1,58% Ni, 0,28% Ti; в аустените — 15,6% Сг, 14,3% Мп, 2,8% Ni,
0,41% Ti. После 25-часовой выдержки при температуре 800° С
появившаяся о -фаза имела следующий состав: 32,3%. Сг,
12,1 % Мп, 0,82% Ni, 0,29% Ti, следы кремния, остальное железо.
В участках зерна с повышенной травимостыо (травление в окис-
окисляющей среде — хромовой кислоте), расположенных вблизи рас-
растущей а-фазы (рис. 34), содержание хрома снизилось при этом
до 18,0—18,3%. Количество его в ближайших участках аустенит-
ного зерна сохранилось неизменным.
Таким образом, в процессе длительной изотермической вы-
выдержки в интервале температур, при которых образуется о -фаза,
в ферритном зерне развивается микроскопическая химическая
неоднородность по элементам (в данном случае главным образом
по хрому), являющимся вместе с железом основой для образо-
образования а-фазы. В одних местах зерна присходит обогащение ме-
металла этими элементами, в других — обеднение. Развитие внут-
ризеренной химической неоднородности можно объяснить с точки
зрения степени искажения решетки вокруг растворенных атомов
[133]. Если растворенный атом больше, чем занимаемое им место
в решетке растворителя, то он в меньшей степени дополнительно
искажает решетку и, следовательно, легче входит в те места, где
решетка уже расширена. Так как в кристалле с искаженной ре-
решеткой объем искаженных мест и степень искажения решетки
от участка к участку меняется, то за счет диффузии при опреде-
определенных температурных условиях в одних местах зерна будет
создаваться более высокая концентрация атомов легирующего
элемента, чем в других. Такую возможность впервые предполо-
предположил В. С. Горский [35]. Равновесное обогащение, а следовательно,
и образование о-фазы, наиболее вероятно в пограничных зонах
кристаллитов, где решетка наиболее искажена. Действительно,
в местах сопряжения двух зерен, особенно на границе раздела
двух фаз, имеющих различные кристаллографические решетки,
имеют место значительные искажения [7, 116, 133]. В настоящее
время существует значительное количество экспериментальных
данных, подтверждающих образование равновесной микроскопи-
микроскопической неоднородности в сплавах по границам зерен [8, 22, 45, 46,
154, 244]. Равновесная концентрационная микроскопическая не-
неоднородность может также возникать вокруг дислокаций [259,

Состав обогащенных и обедненных легирующими элементами
участков, по-видимому, изменяется со временем, стремясь к како-
какому-то постоянному значению. На промежуточных этапах перед
образованием а-фазы обедненные участки оказываются отлич-
отличными по составу от исходной а-фазы и в то же время не достиг-
достигшими конечного состояния, представляя собой промежуточную
а'-фазу. Обогащенные участки при этом также не отвечают еще
г
I
-900Х
_ ¦
i=—
700 X
_ '
\
\
?оо°с
во
Граф!ъ
I 4Г H T в
п ра ры
Рис. 36. Графики изм
ния количества а -&
в стали Х14П4НЗТ в
составу з-фазы и являются промежуточной а'-фазой. С увеличе-
увеличением продолжительности выдержки в критическом интервале
температур концентрационная неоднородность развивается, до-
достигая максимума, и обе зоны — обогащенная и обедненная хро-
хромом — разростаются. Атомы этих зон находятся в наименее
равновесном состоянии. Уменьшение их взаимной потенциальной
энергии происходит в результате соответствующей перегруппи-
перегруппировки и построения новой структуры, качественно отличной от
предшествующей. Такой структурой в обогащенных участках по
отношению к а-фазе будет а-фаза, а в обедненных — "f'-фаза,
т. е. промежуточные о' -фаза образует а-фазу, а а'-фаза обра-
образует 7' -фазу, которая практически не отличается от основы ста-
стали — 7 -фазы.
Таким образом, процесс образования а-фазы из ферритного
зерна можно представить по следующей схеме:

V
;
<3
а ' loo •m
1лйсшь образобо-
700 900
. 37. Интервалы ¦
торых об-
Причем, в зависимости от исходного количества феррита
в стали, температуры и продолжительности выдержки распад
ферритного зерна может быть неполным. В этом случае конеч-
конечным продуктом указанного превращения будет а + -[' + а-
При зарождении частицы о -фазы объемы, где протекают
местные диффузионные процессы, весьма малы, скорость диффу-
диффузии велика и градиент концентрации растворенного элемента
вокруг частицы круто падает. С течением времени эта крутизна
уменьшается, диффузия за-
замедляется, и размер матри-
матрицы, поставляющей атомы
растворенного элемента для
а-фазы, увеличивается. По-
Поэтому скорость роста послед-
последней уменьшается. В некото-
некоторых сталях при достаточно
высоких температурах (мак- ""' ~" "' ""воем?»
симальной в пределах ин-
интервала возможного выделе-
выделения а-фазы) через некото-
некоторое время может даже про-
происходить обратная диффу-
диффузия атомов легирующих эле-
элементов из новой фазы в матрицу, т. е. гг-фаза может частично
или полностью растворяться в феррите. Приведенные на рис. 35
и 36 графики изменения размеров частиц и общего количества
о -фазы * в зависимости от температуры и продолжительности
нагрева [98] хорошо согласуются с таким представлением про-
процесса выделения с-фазы.
На рис. 37 в качестве примера представлены графики, иллю-
иллюстрирующие области (время — температура) образования з-фазы
в хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых сталях. Стали
Х17АП4 с 0,36% N и 0Х17Н5Г9АБ — чистоаустенитные, стали
Х17АП4 с 0,25% N и Х14Г14НЗТ содержали до 10% ферритной
фазы. Из рисунка видно, что в чистоаустенитных сталях процесс
образования о-фазы протекает менее интенсивно, чем в аусте-
нитно-ферритных. Так, в стали Х17АП4 с 0,25% N (при наличии
ферритной фазы) первые выделения о-фазы при температуре
800° С наблюдались примерно через 100 ч выдержки, тогда как
в такой же стали, но с 0,36% N, не содержащей ферритной фазы,
• Количество о-фазы определялось под микроскопом по методу Глаго-

выделения о -фазы имели место только через 500 ч нагрева при
той же температуре. Средний размер частиц з -фазы в первой
стали при этом достигал 3,5—4,0 як, в то время как максималь-
максимальный размер их во второй стали при тех же условиях не превышал
0,5—1,0 лм.
Повышение температуры нагрева свыше 800° С влечет за со-
собой торможение процессов выделения о-фазы из твердого раство-
раствора обеих сталей.
Следует отметить, что температурный интервал образования
с -фазы в хромоникелевых сталях и сварных швах с молибденом
выше, чем в хромоникельмарганцевых. Например, в стали
Х17Н13МЗТ с содержанием до 10—12% Феррита, как и в свар-
сварном шве идентичного состава, наиболее интенсивное образование
з -фазы наблюдается при температурах 850—875° С. Причем уже
двухчасового нагрева при этих температурах оказывается доста-
достаточно для образования значительного количества о-фазы и
охрупчивания металла.
Зависимость между температурой и продолжительностью на-
нагрева, а также скоростью образования а -фазы для чистоаусте-
нитной стали 0Х17Н5Г9АБ (^= 0,8э) примерно такая же, как
и для стали Х17АГ14 с 0,36% N (ёг?== *>09)" °Днако- как по-
показал металлографический анализ, количество а -фазы и ее раз-
размеры в первой стали значительно больше, чем во второй. Это
свидетельствует о том, что повышение запаса аустенитности
однофазной стали уменьшает ее склонность к образованию
о -фазы.
Несмотря на различную интенсивность образования о-фазы
из ферритного и аустенитного зерен, предпосылки, условия и про-
процесс зарождения а-фазы из аустенита аналогичны изложенным
выше (из феррита). Схематически этот процесс можно предста-
представить в следующем виде:
Т - Т + Т. + Ъ - Т + Ti + °' - Y + о,
где ч, —участки аустенитных зерен, обедненные элементами, со-
составляющими основу а -фазы, вследствие развития химической
микроскопической неоднородности; 7а—участки зерна, обога-
обогащенные элементами, составляющими основу о -фазы, и обеднен-
обедненные никелем; а' — промежуточная фаза между т2 и a; f' —
участки аустенитных зерен вокруг з-фазы, несколько обогащен-
обогащенные никелем и обедненные элементами, составляющими о-фазу.

а-фазе присуща высокая твердость, которая находится в пре-
пределах 945-—1100 кГ/мм2 [34]. Измерения автора [98] показали, что
микротвердость с-фазы в стали Х14Г14НЗТ колеблется в преде-
пределах 1300—1600 кГ/мм2.
Наличие в металле твердых
включений a-фазы обусловливает
значительное снижение его вязкости
(рис. 38). Ударная вязкость этой ста-
стали падает наиболее интенсивно при
выдержке в интервале таких темпе-
температур, при которых наблюдается
максимальное выделение в-фазы.
Падение ударной вязкости при обра-
образовании a-фазы более значительно,
чем при выделении карбидов.
Наряду с отмеченными свойства-
свойствами одним из главных критериев ра-
работоспособности оборудования из
нержавеющих сталей является их
коррозионная стойкость в соответ-
соответствующих средах и условиях экс-
эксплуатации. Поэтому вопросам кор- '-^ ч,- *-&и «,- л-ш ч.
розии сталей и сварных соединений 4~ ч-5~ *¦
в дальнейшем в книге будет уделено значительное внимание.
Весьма кратко рассмотрим основы коррозии высоколегирован-
высоколегированных сталей.
гь
ъ*
*.,
4,.
6
?
—~-
V
S
\
5
^^
"и
ч
4
4
/
Рис. 38. График»
пературы и продолж
3. КОРРОЗИОННЫЕ СВОЙСТВА
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ
СТАЛЕЙ
имической или электрохимической.
Химическая коррозия представляет собой процесс образова-
образования химического соединения при прямом химическом взаимодей-
взаимодействии металла с соприкасающейся с ним агрессивной средой
(сухими газами, дистиллированной водой) без появления элек-
электрического тока.

При соприкосновении стали с воздухом в условиях высоких
температур на ее поверхности образуется тонкий слой окисла.
С повышением температуры и продолжительности нагрева тол-
толщина окисной пленки увеличивается. При определенной крити-
критической (для стали данного состава) температуре пленка рас-
растрескивается и отделяется от металла, обнажая его поверхность,
вследствие чего окисление металла продолжается. Критическую
температуру, при которой наблюдается растрескивание и отде-
отделение от поверхности металла окисной
пленки после длительного нагрева, на-
называют температурой окалиностой-
кости данной стали. При температурах
ниже критической образуются сплош-
сплошные пленки окислов, плотно прилегаю-
прилегающие к поверхности металла и предо-
предохраняющие его от дальнейшего окис-
окисления.
Главным элементом, сообщающим
окэлиностойкость стали, является хром
(рис. 39). Влияние никеля на окалино-
стойкость менее значительно. Окалино-
стойкость высокохромистых сплавов
повышают также кремний и алюминий.
Положительное влияние на окалино-
стойкость стали (в частности хромони-
кельмарганцевой) оказывает азот [116] при умеренном его со-
содержании.
Присутствие серосодержащих газов в рабочей атмосфере
ускоряет разрушение поверхности металла при высоких темпе-
температурах, особенно если эти газы являются восстановительными
(разлагающими окисную пленку). При этом вместо окисной
пленки образуются сульфиды, не противодействующие дальней-
дальнейшей коррозии вглубь металла. Высокохромистые B5—28% О)
ферритные стали в этих условиях более стойки против разруше-
разрушения, чем хромоникелевые. Электрохимическая коррозия*—это
растворение металла в электролитах с появлением электрическо-
электрического тока: электронного в металле и ионного в электролите.
Как известно, электролитами могут быть различные кислоты
и их водные растворы, щелочи и их растворы, растворы солей
Рис. 39. Кривые влияния
кость аустенитных A) и
ферритных B) сталей {7].
* Теория коррозии металлов в данной к
грвфиях [3, 107, 191].
). Досте

в воде (в том числе морская вода), а также вода, содержащая
растворенный воздух.
Характерной особенностью электрохимической коррозии яв-
является то, что общая реакция химического взаимодействия элек-
электролита с металлом, например цинка в растворе серной кислоты:
Zn + H2SO4 = ZnSO4 + H2, при электрохимической коррозии
разделяется на два параллельных процесса: а) анодный — про-
процесс перехода металла в раствор в виде гидротированных ионов
с оставлением эквивалентного количества электронов в металле
и б) катодный —процесс ассимиляции этих электронов какими-
либо деполяризаторами, т. е. атомами, молекулами или ионами
раствора, которые могут восстанавливаться на катоде. Иначе
говоря, один процесс — окислительный — растворение металла
с отдачей электронов, а второй — восстановительный — выделе-
выделение водорода, выделение металла из раствора с присоединением
электронов.
Интенсивность электрохимической коррозии металлов зависит
от характера раствора электролита (кислота, щелочь, раствор
газов), концентрации этого раствора и его температуры, а также
от электрохимических свойств металла: от энергии выхода ион-
атома из кристаллической решетки в раствор, т. е. от так назы-
называемого потенциала растворения данного металла.
Коррозия возможна в том случае, если металл, погруженный
в электролит, обладает макро- или микронеоднородностью по
химическому составу и физико-химическим свойствам, вследствие
чего одни его места в данном электролите будут обладать мень-
меньшим, а другие — большим электрохимическим потенциалом,
т. е. если металл в данных условиях будет представлять либо
макроскопический гальванический элемент, либо системы много-
многоэлектронных микроскопических элементов.
Участки поверхности металла с более низким потенциалом
оказываются анодами и растворяются, электроны при этом пе-
перемещаются к участкам с более высоким (менее отрицательным
или более положительным, чем у данного анода) потенциалом —
к катоду.
Причиной различия потенциалов стали могут быть включе-
включения, неравномерно распределенные примеси и легирующие эле-
элементы в металле, неравномерная газонасыщенность, неодинако-
неодинаковый наклеп металла, наличие в нем нескольких различных по
составу структурных составляющих, например наличие карбидов
или боридов в ферритной или аустенитнои стали, феррита и аусте-
нита в двухфазной стали и т. д. Причиной коррозии может быть

также различие в электрохимических свойствах тела и границ
зерен. При полностью однородном металле коррозия его может
быть вызвана неоднородностью концентрации раствора, неравно-
неравномерностью напряжений в металле и т. д.
Коррозия может быть равномерная и сосредоточенная. Для
надежной работоспособности изделий в условиях агрессивной
среды необходимо исключить возможность сосредоточенной кор-
. розии и выбрать сталь такого состава, чтобы равномерная корро-
коррозия ее по всей поверхности не превышала бы 0,1 г/л2 - ч или
глубина коррозии была бы не более 0,1 мм за год.
Различают несколько видов сосредоточенной коррозии нержа-
нержавеющих сталей и их сварных соединений, из которых главны-
главными являются следующие: межкристаллитная — коррозия
вглубь металла по границам зерен, точнее, по пограничным
слоям зерен; структурно-избирательная — преиму-
преимущественное растворение одной из структурных составляющих
металла; точечная, или так называемая питтинговая корро-
коррозия. Все эти виды коррозии являются следствием химической
или физической неоднородности металла.
Структурно-избирательная коррозия чаще на-
наблюдается в сварных соединениях из нержавеющих сталей и по-
поэтому будет рассмотрена ниже.
Межкристаллитная коррозия является наиболее
опасным видом коррозии металла, так как при незначительной
общей потери металла разрушение (разъедание) происходит по
границам зерен в толщу его (рис. 40), что может привести
к быстрому выходу изделия из строя.
При контактировании агрессивной среды со сталью, склон-
склонной к межкристаллитной коррозии, неустойчивые пограничные
зоны зерен металла вступают в химическое взаимодействие с этой
средой и быстро растворяются в ней. При этом металлическая
связь между зернами нарушается. Приложение даже незначи-
незначительной нагрузки к такому металлу приводит к его разрушению
(рис.41).
Природа межкристаллитной коррозии аустенитных нержаве-
нержавеющих сталей в настоящее время изучена недостаточно, и суще-
существующие теории не во всех случаях позволяют объяснить вос-
восприимчивость металла к межкристаллитной коррозии. Однако
практические меры, предотвращающие появление этого вида
коррозии, хорошо известны и широко применяются в металлур-
металлургии и сварке нержавеющих сталей.
Наиболее распространенной теорией, объясняющей причины
66

межкристаллитной коррозии аустенитных сталей, является так
называемая карбидная теория, или теория обеднения. Сущность
ее состоит в следующем.
Аустенит представляет собой твердый раствор хрома, никеля,
марганца и других элементов в железе. Углерод обладает огра-
ограниченной растворимостью в аустените. При комнатной темпера-
температуре стабильное содержание углерода в твердом растворе аусте-
нита не превышает 0,02—
0 03%, а по некоторым ¦—
данным 0,007% [286]. При
большем содержании уг-
углерода в стали и быстром
Рис. 41. Внешний вид изогнуть
стали Х18Н10, испытанных на
к межкристаллитной коррозии
ее охлаждении от высоких температур он фиксируется в виде пе-
пересыщенного (нестабильного) твердого раствора. При этом сталь
не подвергается межкристаллитной коррозии. Однако последу-
последующий нагрев металла в интервале критических температур
E00—800° С) приводит к тому, что избыточный углерод выде-
выделяется из твердого раствора по границам зерен в виде сложных
карбидов (рис. 42) железа и хрома [(Сг, FeKC или (Fe, CrJ3C6],
в которых преобладает хром. Вместе с карбидами, по-видимому,
выделяются в этих условиях и нитриды (Fe, Cr)N. В результате
выделения богатых хромом карбидов (карбидонитридов) содер-

жание хрома в пограничных слоях аустенитных зерен уменьшает-
уменьшается до 12% и менее (рис. 43) и становится недостаточным для
коррозионной стойкости металла в условиях воздействия агрес-
агрессивной среды.
Сталь стойка против коррозии в кислотах, щелочах и раство-
растворах солей при содержании в ней более 12% хрома. Стойкость
стали в окислительных средах, например в азотной кислоте, тем
выше, чем больше в ней хрома. Если в стали содержится 12%
и менее хрома, она становится некоррозионностойкой в ряде
сильных агрессивных сред. Кроме того, благодаря разному со-
содержанию хрома в центральных зонах и в пограничных слоях
аустенитных зерен, такой металл при контактировании с агрес-
агрессивной средой (электролитом) становится системой гальваниче-
гальванических микропар, в которых карбиды и тело зерна служат катода-
катодами, а обедненные хромом пограничные слои его — анодами.
Вследствие этого растворение (разъедание) обедненных слоев
зерен (анодов) происходит весьма быстро, значительно быстрее,
нем растворение 10—12%-ной хромистой стали с равномерным
распределением хрома.
Появление склонности аустенитной стали к межкристаллит-
ной коррозии тем вероятнее, чем продолжительнее (в пределах
от секунд до нескольких часов) металл находится нагретым
в критическом (опасном) интервале температур и чем выше со-
содержание углерода в нем. Однако после весьма длительного на-
нагрева (сотни часов и более) при этих температурах стойкость
металла против межкристалл итной коррозии восстанавливается.

При этом чем выше температура нагрева в интервале 500—800° С
(и тем более при 850—900°С), тем меньшая продолжительность
нагрева требуется для восстановления стойкости металла против
межкристаллитной коррозии {рис. 44). Опыты показывают, что
для этого достаточно 2—3-часового отжига при температуре
850—875° С.
продолт
Рис. 44. С
пературы
шость ;
гмператур (ее
выдерж-
[устенит-
ли и аустенитных
межкристаллитной
коррозии [146, 265].
«гаиа н железа ня гряницях зерен; S- ВоССТЭНОВЛеНИе СТОЙКОСТИ
аустенвтн^х зерен?"-* -"п^фнки^аепраде" МеТЭЛЛа ПрОТИВ МеЖКрИСТЭЛ-
ления хрома). ЛИТНОЙ КОррОЗИИ В ДЭННОМ СЛу-
чае обусловлено тем, что при
весьма длительной выдержке при критических температурах,
или отжиге при 850° С, после выделения карбидов происходит
диффузия хрома из центральных зон аустенитных зерен в обед-
обедненные пограничные слои их, в результате чего содержание хро-
хрома по всему сечению зерна выравнивается.
После закалки в воде или на воздухе от температуры 1050—
1100° С аустенитная сталь становится невосприимчивой к меж-
межкристаллитной коррозии. При нагреве металла до таких темпе-
температур карбиды хрома растворяются в аустените и при последу-
последующем быстром охлаждении фиксируются в нем, а содержание
хрома по телу зерна выравнивается.
Предотвратить межкристаллитную коррозию аустенитной
стали можно максимальным уменьшением содержания углерода
в металле или введением в него карбидообразующих элементов,
обладающих более сильным сродством к углероду, чем хром.
Такими элементами являются титан, ниобий, тантал. Связывая

избыточный углерод стали в прочные карбиды, нерастворимые
в аустените при указанных температурах закалки, эти элементы
исключают возможность выделения карбидов хрома из твердого
раствора и обеднение хромом границ аустенитных зерен при на-
нагреве в критическом интервале температур. При стабилизации
аустенитных сталей титаном содержание его должно быть в 5—
7 раз больше, чем избыточное (более 0,007—0,01%) содержание
углерода. ¦
Для полного предотвращения восприимчивости аустенитной
стали к межкристаллитной коррозии без стабилизации титаном
или ниобием необходимо снизить содержание в ней углерода до
0,007—0,01%, что практически пока не осуществимо. Вместе
с тем, опыты показывают (см. гл. V), что достаточно снизить со-
содержание углерода до 0,03%> чтобы чистоаустенитная сталь,
в том числе и с азотом, не содержащая стабилизирующих эле-
элементов, оказалась стойкой против межкристаллитной коррозии
как в закаленном состоянии, так и после повторных нагревов
в критическом интервале температур продолжительностью до
2—2,5 ч.
Наличие ферритной фазы в аустенитном металле уменьшает
(хотя при повышенном количестве углерода и отсутствии стаби-
стабилизирующих элементов полностью и не предотвращает) склон-
склонность его к межкристаллитной коррозии. Ниже на примере
сварных швов будет показано, что при наличии ферритной фазы
необходимость стабилизации металла титаном или ниобием для
предотвращения восприимчивости к межкристаллитной корро-
коррозии отпадает, если содержание углерода в нем не превышает
0,06%. При таком количестве углерода повышение содержания
азота до 0,25% в двухфазной аустенитно-ферритной стали не
оказывает отрицательного влияния на стойкости ее против меж-
межкристаллитной коррозии (см.гл. VI).
Как и в случае аустенитных сталей, углерод, а также азот
могут быть причиной восприимчивости к межкристаллитной кор-
коррозии высокохромистых ферритных сталей. Однако в отличие
от аустенитных ферритные стали становятся восприимчивыми
к межкристаллитной коррозии после высокотемпературного на-
нагрева и быстрого охлаждения; последующий отпуск при темпе-
температуре 760—850° С делает эти стали невосприимчивыми к этому
виду коррозии. В связи с этим ферритные стали поставляются
промышленности в состоянии после закалки и отпуска (отжига).
Титан в количествах, полностью связывающих избыточный
углерод и азот в карбонитриды, уменьшает склонность феррит-
70

ной стали к межкристаллитной коррозии. Для приобретения
восприимчивости ферритной стали, содержащей титан, к меж-
межкристаллитной коррозии требуется более длительный, чем для
стали без титана, высокотемпературный нагрев и последующее
быстрое охлаждение. Обычно содержание титана в высокохро-
высокохромистых ферритных сталях в 5—10 раз превышает содержание
углерода.
Высокотемпературный нагрев различной продолжительности
и более-менее быстрое последующее охлаждение металла соот-
соответствует сварочному термическому циклу. Поэтому чаще меж-
кристаллитная коррозия ферритных сталей, особенно не стаби-
стабилизированных или недостаточно стабилизированных титаном,
обнаруживается в сварных соединениях. В связи с этим более
подробно природа этого вида коррозии ферритных сталей будет
рассмотрена в разделе сварки этих сталей.
Точечная коррозия может быть как в сварных соедине-
соединениях, так и в основном металле вдали от шва. Она чаще происхо-
происходит в средах, содержащих ионы хлора (в том числе в морской
воде). Причины точечной (питтинговой) коррозии рассмотрены
в работе [192].
Сульфидные и ферритные включения, а также обедненные
хромом участки в аустенитных сталях повышают склонность ее
к питтингу. Возможность питтинговой коррозии во многом зави-
зависит от состава нержавеющих сталей и наличия в них неметалли-
неметаллических включений. Положительную роль в повышении устойчи-
устойчивости стали против этого вида коррозии играют хром, молибден,
кремний, ванадий, никель, азот. Причем положительное влияние
никеля и азота связано с образованием более стабильной гомо-
гомогенной структуры.
О влиянии состава и структуры нержавеющей стали на стой-
стойкость против питтинга можно судить из данных, приведенных
ниже [121]:
Потенциал прибои
Марка стали в 3%-ном растворе
NaCI
0X2IH6M2T 0,563
0Х21Н5Т 0,428
L 0X21H3T 0,298
Х17АГ14 0,193
Х14П4НЗТ V" 0,023
Х18Н10Т 0,360

1
1
1
Стойкость против питтинга оценивается по потенциалу про-
пробоя пассивирующей пленки в соответствующей среде, определяе-
определяемому по специальной методике. Кроме потенциала пробоя, иссле-
исследуемые стали испытывали [121] в растворе хлорного железа
в течение 37 суток, что позволило оценить устойчивость металла
против питтинга. Испытания показали, что на стали Х14Г14НЗТ
питтинг появился уже через 6 суток, на стали Х17АГ14 — через
23 суток, а на стали 0Х21НЗТ— после 34 суток. На сталях
0Х21Н6М2Т и 0Х21Н5Т в этих усло-
условиях питтинговой коррозии не было
обнаружено. Как следует из выво-
вывода, сталь 0Х21Н6М2Т, несмотря на
двухфазную ферритно-аустенитную
структуру, имеет наиболее высокий
потенциал пробивания Еп и, следо-
следовательно, наилучшую в данных
условиях стойкость против точечной
коррозии; сталь же Х14Г14НЗТ с
аустенитной структурой имеет наи-
наименьший потенциал пробоя и пре-
претерпевает точечную коррозию. Сталь
марки 0X2IH5T с несколько мень-
меньшим содержанием никеля (на0,7%),
чем у стали 0Х21Н6М2Т, и без мо-
молибдена имеет меньший потенциал
пробоя. Снижение никеля с 5—6% до 3,2% в стали с 21% Сг
еще больше снижает Ев. Уменьшение содержания хрома до 17%
и замена никеля марганцем и азотом (сталь Х17АГ14) умень-
уменьшает Еа до 0,193 в, а снижение хрома до 14%, даже при наличии
некоторого количества никеля C%), несмотря на гомогенную
аустенитную структуру стали уменьшает Еа до минимума
@,023 s). При этом потенциал пробивания, а следовательно,
и стойкость против точечной коррозии стали Х14Г14НЗТ оказы-
оказываются ниже, чем стали Х1810Т.
Таким образом, сопротивляемость нержавеющей стали точеч-
точечной коррозии обеспечивается наличием в ней достаточно высоко-
высокого содержания хрома, никеля, молибдена, кремния и ванадия.
Марганец, титан, ниобий несколько уменьшают стойкость стали
против питтинга [191]. Состав стали определяет также общую
коррозионную стойкость ее в той или иной коррозионной среде.
Причем влияние легирующих элементов на коррозионную стой-
стойкость в различных средах не одинаково [56].
Содержание Сг,
Рис 45 График влияни
хрома иа потенциал железе
хромистых сплавов в нор
мальном растворе сульфа!

¦Sw
?
1
1
Коррозионная стойкость сталей в окисляю-
окисляющих средах. Резкий скачок потенциала в положительную
область и соответственно повышение коррозионной стойкости
стали, особенно в окисляющих средах, наблюдается при содер-
содержании хрома более 12% (рис. 45) [47, 269].
При дальнейшем увеличении количества хрома более 15—16%
коррозионная стойкость металла возрастает, хотя и с постепен-
постепенным уменьшением интенсивности этого
роста (рис. 46) [47, 52]. Влияние никеля
на коррозионную стойкость сталей в
окисляющих средах (в том числе в азот-
азотной кислоте) значительно меньше. По-
Поэтому, например, высокохромистые без-
безникелевые ферритные стали 0Х17Т и
тем более Х25Т и хромоникелевые
ферритно-аустенитные малоникелевые
0Х21Н5Т, 0Х21Н6Б, 0Х21АН5 по кор-
коррозионной стойкости не только не усту-
уступают, но в ряде случаев даже несколько
превосходят хромоникелевые аустенит-
ные стали 0Х18Н10 и Х1810Т.
Влияние хрома на коррозионную
стойкость стали одни исследователи
объясняют появлением на поверхности
металла плотной пассивирующей плен-
пленки окислов, а другие — образованием
на этой поверхности адсорбированного
или химически сорбированного слоя кислорода [275]. Причем пас-
пассивирующая способность хрома сильно зависит от характера
агрессивной среды: от ее окислительно-восстановительного по-
потенциала. Так, например, присутствие в нормальном растворе
сульфатного железа вместо воздуха более сильного окислите-
окислителя — перекиси водорода сообщает пассивность стали не при 12%
Сг, а уже при 9% Сг [269]. Если же через раствор сульфатного
железа пропускать водород, то даже при 22% Сг сталь еще не
пассивируется [238], и в этом случае для обеспечения коррозион-
коррозионной стойкости в сталь необходимо вводить никель.
Кроме основных легирующих элементов (хрома, никеля), кор-
коррозионная стойкость стали во многом зависит от содержания до-
дополнительных легирующих элементов и примесей. На рис. 47
приведены графики влияния углерода, азота, марганца и крем-
кремния на коррозионную стойкость в азотной кислоте хромоникеле-
стойке
корро
i—68%. 1 -И

-f-
/
,'
Si
m
с
r
вой стали типа 18-8 *. Коррозионная стойкость стали в этой кис-
кислоте ухудшается с повышением содержания углерода и кремния
и не изменяется с увеличением количества азота и марганца.
Однако при чрезмерном увеличении количества марганца корро-
коррозионная стойкость стали при том же содержании хрома в окис-
окисляющих средах несколько ухудшается, хотя и не существенно
[128, 146, 207, 234, 278]. В азотной
кислоте повышенной концентра-
концентрации отрицательное влияние на
коррозионную стойкость стали
оказывает также молибден. На-
Например, введение в хромоникеле-
вую сталь типа 18-8 2—3% молиб-
молибдена увеличивает скорость кор-
коррозии ее в гомогенном состоянии
(после закалки) в кипящей 65%-
п,\ | | \ | | /у | | ной азотной кислоте в два раза
' 002 Ofii ОМ 0.08 0./0 0.12 0,14 С.Л/ [110].
0,3 о,4 0,5 о.б 0,7 0,8 0,9 si Как будет показано ниже на
. , , i , , примере сварных швов, общая
°'5 ш ш '5 р м 2° Мп коррозионная стойкость хромони-
келевого металла в азотной кис-
ГТ'в47' ГрЭ* В Р лоте кончентРаЦии Д° 65% при
стали тишГТз 8 рр ^ ю высоких температурах при леги-
стойкость ее в щ 65% ровании ванадием и кремнием
азотной кисло [274] сильно снижается. Вместе с тем
в более концентрированной азот-
азотной кислоте при повышенных температурах кремний оказывает
положительное влияние на общую коррозионную стойкость хро-
моникелевых чистоаустенитных сталей, особенно при низком со-
содержании углерода. Исследовав технологические, механические
и коррозионные свойства хромоникелевых чистоаустенитных ста-
сталей типа 20-20 с весьма малым количеством углерода и различ-
различным содержанием кремния, А. А. Бабаков, Т. А. Жадан и
Т. Н. Шаронова пришли к выводу, что оптимальное содержание
кремния в такой стали — 5%. К сожалению, при сварке плавле-
плавлением такой стали, особенно толщиной свыше 5—6 мм, приходит-
приходится сталкиваться с большими трудностями из-за образования
трещин в металле шва.
о данным работы [274].

Весьма важным для коррозионной стойкости стали является
не только и даже не столько общее содержание углерода (в обыч-
обычно встречающихся в практике преде- пв
лах), а в каком виде он находится в
металле — в твердом растворе или же
в карбидах. Аустенитные стали в гомо-
гомогенном состоянии даже при содержа-
содержании до 0,2% С имеют достаточно высо-
высокую коррозионную стойкость. Отпуск
же, способствующий выделению карби-
карбидов из твердого раствора, резко ухуд-
ухудшает стойкость стали против коррозии
(рис. 48).
Коррозионная стойкость ферритных
высокохромистых сталей с повыше-
повышением содержания в них углерода ухуд-
ухудшается несколько больше, чем хромо-
никелевых аустенитных вследствие
меньшей растворимости углерода в
феррите по сравнению с аустенитом.
Отрицательное влияние углерода на
общую коррозионную стойкость стали
после отпуска обусловлено образова-
образованием гальванических микроэлементов
карбиды — твердый раствор, уменьше-
уменьшением содержания хрома в твердом ра-
растворе вследствие его отбора выделяю-
выделяюб [47, 110], а также
У
*.
/
/
'а
А
Ч
/
ft
/'
7
Л
...
Рис, 48. Графики i
ния содержания угле
и продолжительное!!
650"С на коррозио!
СТОЙКОСТЬ В КИП:
65%-ной азотной кш
предварительно зак;
ной от 1050° С xpoi
Продолжи
щимися карбидами |
местными напряжениями в решетке
твердого раствора, создаваемыми ди- (_о мин; 2-is мин; з-
сперсными карбидными частицами. По- ' "¦' 4~& "'• 5~72 счт ЗД-
следние заслуживают особого рассмот-
рассмотрения, так как в ряде случаев обусловливают локальную (сосре-
(сосредоточенную) коррозию металла.
П. Д. Робертсон, Р. С. Брей [178], применив общие принципы
старения сплавов [158], утверждают, что только присутствие вто-
второй фазы, хотя бы и выделившейся в форме дисперсных частиц,
недостаточно для наблюдаемого эффекта старения (упрочнения).
Лишь при когерентной связи частиц выделяющейся фазы с мат-
матрицей, т. е. на стадии предвыделения, имеет место возникнове-
возникновение внутренних напряжений вокруг зародышей новой фазы и свя-
связанное с этим упрочнение металла. Образование напряжений
75

/1
1
I
1
I
л
49. График
в решетке матрицы при этом обусловлено разницей в расстояниях
между атомами на плоскостях сопряжений матрицы и зароды-
зародышей, а также различием в удельных объемах матрицы и заро-
зародышей новой фазы [63]. Действительно, выделение избыточной
фазы, в том числе и карбидов, нельзя
представить иначе, как процесс, проте-
протекающий во времени и включающий не-
несколько стадий. Первая стадия — на-
накопление растворенных атомов (в дан-
данном случае углерода, хрома, марганца)
в пограничных зонах зерен до уровня
состава новой фазы с сохранением ко-
когерентной связи зародышей с матри-
матрицей. Вследствие этого решетка в ме-
местах сопряжений выделяющейся фазы
с матрицей находится в упругодефор-
мированном состоянии. Вторая ста-
•вгрево.'с дия — выделение и рост (коагуляция)
новой фазы (карбидов, карбонитридов)
сияния с разрывом когерентности с матрицей
асового и снятием упругих напряжений ре-
"""" шетки.
Снятием напряжений в связи с пол-
полным выделением карбидов, по-видимо-
по-видимому, и обусловлено некоторое улучше-
улучшение коррозионной стойкости стали при
увеличении продолжительности провоцирующего нагрева, напри-
например, более 8—24 ч в случае, представленном на рис. 48. Есть осно-
основание полагать, что карбиды выделяются не все сразу: в то время
как часть карбидов выделилась, другие находятся на стадии
предвыделения, а третьи — на стадии накопления элементов. Как
следует из рис. 49 [89], полное восстановление коррозионной стой-
стойкости (в том числе и остаренной аустенитной стали) происходит
при термической обработке (нагрев выше 900 до 1100° С, быстрое
охлаждение), обеспечивающей растворение и фиксирование угле-
углерода в твердом растворе. Ферритные стали в этих условиях, на-
наоборот, становятся восприимчивыми к межкристаллитной кор-
коррозии.
Коррозионная стойкость сталей в неокисля-
ющих средах. Сплавы, содержащие свыше 12% Сг, корро-
зионностойки в большинстве агрессивных сред. Однако все спла-
сплавы системы хром — железо нестойки в соляной, фосфорной и пла-
76
56%-ной

виковой 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 спла-
сплавов в неокислительиых средах обес-
обеспечивается легированием их никелем
в количестве более 10%. Вместе с
тем, в ряде сред, например в слабой
серной кислоте, уксусной и др., со-
содержание никеля в стали может быть
меньше 10% (сталь 0Х21Н6М2Т).
Легирование хромоникеле-
вых аустенитных сталей молибденом,
а в ряде случаев медью и сурьмой,
способствует дальнейшему повыше-
повышению коррозионной стойкости их в
слабых, содержащих ионизирован-
ионизированный водород кислотах [48].
Коррозионная стойкость
сталей в органических ки-
кислотах. В ряде отраслей промыш-
промышленности, в том числе в целлюлозной,
0,4
0,2
0
0,6
0,1
I
I
a
2
—\2 1
—>
:. 50. Графики влияния кон
трации кипящей муравьино
(а) и щавелевой (б) кислот н
коррозию хромоникелевой ст
с 003% С 8% С
розию хрооникелевой ста
и с 0,03% С, 17,0-18,7% Сг,
13,6-24,0% Ni и различным
содерж
аппаратура подвергается воздейст-
воздействию органических кислот таких, как
муравьиная, щавелевая, уксусная, /_27%"мо- 2-35% мо- з-*.„
Не ИМеЮЩИХ ОКИСЛЯЮЩеЙ СПОСОбнО- Мо ПИ], продолжительность испы-
сти. Для изготовления такой аппа- та"н
ратуры обычно применяют хромони-
кельмолибденовые аустенитные стали Х17Н13М2Т и Х17Н13МЗТ.
Для изготовления аппаратуры, работающей в среде уксусной и
слабой муравьиной кислот, может также применяться сталь
0Х21Н6М2Т. Для более сильных кислот этого типа таких, как
кипящая муравьиная и, особенно, щавелевая кислоты, в сталь
необходимо вводить до 5% Мо (рис. 50) с соответствующим по-
повышением содержания никеля (до 20—24%) с целью предотвра-
предотвращения образования ферритной фазы.
Высоконикелевые аустенитные стали, содержащие 3,5—
5,0% Мо, кроме стойкости в неорганических кислотах, обладают
также высокой стойкостью против точечной коррозии, а сталь
с 4,5—5,0% Мо — также против действия некоторых агрессивных
соединений хлора (двуокись хлора, гипохлориты и хлораты).
77

Коррозионная стойкость сталей в серной
кислоте. По экспериментальным данным [257], хромоникеле-
вые стали, содержащие до 10% Ni, по коррозионной стойкости
в разбавленной серной кислоте даже уступают сталям без хрома,
т. е. хром при низком содержании никеля ухудшает коррозион-
коррозионную стойкость стали в этой кислоте. При содержании же никеля
свыше 10% вплоть до 28—30% хром в количестве от 15 до 20%
оказывает благоприятное, хотя и не столь существенное влияние
на стойкость стали против действия серной кислоты. Однако хро-
моникелевые стали без молибдена являются практически не
стойкими в серной кислоте средних концентраций. Только очень
разбавленные или очень концентрированные растворы серной
кислоты оказывают малое воздействие на нержавеющие стали
[191].
Повысить коррозионную стойкость хромоникелевой стали
в серной кислоте можно дополнительным легированием электро-
электроположительными элементами, в том числе молибденом и медью
[10, 67, 188, 190, 183, 226, 245]. При добавлении к хромоникелевой
стали 2,0—3,5% Мо последняя становится стойкой в серной кис-
кислоте низких и средних концентраций при низких и умеренных
температурах. Например, стали марок 0Х21Н6М2Т, Х17Н13М2Т
и Х17Н13МЗТ стойки в серной кислоте концентрации до 10% при
температуре до 50° С и концентрации до 20% при 30° С. Несколь-
Несколько более коррозионностойкой в серной кислоте является сталь
0Х21Н6АМ2 [104] и 00Х17Н16МЗБ, наиболее стойкой — сталь
0Х23Н28МЗДЗТ [67].
Температуру и концентрацию серной кислоты, в условиях воз-
воздействия которых аустенитная сталь достаточно стойка, можно
повысить путем дополнительного легирования медью и кремнием.
Влияние молибдена и меди на коррозионную стойкость хромони-
хромоникелевой аустенитвой стали с 17—18% Сг и 13—20% Ni в средах,
содержащих серную кислоту, хорошо видно из данных, приведен-
приведенных в табл. 12 [257]. Для получения чистоаустенитной структуры
при увеличении содержания молибдена необходимо повысить
содержание никеля. Так, в стали с 2,7% Мо содержалось 13,0—
14,5% Ni, а при 4,5—4,7% Мо — до 20% Ni.
Хромоникельмолибденомедистая чистоаустенитная сталь
0Х23Н28МЗДЗТ, разработанная ЦНИИЧМ, вполне коррозионно-
стойка в водных растворах серной кислоты концентрации до
40% при температуре до 70° С. Естественно, что при более низ-
низких температурах концентрация может быть несколько выше.
Если концентрация и температура серной кислоты не превы-

Дополнительное
стали
2,1% Мо
4,7% Мо
4,5% МО4-1.5Ж Си
Убыль тол
рагур
„с
0,019
0,010
0,004
ДрТте™е-И
П0аС
Более 75
5,3
0,6
шают указанных для стали данного состава, то через некоторое
время происходит быстрое пассирование стали путем образова-
образования на ее поверхности защитной пленки, состоящей главным
образом из труднорастворимых сульфидов и оксидов [257]. Сле-
Следует отметить, что при концентрации около 100% серная кислота
действует как сильный окислитель. Пассирование металла при
этом происходит, как и в азотной кислоте.
Повторный нагрев хро- Таблица 12
моникельмолибденомеди- Коррозионная стойкость
СТОЙ стали ухудшает ее "ромоникелевой аустенитной стали
КОРРОЗИОННУЮ СТОЙКОСТЬ В '^ство^ЫсеПСН0о^ГлГоеаМм«онибЛе1<а
серной КИСЛОТе (рис. 51) Р"ствоРе сернокислого аммония
подобно уменьшению стой-
стойкости хромоникелевой ста-
стали в азотной кислоте. Это
свидетельствует, по-види-
по-видимому, о том, что не обед-
обеднение твердого раствора
хромом является главным
фактором, обусловливаю-
обусловливающим столь существенное
ухудшение коррозионной
стойкости стали при пов-
повторном нагреве, так как
общая коррозионная стой-
стойкость СТаЛИ В СерНОЙ КИС- тельность испытании шо к.
лоте мало зависит от воз-
возможного в данном случае изменения содержания хрома в твердом
растворе, а больше — от содержания никеля, концентрация кото-
которого в твердом растворе не изменяется при выделении карбидов.
Главной причиной отмеченного ухудшения коррозионной стой-
стойкости как в азотной, так и в серной кислотах при повторном на-
нагреве стали являются напряжения в решетке, возникающие
в процессе предвыделения карбидов.
Коррозионная стойкость сталей в фосфор-
фосфорной кислоте. На ряде химических предприятий аппаратура
работает под воздействием фосфорной кислоты, относящейся
к весьма агрессивной среде. Иногда в фосфорной кислоте при-
присутствуют примеси других соединений, которые нередко усили-
усиливают агрессивность среды. Так, по данным опытов Л. И. Посы-
саевой, скорость коррозии хромоникельмолибденовых аустенит-
ных сталей в 32%-ной экстракционной фосфорной кислоте
79
s водного раствора: 160 г/л сер-
ты (HSSO4) + 330 г/л надсерно-
шония [(NH,),S*OJ + 40 г/л сер-
аммония [(NH4)iSOJ. Продолжи-

2-0,3
3
—
ч
1
'/у
л
/
\
А
\
к
C2% Р2О5 + 2% F + 1,6% S03) при температуре 70° С больше,
чем в чистой 32%-ной Р2О5 [169]. Влияние легирующих элементов
в аустенитной стали на ее коррозионную стойкость в этой среде
отличается от их влияния на коррозионную стойкость стали
того же класса в серной кислоте, Коррозионная стойкость хро-
моникелевых аустенитных сталей с добавкой молибдена и меди
в 32%-иой экстракционной фосфорной кислоте при 70°С зависят
главным образом от содержания молибдена, в меньшей степе-
степени— от содержания хрома и не-
незначительно— от количества ни-
никеля и, тем более, меди. Положи-
Положительное влияние молибдена до
3,0—4,5% на коррозионную стой-
стойкость стали в данных условиях
особенно заметно при содержа-
содержании в ней 21—23% Сг; хром в ко-
количестве до 23% увеличивает кор-
коррозионную стойкость стали только
в присутствии молибдена.
Повышение количества никеля
в стали от 20 до 24% не влияет
на ее коррозионную стойкость в
этом растворе. Дальнейшее уве-
увеличение содержания никеля до
28% (и даже до 42%) лишь не-
немногим повышает стойкость ста-
стали против действия 32%-ной экс-
экстракционной фосфорной кислоты.
Положительного влияния меди
при этом не обнаружено. Весьма примечательно, что сталь ука-
указанного оптимального состава с 0,01 % С в опытах не имела пре-
преимущества в части коррозионной стойкости в опробованной
среде перед стабилизированной титаном или ниобием сталью
идентичного состава с 0,05% С. Как показали исследования ав-
автора удовлетворительной коррозионной стойкостью в фосфорной
кислоте обладают сварные соединения из стали 00Х17Н16МЗБ,
разработанной автором с сотрудниками совместно с работника-
работниками Северо-Донецкого химкомбината. Некоторое увеличение со-
содержания хрома и никеля в основном металле и шве и наличие
азота в последнем несколько улучшает общую коррозионную
стойкость сварных соединений в экстракционной фосфорной
кислоте.
а чобтоаного иагребо X
Рис. 51. Кривые влияния тем
пературы повторного нагреве
стали Х23Н23МЗДЗ на ее кор-
коррозионную стойкость в раетво
pax серной кислоты различно?
концентрации при 80° С:

Весьма перспективными являются хромоникельмолибденовые
аустенитные стали с весьма низким содержанием углерода, до-
дополнительно легированные азотом, например О0ОХ20Н16АМЗ.
4. ЖАРОПРОЧНОСТЬ
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
В данной книге описаны только высокохромистые жа-
жаропрочные стали мартеиситно-ферритного класса. Поэтому огра-
ограничимся рассмотрением влияния элементов на жаропрочность
именно этих сталей, не касаясь жаропрочных сталей и сплавов
аустенитного класса.
Под жаропрочностью понимают способность металла дли-
длительное время противостоять внешним механическим напряже-
напряжениям при высоких температурах. С повышением температуры
требуемое для пластического течения металла напряжение сни-
снижается. Тем более это напряжение меньше при длительном воз-
воздействии на металл при высоких температурах. Чем выше тем-
температура и напряжение, при которых металл не претерпевает
пластическую деформацию в условиях длительного нагружеиия,
тем он более жаропрочен.
При длительном воздействии приложенных напряжений в
условиях высоких температур, превышающих допустимые для
данного металла, он претерпевает пластическое деформирование
(ползучесть) и разрушается. Для предотвращения явления пол-
ползучести и, следовательно, обеспечения требуемой длительной
прочности стали необходимо, чтобы температура рекристаллиза-
рекристаллизации ее была бы выше рабочей, или предел упругости данной
стали был бы выше рабочего напряжения при данной рабочей
температуре.
Жаропрочность обеспечивается за счет упрочнения твердого
раствора стали легирующими элементами, создающими поле на-
напряжений вокруг дислокаций, за счет карбидов в металле, явля-
являющихся дополнительными препятствиями перемещению дислока-
дислокаций, а также стабилизации структуры путем введения в металл
карбидообразующих элементов (ванадия или ванадия и ниобия),
обладающих более высоким химическим сродством к углероду,
чем хром. Благодаря введению сильных карбидообразующих,
предотвращается переход хрома и других упрочняющих элемен-
элементов (Mo, W) из твердого раствора в карбиды в условиях длитель-
длительного нагружения при высоких температурах, обеспечивая тем
6 13 8!

самым стабильность свойств твердого раствора, отсутствие диф-
диффузионных процессов в металле и, следовательно, сопротивляе-
сопротивляемость его ползучести.
Как указывается многими исследователями, сопротивляемость
деформированию и разрушению металла в условиях длительного
нагружения при высоких температурах возрастает с увеличе-
увеличением силы межатомной связи, упругих постоянных, сопротивляе-
сопротивляемости электронов перераспределению под нагрузкой. Высоким
сопротивлением сдвиговой деформации должен обладать твердый
раствор с высоким значением модуля упругости и большими
внутренними напряжениями; при этом особенно важное значение
имеют внутренние напряжения, связанные с наличием небольших
групп растворенных атомов с отличным от атомов основы стали
размером, т. е. создающих поля напряжений вокруг дислокаций.
Элементами, повышающими жаропрочность 10—12%-ного
хромистого металла, является молибден, вольфрам, ванадий,
ниобий и титан. Причем молибден и вольфрам, растворенные
в феррите, упрочняют его. Ванадий, ниобий, титан, связывая угле-
углерод в устойчивые карбиды, обеспечивают стабильность твердого
раствора. Упрочненный молибденом и вольфрамом высокохро-
высокохромистый феррит и карбиды обеспечивают высокое сопротивление
ползучести стали.
Установлено, что наиболее высокая жаропрочность 10—
12%-ной хромистой стали при температурах 600—630° С полу-
получается при легировании ее 0,6—0,8% Мо, около 4% W, 0,20—
0,30% V и 0,15—0,30% Nb [197]. Твердый раствор имеет высокую
стабильность в присутствии одновременно титана и ниобия; один
титан оказывает недостаточно стабилизирующее действие. Обна-
Обнаружено снижение жаропрочности высокохромистой стали при
увеличении содержания ванадия более 0,3%. На основании дан-
данных В. А. Ильиной и В. К. Крицкой [65] это явление объяснено
уменьшением межатомной связи в феррите при растворении
в нем ванадия [197]. Стали, содержащие оптимальное количество
упрочняющих и стабилизирующих элементов, наряду с высокой
жаропрочностью обладают пониженной вязкостью благодаря по-
повышенному количеству ферритной фазы. Л. Я- Либерман и
А. В. Боева [131] указывают на отрицательное влияние струк-
структурно свободного феррита (более 20%) на жаропрочность стали.
Ряд исследователей разработали марки высокохромистых жа-
жаропрочных сталей ЭИ802, ЭИ756, ЭИ993 и др., которые в послед-
последние годы все больше применяются в паротурбостроении.

МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЕ
ОСОБЕННОСТИ СВАРКИ
НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
II-
5. ЛЕГИРОВАНИЕ МЕТАЛЛА ШВА
ПРИ СВАРКЕ
НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
При сварке нержавеющих сталей легирование швов
осуществляется главным образом через присадочную проволоку,
реже — через так называемые керамические флюсы, а также че-
через покрытие электродов. Причем в последнем случае чаще про-
происходит не полное, а лишь частичное легирование металла шва.
Весьма часто, исходя из условий эксплуатации сварных изде-
изделий и соответственно требуемых свойств металла шва, химиче-
химический состав его даже на одной и той же марке стали принимают
отличным от состава свариваемой стали.
Кроме того, при дуговой
сварке, в зависимости от за-
защитной среды происходит
изменение состава капель
электродного металла (и в
меньшей степени — металла
сварочной ванны) по срав-
сравнению с исходным составом
вследствие металлургиче-
металлургических реакций в зоне сварки.
Поэтому, за редким исклю-
исключением, присадочные прово-
проволоки, применяемые для свар-
сварки нержавеющих сталей, по
химическому составу не идентичны основному металлу. Особен-
Особенно это относится к материалам, применяемым для газоэлектри-
газоэлектрической сварки в активных средах и для сварки под плавленными
активными флюсами.
Состав металла шва выбирается прежде всего в зависимости
от марки свариваемой стали, ее свариваемости, а также от
в [Шеффлера].

требуемых механических свойств и коррозионной стойкости
сварных соединений. Химический состав шва определяет его
структуру, от которой в свою очередь зависят как механические
свойства, так и коррозионная стойкость металла, а также его
технологичность (стойкость против образования трещин).
Таблица 13
Эквиваленты аустекитизирующего н ферритнзирую е о в ияния
л со ко е 'ированных сварных швах
действие которых
6
Ф
литерах
т
¦•-
j „»,
Марганец
Медь. . .
Углерод .
Хром . .
Молибден
Вольфрам
Кремний
Ванадий
ерритизирук
1
1
1,5
0,5
1
2
Z
—
1
2
L
5
2
1
1.5
1
Для определения структуры высоколегированных сварных
швов по их химическому составу обычно пользуются структурной
диаграммой Шеффлера (рис. 52) [266], являющейся развитием
диаграммы Маурера (см. рис. 11). При этом учитывается соот-
соответствующее аустенитизирующее и ферритизирующее действие
всех присутствующих легирующих элементов (табл. 13), которое
¦для сварных швов несколько иное, чем для катаной стали и даже
стального литья (см. табл. 3).
¦84

Эквивалентное действие легирующих элементов на структуру
сварных швов по отношению к никелю и хрому ориентировочно
выражают следующими коэффициентами:
NiSKB= % Ni + 30% С + 30% N + 0,5% Мп,
Сг9КВ= % Сг + 2% Мо + 1,5% Si + 5% Ti + 2% Nb + 2% Al +
+ 1,5% W +V*.
По заданному составу шва выбирают присадочную проволоку
или электроды, учитывая при этом марку свариваемой стали,
примерные доли электродного и основного металлов, из которых
состоит шов, зависящие от режима сварки, а также степень вы-
выгорания элементов при сварке и переход их из флюса или из
покрытия электродов в шов, которые в свою очередь зависят от
режимов сварки и содержания этих элементов в проволоке
и электродном покрытии или их окислов во флюсе и покрытии.
6. МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЕ ОСОБЕННОСТИ
ДУГОВОЙ СВАРКИ
НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
Современные нержавеющие стали, даже не подвергну-
подвергнутые специальному металлургическому улучшению — вакуумно-
вакуумному, электрошлаковому, ллазменно-дуговому переплавам,— отли-
отличаются хорошей раскисл енностью и высокой чистотой по кисло-
nATTV И pnpiTTIUH ППИИРРЧи ГТп^ХП1УЛЛ7 О ТГРТТК1П ППИ^ 7ТЫЧ1ТТК ГИПЫПТИЯ
ных изделий. Кроме того, несмотря на большую растворимость
и полезность азота в высоколегированном металле по сравнению
с углеродистым нелегированным или низколегированным, чрез-
jacno данн
[зирующее
рома.
ЫМ
1162] (см.
действие be
табл. 13).
|надия на

мерное насыщение жидкого металла сварочной ванны азотом за
счет воздуха (при сварке без защиты) может вызвать пори-
пористость шва особенно при многослойной сварке. Подтверждением
этого является образование пор в многослойном шве в местах,
где нарушалась защита зоны сварки из-за плохой подачи флюса
или газа. Контактирование жидкого металла с воздухом при
сварке тем более нежелательно, так как одновременно с азотом
в металл шва может попадать в большом количестве также
и кислород. Причем кислород, попавший в большом количестве
в металл вместе с азотом, остается в нем кзк в растворенном
виде, так и в виде оксидных включений, ухудшая механические
свойства. В последнее время установлено, что азот при контак-
контактировании с жидким металлом в чистом виде или в смеси с инерт-
инертной средой (аргоном, гелием) растворяется в нем в значительно
меньшем количестве, чем в присутствии кислорода [206, 26, 28].
Раньше считали [157, 61, 62], что присутствие кислорода в зоне
сварки, например при сварке в углекислом газе, уменьшает
насыщение металла шва азотом вследствие нерастворимости
закиси азота в жидком металле. В. И. Дятлов полагает, что об-
образовавшаяся при высоких температурах закись азота хорошо
адсорбируется поверхностью жидкого металла капель электрода,
затем при понижении температуры диссоциирует на поверхности,
и атомы азота и кислорода растворяются в металле. Естествен-
Естественно, что при этом значительная часть азота и тем более кислорода
образуют оксиды и нитриды.
В качестве защитной среды при дуговой сварке нержавеющих
сталей так же, как и при сварке ответственных изделий из кон-
конструкционных сталей, применяют газы и шлаки, а чаще — комби-
комбинированную шлакогазовую защиту. К чисто газовым защитам
относятся аргон, гелий, углекислый газ, смеси аргона с гелием,
аргона с кислородом или углекислым газом, к шлаковым, точнее,
к шлако-газовым защитам,— покрытия ручных металлических
электродов, флюсы. В каждую из этих групп входят нейтральные
защитные среды, не вступающие или частично вступающие во
взаимодействие с жидким металлом, и активные защитные сре-
среды, вступающие в химическое взаимодействие с жидким метал-
металлом капель электродного металла и сварочной ванны.
Нейтральной газовой защитной средой, наиболее часто при-
применяемой при сварке нержавеющих сталей, является аргон,
реже-—гелий или смесь этих газов. Из активных газов наиболее
часто используют смеси аргона с кислородом или с углекислым
газом, а также чистый углекислый газ. Для сварки хромонике-

левых аустенитных и ферритно-аустенитных сталей можно также
применять чистый азот, что в практике, однако, не имеет места.
В аргоне, применяемом для сварки, содержится не более
0,08% азота и не более 0,015% кислорода. При таком количестве
примесей ощутимого насыщения металла шва азотом не наблю-
наблюдается, что весьма важно при сварке черных сталей. При выпол-
выполнении аустенитных швов, не содержащих ниобий и титан, наличие
в аргоне до 6% азота оказывается не только не вредным, но
даже полезным. В ряде же случаев, особенно при выполнении
аустенитно-ферритных швов с заданным количеством ферритной
фазы, при сварке хромистых мартенситных сталей проволоками,
по составу близкими к основному металлу, содержащими титан,
ниобий, чрезмерное насыщение сварочной ванны азотом оказы-
оказывается нежелательным. Поэтому содержание азота в аргоне
ограничивают.
Что касается углекислого газа, применяемого для сварки, то
содержание в нем азота ограничивается 0,1%, так как насыще-
насыщение последним сварочной ванны в присутствии кислорода, обра-
образующегося в дуге вследствие диссоциации углекислого газа, более
значительно, чем при сварке в аргоне. Особенно опасно насыще-
насыщение сварочной ванны азотом при сварке черных металлов или
комбинированных соединений конструкционных углеродистых
или низколегированных сталей с аустенитными. Достаточно чи-
чистый от примесей углекислый газ находит все возрастающее при-
применение в качестве защитной среды Ht только при сварке кон-
конструкционных, но и высоколегированных сталей.
Таким образом, при сварке можно применять следующие
смеси газов: аргон + гелий, аргон + азот, аргон + кислород, ар-
аргон + углекислый газ. При сварке в чистом аргоне или смеси
аргона с гелием вследствие весьма незначительного количества
в них кислорода наплавленный металл мало отличается от элек-
электродного. Титана, например, из проволоки в шов переходит
80—90%. Шов при этом достаточно чист от шлаковых включе-
включений и газов. При сварке же в газах, содержащих кислород, в том
числе и в углекислом газе, наблюдается интенсивное выгорание
титана, марганца, кремния, в меньшей степени — хрома, ниобия.
Так, при сварке в углекислом газе титан из хромоникелевой
проволоки выгорает на 65—85%, марганец —на 30—40%, крем-
кремний—на 25—35%, хром —на 10—20%, ниобий—на 20—30%.
Если в нержавеющих присадочных проволоках содержится свы-
свыше 0,07—0,08% углерода, то он выгорает при сварке в углекис-
углекислом газе на 5—15%, а при содержании его в проволоке меньше

0,07—0,08% происходит некоторое науглероживание металла
шва за счет газовой фазы [263, 279, 145J.
Переход элементов из проволоки в шов зависит от режима
сварки. С повышением напряжения дуги возрастает время пре-
пребывания жидкого электродного металла в дуге (время накопле-
накопления капли на электроде и переноса его в ванну), вследствие чего
полнота реакций взаимодействия этого металла с защитной сре-
средой (газом, шлаком) при сварке возрастает. Увеличение силы
тока действует в противоположном направлении [62, 157].
Для компенсации выгорания легкоокислягощихся элементов
содержание их в проволоке и в электродах должно быть соответ-
соответственно более высоким, чем требуемое количество этих элемен-
элементов в металле шва. Кроме того, с целью уменьшения выгорания
титана и ниобия, необходимых в ряде случаев для связывания
углерода, в проволоку дополнительно вводят алюминий, отлича-
ющийся наибол
ческим сродством к кислороду. Так, например, при сварке в уг
кислом газе введение в проволоку 0,54%. А1 уменьшило выгор
ние титана до 50—60% вместо 65—85% без алюминия и ниобия
1525% 203% П
д % %
до 15—25% вместо 20—30%. При этом значительно уменьшилось
выгорание марганца, а хром практически не выгорал и пол-
полностью перешел в шов.
Введение в хромоникелевую проволоку титана или, тем более,
совместно титана, алюминия, большого количества кремния
и марганца при сварке в углекислом газе способствует переходу
углерода из газовой фазы в шов, что необходимо учитывать при
изготовлении химической аппаратуры из нержавеющих сталей.
В качестве защитной среды при автоматической дуговой свар-
сварке широко применяют флюсы.
К. В. Любавский [132] показал, что для сварки высоколе-
высоколегированных сталей следует применять низкокремнистые флюсы
основного типа. Для уменьшения окисления хрома при сварке
нержавеющих сталей А. Е. Аснис, Б. И. Медовар [9], И. Г. Керр
и Д. А. Кельмер [244] рекомендуют снижать также содержание
окиси марганца во флюсе. Кроме того, известно, что повышение
окиси марганца во флюсе вредно и с точки зрения увеличения
содержания в шве фосфора, попадающего вместе с марганцевой
рудой, вводимой в шихту флюса при его выплавке.
Понижение кислотности флюса (содержания кремнезема),
предназначенного для сварки нержавеющих сталей, целесообраз- i
но в ряде случаев для уменьшения выгорания карбидообразую- ;
щих элементов и хрома, а также для уменьшения перехода i

кремния в шов. Для автоматической сварки высоколегированных
сталей чаще всего применяют флюсы с минимальным содержа-
содержанием кремнезема, двуокиси титана и окислов марганца —АН-22
и АН-26. Однако эти флюсы содержат до 30—32 SiO2 и поэтому
являются в некоторой степени окислительными. Такое количество
кремнезема в них обусловлено технологическими трудностями
получения зернистого безкремнистого флюса, а также необ-
необходимостью обеспечения хорошего формирования шва и предот-
предотвращения порообразования в нем, вызываемого водородом. При
сварке под этими флюсами происходит весьма интенсивное вы-
выгорание титана и алюминия, практически не позволяющее леги-
легировать шов этими элементами через проволоку. Кроме того,
восстанавливается из флюса и переходит в шов кремний, что
в ряде случаев, например при сварке чистоаустенитных хромони-
келевых, ферритных или мартенситных хромистых нержавеющих
сталей, нежелательно.
Во флюсе марки АНФ-14, предназначенном для замены флю-
флюса АН-26, содержится 14—16% кремнезема, что уменьшает окис-
окислительную способность шлака и переход кремния в шов. Отме-
Отмеченных недостатков лишены так называемые безкислородные
фторидные флюсы, предложенные в 1955 г. Б. И. Медоваром
и С. М.Туревичем [140]. К ним относятся флюсы АНФ-1, АНФ-5,
АНФ-6, АНФ-7 и флюсы 48-ОФ-6 и 48-ОФ-10 близкие к послед-
последним по содержанию кремнезема. При сварке под этими флюсами
переход титана из проволоки в шов составляет 75—80%, что
позволяет подобно сварке в аргоне легировать наплавленный
металл легкоокисляющимися элементами — титаном и даже
алюминием. При этом почти исключается окисление хрома и нио-
ниобия и переход кремния из флюса в шов; наблюдается лишь
некоторое испарение марганца. Кроме того, исключается опас-
опасность обогащения сварочной ванны фосфором; наблюдается
даже некоторое обесфосфоривание и обессеривание сварочной
ванны.
Недостатком фторидных флюсов является плохое формиро-
формирование сварных швов, а также плохие гигиенические условия
работы с ними в связи с пылевидной их грануляцией. При вы-
выполнении однофазных аустенитных швов под этими флюсами не
всегда удается избежать образования горячих трещин.
В последнее время автор с сотрудниками предложили для
сварки глубокоаустенитных хромоникелевых, хромоникельмо-
либденовых и особенно хромоникельмолибденомедистых сталей
высокоокислительный низкокремнистый флюс АН-18 [103]. Для

сварки жаропрочных высокохромистых мартенситных сталей
успешно применен аналогичной системы, но несколько менее
окислительный флюс АН-17 [102], предложенный ранее Б. С. Ка-
Касаткиным, В. Ф. Мусияченко и Ю. Н. Вахниным для сварки
высокопрочных углеродистых и низколегированных конструкци-
конструкционных сталей [70].
В швах, сваренных под окислительными низкокремнистыми
флюсами, содержится несколько больше кислорода и неметалли-
неметаллических включений [102], чем в швах, выполненных под фторидны-
ми флюсами или, тем более, аргоно-дуговой сваркой, но значи-
значительно меньше, чем при сварке без защиты. С повышением
содержания во флюсе окислов железа при прочих равных усло-
условиях количество кислорода в шве возрастает. Титан и алюминий,
содержащиеся в проволоке, выгорают при сварке под этими
флюсами столь же интенсивно, как и при сварке под флюсом
АН-26. С увеличением содержания титана в проволоке свыше
0,8—1,0%. резко возрастает количество его окисла в металле шва,
вследствие чего сильно падает пластичность и вязкость металла.
То же самое наблюдается при увеличении марганца свыше 3%.
Вместе с тем, как показали опыты автора, швы, сваренные под
флюсом АН-18 на стали 0Х23Н28МЗДЗТ с 0,7% Ti проволокой
того же состава, имеют вполне удовлетворительную ударную вяз-
вязкость даже при весьма низкой температуре — 8,0—9,7 кГ-м/см2
при —253° С.
В значительно меньшей степени, чем титан, выгорает ниобий
при сварке под флюсом АН-18 (коэффициент перехода 0,55—¦
0,65), что позволяет успешно использовать последний для сварки
аустенитных нержавеющих сталей проволоками с ниобием. При
сварке под этим флюсом обычно наблюдается выгорание кремния
и марганца из проволоки, а при повышенном содержании в про-
проволоке легкоокисляющихся элементов в зависимости от режима
сварки (при высоком напряжении дуги) может происходить даже
некоторое восстановление кремния из флюса и переход его
в шов. Однако даже в этом случае, например при сварке прово-
проволокой с высоким содержанием марганца, благодаря повышенно-
повышенному содержанию окислов железа и пониженному содержанию
кремнезема в этом флюсе кремневосстановительные реакции
в зоне сварки заторможены и кремний переходит из флюса в шов
меньше, чем, например, при сварке под флюсом АН-22 A8—21,5%
кремнезема и 7—9% окиси марганца) и, тем более, под флюсом
АН-26 C0—32% кремнезема и 2,5—3,5% окиси марганца)
(табл.14).
90

Св-04Х19Н9
Св-О8Х19Н1ОБ
Св-07Х18Н9ТЮ
Св-08Х20Н9Г7Т
ФЛЮе
'¦ —
AH-22
AH-26
AH-18
AH-22
AH-26
AH-18
—
AH-22
AH-26
AH-18
AH-22
AH-26
AH-18
Объект
Проволока
Шов
Проволока
Шов
Проволока
Шов
Проволока
Шов
с
0,05
0,05
0,06
0,05
0,07
0,07
0,07
0,07
0,07
0,07
0,06
Мп
S,
1,431 0,58
2,21
1,12
0,83
1,73
2,40
1,08
0,85
1,20
2,65
1,07
0,06 | 0,64
0,07
0,07
0,07
0,07
6,73
6,55
4,56
4,20
0,62
1,06
0,28
0,60
0,50
1,10
',44
1,0
1,18
1,80
0,53
0,59
1,07
1,69
0,75
Сг
18.1
18,0
17,8
17,2
20,1
19,6
19,0
18,8
18,5
16,0
18,0
17,6
20,0
19,2
19,1
19,0
Химический с
»,
9,9
10,0
Не опре-
определялось
10,0
9,9
Не опре-
определялось
10,0
Не опре-
определялось
10,1
Не опре-
определялось
став.
—
_
_
_
-
—
1,00
0,18
0,17
0,14
0,70
0,20
0,18
0,15
_
1,30
0,95
0,80
0,78
—
—
—
-
— 10,012
0,010
— jo,он
— |0,0063
— io.oio
- 0.009
— 0,010
— |0,006
0,75
0,08
0,07
0,016
0,008
11,013
0,06 |0,007
—
-
—
Не
0,020
0,022
0,023
0,022
0,016
0,028
0,024
0,024
0,028
0,030
0,026
0,025
эпре-
.

Исходя из условий нормального хода плавки флюса и полу-
получения нормальной его грануляции (зернистости), возможности
увеличения выгорания кремния из проволоки за счет понижения
содержания кремнезема во флюсе с повышенным количеством
окислов железа ограничены. При необходимости более интенсив-
интенсивного выгорания кремния и, тем более, одновременного и дополни-
дополнительного легирования шва марганцем, хромом и другими элемен-
элементами следует пользоваться специальны-
ми низкокремнистыми керамическими
флюсами или ручными электродами с
окислительным низкокремнистым или
безкремнистым покрытием.
При ручной сварке нержавеющих
сталей толстопокрытыми электродами
наблюдаются те же металлургические
реакции между жидким металлом с
tocedh.% одной стороны и шлаком и газом с
—-tg—^ другой, что и при сварке под флюсом.
>о са fi.% Поэтому для сварки этих сталей приме-
применяют электроды с покрытием на фто-
"количе- ристокальциевой основе. При этом в
плавико- зоне дуги происходит распад карбона-
юкрытии тов по реакции:
поволоки
СаСОз -* СаО + СО2 -СаО +
-f СО2 + СО + О
-°-
1 -
/
-—
--
и..
ч
Св
W
06"
К19Н9
nepe\
B)
ьоэффшш-
углерода
hpeMi
D) i
л [59].
с образованием значительного количе-
количества газов СОг, СО и О. Газовая фаза
в дуге при сварке электродами с фтористо-кальциевым покры-
покрытием по качеству близка к защитной среде при сварке в углекис-
углекислом газе. Количество кислорода, участвующего во взаимодей-
взаимодействии с жидким металлом, в первом случае меньше, чем во вто-
втором, причем количество его пропорционально содержанию мра-
мрамора в покрытии электродов и коэффициенту веса покрытия с
учетом кислорода окислов железа и кремния, присутствующих
в покрытии.
На рис. 53 приведены графики, характеризующие влияние
соотношения количества СаСОз и СаИг в простейшем двухкомпо-
нентном покрытии хромоникелевых аустенитных электродов на
коэффициенты переходов С, Сг, Мп и Si из проволоки в наплав-
наплавленный металл при коэффициенте веса покрытия 0,3 [59]. Из гра-

фиков видно, что переход в шов марганца и хрома с повышением
количества мрамора в покрытии до 60% мало изменяется. Лишь
при увеличении мрамора свыше 70% наблюдается некоторое вы-
выгорание хрома. Более существенно изменяется при этом переход
кремния и углерода. При увеличении мрамора более 20% крем-
кремний выгорает, а углерод восстанавливается из газовой фазы
и переходит в шов. Исходная концентрация углерода в опытах
составляла 0,05%.
Более поздние опыты Московского опытно-сварочного завода
и Института электросварки им. Е. О. Патона по сварке нержаве-
нержавеющих сталей с весьма низким содержанием углерода показали,
что науглероживание швов за
счет газовой фазы наблюдается
при повышении содержания мра-
мрамора в покрытии высоколегиро-
высоколегированных электродов более 10%.
При отсутствии мрамора в по-
покрытии наблюдается увеличение
%"'
"S
'-К
I
1 H
-
J
К
s
pi
=
\
17
_
СВ-08Х19Н10Б на переход нио-
Состав проволоки:
D.06% С, 1,73% Мп, 0.50% Si. 1B.6% Сг,
9,7% Ni, 1,2% Nb.
20% СаСй. 53-45% CaF, 25% TIO,.
!,эд оентоннта, и.э^ пот^шаь
содержания кремния в шве за счет восстановления его из сухого
остатка силикатного жидкого стекла; коэффициент перехода при
этом составляет 1,3 [59]. В ряде случаев наличие даже сухого
остатка жидкого стекла в покрытии электродов оказывается до-
достаточным для того, чтобы содержание кремния в наплавленном

металле увеличилось до 2% и более [109]. Естественно, что при ]
повышении содержания в покрытии кремнезема за счет других '
компонентов переход кремния в шов может возрастать даже
в присутствии мрамора, ухудшая свойства металла. При умень-
уменьшении же количества мрамора тем более необходимо принять,
меры для предотвращения перехода кремния в шов. Необходи-
Необходимость этих мер вызывается, кроме того, следующими причинами.
При снижении содержания мрамора в покрытии приходится
повышать количество плавикового шпата в нем, что, как извест-
известно, ухудшает стабильность горения дуги. Для улучшения ста-
стабильности дуги в покрытии рассматриваемых электродов обычно-
повышают количество двуокиси титана, что в свою очередь
несколько усиливает интенсивность кремневосстановительной
реакции [60].
При сварке некоторых сталей повышение содержания угле-
углерода и кремния в шве недопустимо; в отдельных случаях ока-
оказывается необходимым также свести до минимума выгорание
легкоокисляющихся элементов Al, Ti и др. Для этого электрод-
электродные покрытия должны быть полностью нейтральными, т. е. не
содержать ЭЮг и других легковосстанавливаемых окислов, а со-
состоять только из стойких окислов CaO, MgO, А12О3 и галогени-
дов. В качестве связующего таких покрытий рекомендуется
применять высокоглиноземистые цементы в комбинации с добав-
добавкой алюмината натрия [164]. Следует, однако, отметить, что про-
производство электродов с использованием таких связующих мате-
материалов встречает трудности и пока не налажено.
Опыты автора, проводимые совместно с В. Н. Липодаевым,
показали, что при отсутствии необходимости легировать шов лег-
коокисляющимися элементами — алюминием, титаном — можно
успешно применять электроды с окислительным низкокремни-
низкокремнистым покрытием. Вводя в состав покрытия окислы железа — же-
железную окалину, гематит, либо лучше всего магнетит, содержа-
содержащий меньше фосфора и серы, и снизив до 10—20% количество
мрамора, возможно не только предупредить науглероживание
и переход кремния в шов, но и обеспечить некоторое выгорание
этих элементов. Так, например, при введении 10% гематита в по-
покрытие электродов из проволоки Св-04Х19Н9, состоящее из 20%
мрамора, 55% плавикового шпата, 4% окиси алюминия, 10%
двуокиси титана, 1% бентонита и 30%. силикатного стекла, со-
содержание кремния в восьмислойной наплавке снизилось с 0,36%
(наплавка электродами с покрытием без гематита) до 0,10—
0,12% и углерода — с 0,05% до 0,03%. При этом уменьшилось

/
I/
/
—t—t
График или
также содержание хрома и, особенно, марганца в наплавленном
металле. Влияние количества гематита РегОз в покрытии указан-
указанного состава с соответствующим изменением содержания плави-
плавикового шпата в нем на переход элементов из проволоки в наплав-
наплавленный металл показано на рис. 54 и 55. Отметим, что содержа-
содержание мрамора в покрытии может быть уменьшено до 8—10%,
а двуокиси титана увеличено до 20—25%. Электроды с таким
покрытием, содержащие 2—5% желез-
железной окалины, гематита или магнетита,
могут применяться для сварки хромо-
никелевых аустенитных, а также фер-
ритно-аустенитных нержавеющих ста-
сталей с весьма низким содержанием
углерода (до 0,03—0,05%) при изго-
изготовлении оборудования химической
промышленности в других отраслях
техники.
В случае сварки хромоникельмар-
ганцевых аустенитных сталей с весьма
низким содержанием углерода, а так-
также сталей, содержащих титан или алю-
алюминий, проволоками идентичного со-
состава введение В покрытие ОКИСЛОВ металл. Состав покрытия:
Железа Нецелесообразно ИЗ УСЛОВИЙ 20% СаСо», 53—11% CaFj. 10%
Предотвращения ВЫГОраНИЯ Марганца, FeNb Т™державие'ень"в FeNb
титана, алюминия. В этом случае в по- Равно °.67%>' 1% бентонита,
крытие электродов с минимальным со-
содержанием мрамора (8—10%) и повышенным — двуокиси тита-
титана и плавикового шпата, а также компонентов для технологич-
технологичности покрытия и ферросплавов для дополнительного легирова-
легирования металла шва окись железа можно не вводить. Например, при
необходимости связывания углерода шов можно дополнительно
легировать ниобием. Примерное количество требуемого ниобия
в покрытии такого типа показано на рис. 56.
7. ТРЕЩИНЫ ПРИ СВАРКЕ
НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
При сварке нержавеющих сталей в сварных швах
часто образуются трещины. В зависимости от состава и струк-
структуры металла шва трещины могут быть горячие или холодные.
Горячие трещины образуются при высоких температурах и имеют

межкристаллитный характер. Холодные трещины являются за-
закалочными, образуются при температурах ниже 300° С и имеют
преимущественно транскристаллитный характер разрушения ме-
металла. Они образуются при сварке мартенситных и ферритно-
мартенситных сталей проволоками идентичного с основным ме-
металлом состава.
Возникновение закалочных трещин связано с температурой
Т —• М-превращения и величиной возникающих в металле объем-
объемных напряжений [227, 134]. Вероятность появления таких трещин
возрастает, если распад аустенита металла шва происходит при
температурах ниже 290° С [227]. С увеличением толщины свари-
свариваемого металла возможность образования холодных трещин
возрастает. Насыщение сварочной ванны водородом также спо-
способствует образованию в швах холодных трещин.
Для предотвращения закалочных трещин применяют предва-
предварительный и сопутствующий местный или общий подогрев изде-
изделий при сварке и последующее медленное охлаждение. Трещины
предотвращаются благодаря тому, что подогрев металла повы-
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 ферритных. Для предотвращения горячих трещин в таких
швах используют металлургические способы — соответствующее
легирование и модифицирование металла, а также технологиче-
технологические меры — уменьшение глубины провара и жесткости свари-
свариваемых соединений, ускорение охлаждения шва и др.
По существующему в настоящее время мнению большинства
исследователей трещины, возникающие в условиях затвердева-
затвердевания металла и последующего охлаждения, разделяются на
кристаллизационные, образующиеся в металле при его
твердо-жидком состоянии в процессе кристаллизации, и и о-
лигонизационные, связанные с образованием новых (вто-
(вторичных) границ (высокотемпературной грануляцией) в уже за-
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 за-
затвердевающем металле сварного шва или слитка остаточной
жидкости, обогащенной ликватами. Сохранение этой жидкости
между ветвями дендритов металла к моменту нарастания сва-
сварочных или усадочных напряжений приводит к образованию
96

трещин в нем. Как правило, кристаллизационные трещины возни-
возникают в сплавах с относительно большим интервалом затвердева-
затвердевания. Трещины берут свое начало в междендритных простран-
пространствах и, следовательно, связаны с границами первичных кристал-
кристаллитов.
Снижение содержания элементов и примесей, образующих
или способствующих образованию легкоплавких эвтектик (сера,
фосфор, кремний, углерод, ниобий и др.), уменьшение сплош-
сплошности и общей протяженности прослоек жидкой эвтектики, на-
например измельчением и дезориентированием структуры металла,
а также уменьшение интенсивности роста величины напряжений
в металле в момент пребывания его в критическом интервале тем-
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. способ-
способностью металла претерпевать без разрушения упруго-пластиче-
упруго-пластическую деформацию при высоких температурах в процессе остыва-
остывания при сварке. Деформационная способность металла шва при
высоких температурах определяется соотношением между темпе-
температурным интервалом хрупкости, интенсивностью нарастания
напряжений (и соответственно деформаций) по мере снижения
температуры и пластичностью металла в температурном интер-
интервале хрупкости. В условиях, когда фактические деформации
превышают деформационную способность металла шва при вы-
высоких температурах, в нем образуются горячие трещины.
Б. А. Мовчан [153, 154, 155] указывает на то, что возникнове-
возникновение горячих трещин в сталях с однофазной аустенитной структу-
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 трещи-
трещины образуются при 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 коагули-
коагулируют вакансии, вследствие чего вторичные границы разрыхля-
разрыхляются. С увеличением плотности дислокаций и вакансий степень
несплошности металла на полигонизационных границах возрас-
7 13 97

v. | Трещины
т
т
тает и, при этом могут образоваться микропоры. Места совпаде-
совпадения наибольшего разрыхления вторичных (полигонизационных)
границ и высокой концентрации вредных примесей являются
очагами зарождения горячих трещин.
Фиксацией статистически равномерного распределения несо-
несовершенств кристаллической решетки, максимальным уменьше-
уменьшением содержания примесей, снижающих силы междуатомной
связи при высоких температурах, или свя-
связыванием этих примесей в нерастворимые
в твердом растворе соединения, а также
легированием металла элементами, уве-
увеличивающими силы междуатомной связи
(молибден, вольфрам), можно предотвра-
предотвратить образование горячих трещин в аусте-
нитных сварных швах.
Зафиксировать равномерное распре-
распределение несовершенств кристаллической
решетки, т. е. предотвратить полигониза-
цию металла и сегрегацию растворенных
примесей к границам зерен, можно бы-
быстрым охлаждением металла при высоких
температурах, обеспечением выделения
второй фазы (феррита, карбидов) при
^ с щ температуре, предшествующей темпера-
ф дн турному интервалу полигонизащш, или
образованием второй фазы при кристал-
а (тугоплавких оксидов, боридов) и легированием элемен-
элементами, блокирующими дислокации при высоких температурах
(молибден, вольфрам и, как будет показано ниже, азот).
Из практики сварки нержавеющих сталей известно, что крем-
кремний является энергичным возбудителем горячих трещин в чисто-
аустенитных сварных швах. Особенно это относится к швам, вы-
выполненным автоматической сваркой [146, 153, 68], которые отли-
отличаются большей глубиной провара по сравнению со швами,
сваренными вручную. Вероятность образования горячих трещин
в чистоаустенитных швах при данном содержании кремния воз-
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, показа-
показали, что аустенитные швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ имеют сильно
развитую дендритную неоднородность по кремнию. Причем с по-
обра
0Х23Н28МЗДЭ

Бышением общего содержания кремния неравномерность его рас-
распределения по зерну возрастает. Так, в шве указанного типа, выл
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 неод-
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 крем-
кремнию, с одной стороны, и склонностью аустенитных швов к обра-
образованию горячих трещин, с другой. Это, однако, касается только
чистоаустенитных швов, так как легирование хромоникелевых
швов, например типа 18-10, кремнием в количестве, обеспечива-
обеспечивающем двухфазную аустенитно-ферритную структуру, повышает
стойкость их против образования горячих трещин.
С уменьшением общего содержания кремния в чистоаусте-
нитном шве несколько снижается дендритная неоднородность
в нем и по меди, являющейся также возбудителем горячих тре-
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 вто-
втором шве с 0,30% Si в центре зерна было 2,06% Си и по грани-
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 твердо-
жидком состоянии кристаллизующейся сварочной ванны, разви-
развитию химической неоднородности металла в данном случае могут
способствовать высокотемпературные структурные превращения
как в твердо-жидком (Ж + б + Т — 7 ) > так и в твердом F +
+ Т -*¦ Т ) состояниях (см. рис. 58 и рис. 30). Исходя из пред-
представлений М. Паркса о совместном влиянии углерода и кремния
на образование трещин в аустенитных швах [255], развитие ден-
дендритной неоднородности по кремнию в отмеченных выше швах
можно объяснить следующим образом. В аустенитном шве при

сконцентрированным в большом количестве в пограничных об-
областях зерен, особенно, по-видимому, по границам зерен вторич-
вторичного аустенита. Чем больше содержится кремния в сварочной
Концентрация 8 - образующего элемента
Рис. 58. Схематические разрезы тройной диаграммы
¦ 147].
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 6 ->- f -превращения при охлаждении ме-
металла.
Экспериментально установлено [264, 146], что в чистоаустенит-
ных 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 вред-
вредное действие кремния. При весьма низком содержании углерода
с целью предотвратить образование трещин в чистоаустенитных
швах необходимо снижать до минимума также содержание
кремния. М. Парке считает [255], что благоприятное влияние
углерода в данном случае обусловлено уменьшением количества
б-феррита в начальный момент кристаллизации, вследствие чего
100

уменьшается дендритная неоднородность по кремнию и, следова-
следовательно, ослабевает его отрицательное действие на трещиноустой-
чивость чистоаустенитных швов. По его данным, в чистоаустенит-
ных швах трещины не образуются, если отношение q < 5.
С позиций этой теории можно объяснить усиление развития
химической внутридендритной неоднородности в аустенитных
швах и по другим ферритизирующим и аустенитизирующим эле-
элементам, которые обладают различной растворимостью в аусте-
ните и феррите. Если первые в большем количестве растворены
в 6-феррите, то вторые — в первичном аустените, и поэтому в мо-
момент 6—7 -превращения неизбежно будет развиваться неодно-
неоднородность и по тем и по другим элементам. Кроме того, неодно-
неоднородность быстр окр иста ллизующегося 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 ревлтеноспектрального 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 элемента-
элементами, уменьшающими количество б-феррита в начальный момент
кристаллизации металла, будет снижать степень внутридендрит-
внутридендритной и межзереннои химической неоднородности и, следовательно,
повышать стойкость против образования трещин, а легирование
элементами, повышающими количество первичного феррита при
условии последующего Й -> 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 -* 7 -превращение,
так как легирование ферритизирующими элементами, в том числе
и кремнием, обеспечивающим образование двухфазной конечной
аустенитно-ферритной структуры, когда не происходит б -> т -пре-
-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 го-
горячих трещин значительно повышается.
Этим, по-видимому, объясняется двойственное влияние азота
на стойкость хромоникелевых швов против образования трещин,
101

Влияние азота, кислорода и погонной знергйн дуговой сварки
на устойчивость против образования трещин чистоаустенитных швов,
„.,„„-, „, жесТкВХ тавровых образцах автоматической сваркой под флюсом
Марка ^
0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭИ 943)
ОХ23Н28
проволока и флюс
0Х23Н28МЗДЗТ
@,68й SI), AH-18
Тоже
Св-13Х25Н18,
флюс АН-26
Добавка
азотнро-
хрона, г
-
3,5
4,0
4,0
Погонная
6000
6000
5300
3900
Содер»
0,49
0,52
0,45
0,52
0,49
0,74
N
0,025
0,165
0,037
0,142
0,042
0,282
о
0,047
0,048
0,056
0,039
0,043
0,038
трещин в шве
Сплошная трещина длиной
175 мм из 250 мм длины шва
Небольшой надрыв C мм) в
кратере шва
Сплошная трещина длиной
250 мм из 250 мм длины шва
Вначале ив кратере шва тре-
трещина длиной 105 мм
Сплошная трещина длино?
250 мм
Трещин нет

5 S.S4 §5
§11 =
ill

Как показали опыты автора, проведенные совместно с Г. П. Демь-
Демьяненко и А. М. Солохой, введение в чистоаустенитные швы типа
0Х23Н28МЗДЗТ и 0Х23Н18 до 0,15—0,25% азота повышает стой-
стойкость их против образования горячих трещин (табл. 15). Измель-
Измельчение и дезориентирование структуры металла, обычно сопут-
сопутствующие повышению стойкости двухфазных швов против обра-
образования горячих трещин, в данном случае не обнаруживается
в нем вредных примесей.
Однофазные чистоаустенитные швы, особенно хромоникеле-
вые, в значительно большей степени подвержены образованию
горячих трещин, чем двухфазные аустенитно-ферритные, 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 сле-
следует отдать предпочтение аустеиитно-ферритным швам. Особен-
Особенно сильно возрастает устойчивость аустенитно-ферритных швов
против образования трещин, сохраняющих двухфазную структу-
структуру при введении азота. Если же при легировании азотом шов
благодаря этому становится однофазным чистоаустенитным, то
склонность его к горячим трещи-
трещинам по сравнению с двухфазным
швом такого же состава, но без
азота, усиливается.
Исключение из описанных эле-
элементов, по-видимому, составляют
сера, углерод, ниобий и другие,
сильно ликвирующие в аустените
при кристаллизации, независимо
от первичного о-феррита и б -*т
-превращения.
Это предположение о влиянии
легирующих элементов на высо-
высокотемпературные структурные
превращения и связанное с этим
развитие внутридендритной хими-
химической неоднородности и устой-
устойчивости аустенитных швов против
горячих трещин требует экспери-
экспериментальной проверки.
Особенно сильное влияние на ^ ^
снижение стойкости аустенитных л""'
швов против образования горячих трещин оказывает ниобий,
причем действие его значительно превосходит влияние кремния.
В чистоаустенитном хромоникелевом шве типа 00X20HI5 с весь-
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 разме-
размере его атома по сравнению с атомом железа. Естественно, что
отрицательное действие ниобия сильно ослабевает в двухфазных
105
. 60. Горячая трещина в ayci
0,03% С, 20,4% Сг, 14,3% Ni, 0.2ЛЧ. >.
0,28% Si, 0,35% Nb, 0,01% S, 0,1
1% P,

аустенитно-ферритных швах. Как будет показано ниже, отрица-
отрицательное действие ниобия на ударную вязкость стали и сварных
швов сохраняется и при двухфазной аустенитно-ферритной струк-
структуре. Ниобий снижает также пластичность швов, однако, подобно
молибдену, он уменьшает вредное действие кремния на стойкость
хромоникелевого металла типа 25-20 против образования тре-
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, по-
повышает склонность их к горячим трещинам.
Кроме снижения погонной энергии сварки, уменьшения со-
содержания кремния, углерода, серы, фосфора, меди, повысить
стойкость аустенитных швов против трещин можно измельчением
зерна (введением модификаторов), а также легированием их
молибденом, вольфрамом 1150, 122, 153], ванадием и особенно
марганцем [146, 153, 150]. Следует, однако, отметить, что даже
при высоком содержании молибдена F—8%) повышение
в аустенитном хромоникелевом шве фосфора и кремния может
вызвать образование горячих трещин в нем [147]. Легирова-
Легирование же марганцем до 5—7%. при одновременном введении азота
предотвращает образование горячих трещин в чистоаустенитных
швах даже с достаточно высоким содержанием кремния @,9—
1,1%). Например, в отличие от хромоникелевых аустенитных
швов типа 23-18 хромоникельмарганцевые швы на жестких тав-
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 низкокремнистым флюсом АН-15М
комбинированных соединений из теплоустойчивых низколегиро-

ванных сталей с хромоникелевой аустенитной обеспечивает стой-
стойкость шва против горячих трещин.
По данным японских исследователей [276], влияние легирую-
легирующих элементов на склонность аустенитного металла к горячим
трещинам (Кс.г.т) определяется выражением (содержание эле-
элементов указаны в %)
К - С [S+P+ (S'/25)+(N1/100)] 103
Асг-Т 3Mn+Cr+Mo+V
При /Сс.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 со-
содержании 2,0—2,5% Si в хромоникелевом шве типа 18-9 (сварка
стали Х18Н10Т проволокой Св-04Х19Н9С2), а также при нали-
наличии ниобия (сварка проволокой Св-08Х19Н10Б) трещины не
образуются благодаря наличию 4—8% ферритной фазы. Мень-
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 крем-
кремния, составляет 2%, а без ниобия и при минимальном содержа-
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 повы-
повышение количества структурно-свободного феррита (б-феррита),
наоборот, уменьшает стойкость его против образования тре-
трещин [73].
По данным Н. Н. Прохорова [176], повышение содержания
феррита в хромоникелевом аустенитном шве от 0 до 25% приво-
приводит примерно к четырехкратному увеличению его критической
скорости деформации, что свидетельствует о повышении стой-
стойкости металла против образования горячих трещин. Автор сов-
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-
107

требование приобретает особую важность, если изделие эксплуа-
эксплуатируется при температуре выше 300° С. С точки зрения оптималь-
оптимальной коррозионной стойкости, при условии, что рабочие темпера-
температуры не превышают 300° С, содер- *¦¦* 1 I I ' I | ~Т~\
туры не превышают 300 С, содер-
содержание ферритной фазы в шве мо-
жет достигать 60% [101]. \
1
и.,
г/
к
1 mpcu, ми
1 1 "^
т/ым \
j
ч
Рис
ферри
скую
обрач!
ферри
никеч'
61 В
тной
скоро
ование
чияк
фазь
гор:
иъа\
не количества
[ на критиче
деформации и
'сН20—22% Сг
85
Рис 62
ства а
феррит;
Вшя
фазы)
1 Гшв
46 jS 27 It
KQ 1b ЧвСЮдп &
нпе никеля (i
на размер
ах"с 206—2U
;
1ОЛ
3t
1%
35
ч/Х
иче-
'рна
B)
Сг
Для обеспечения в аустенитных швах требуемого количества
ферритной фазы проволоки и электроды, применяемые в практи-
практике для сварки аустенитных нержавеющих сталей, легируют до-
дополнительным по сравнению со свариваемой сталью количеством
ферритизирующих элементов — хромом, кремнием, ванадием,
титаном, алюминием, молибденом. Однако для оптимальной
общей коррозионной стойкости металла шва получать требуе-
требуемое количество ферритной фазы в нем следует за счет дополни-
дополнительного легирования хромом, как это имеет место, например,
при использовании электродов ЦЛ-11, ЦТ-15, а не за счет вве-
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-
108

ния особых свойств металла (коррозионной стойкости в высоко-
агрессивых неокисляющих средах, стабильности структуры, вяз-
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 карбид-
карбидной исключается. К таким сталям, например, относятся корро-
зионностойкие 0Х23Н28МЗДЗТ, 0Х17Н16МЗТ, О0Х17Н16МЗБ,
00Х20Н20М4Б, OOOXI8AH10 и хладостойкие Х14Г14НЗТ,
0Х14Г14Н4, 000Х19АН12, 000Х21Н9АГ7 и др. Опыты, проведен-
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 хромоникельмарганцевые с азотом —
даже под флюсом АН-26. Что касается хромоникельмолибдено-
вых и хромоникельмолибденомедистых сталей с высоким запа-
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 способ-
способности (в определенных пределах) низкокремнистого флюса. Если
швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ, выполняемые из стали толщиной
10 мм под флюсом АНФ-6 и, тем более, под флюсом АН-26, пора-
поражены трещинами, причем при сварке под флюсом АН-26 трещи-
трещина по всему шву, то при использовании флюса АН-17 протяжен-
протяженность и количество трещин в таких швах резко уменьшается,
а при сварке под флюсом АН-18 с большей окислительной спо-
способностью, чем АН-17, трещины полностью отсутствуют. Однако,
вследствие того, что при чрезмерном увеличении окисленности
низкокремнистого флюса ухудшается пластичность и вязкость
металла шва из-за повышения содержания кислорода в нем, ко-
количество окислов железа, вводимых во флюс, следует огра-
ограничить.
Необходимо также отметить, что швы типа 0Х23Н28МЗДЗТ
наиболее благоприятной формы и с минимальным содержанием
кремния удается выполнить автоматической сваркой под окисли-
окислительным флюсом АН-18 без трещин при толщине свариваемого
металла до 14—16 мм. С увеличением толщины этой стали воз-
109

можность образования горячих трещин в швах указанного типа
сильно возрастает. Так, например, попытка сварить по такой
технологии (флюс АН-18, проволока 0Х23Н28МЗДЗТ) цилиндри-
цилиндрическое изделие из стали 0Х23Н28МЗДЗТ толщиной 32 мм с про-
продольными и кольцевыми швами встретила значительные труд-
трудности из-за образования горячих трещин. В таких случаях
приходится либо применять усложненную технологию сварки,
например, обеспечивающую аустенитно-тферритную структуру
внутренних слоев шва и аустенитную структуру соответствую-
соответствующего состава для требуемой коррозионной стойкости наружных
слоев его, либо вовсе отказаться от применения для таких целей
монометалла и использовать двухслойный или при необходи-
необходимости трехслойный лист с плакирующим слоем (слоями) из соот-
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 много-
дуговую автоматическую сварку под флюсом АН-18 проволокой
000Х23Н28МЗДЗТ (ЭП516) или 000Х23Н28МЗДТ (ЭП579) диа-
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 первы-
первыми), подаются в зону сварки с одинаковой или первая дуга
с несколько большей скоростью одним общим или первая само-
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 (переме-
(перемещаются) на минимальном расстоянии одна от другой. При таком
расположении каждая последующая дуга повторно нагревает до
высокой температуры и частично переплавляет слой шва, выпол-
выполненный предыдущей дугой, в момент до протекания в нем про-
процесса полигонизации и возникновения растягивающих напряже-
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-
110

бираются экспериментально в зависимости от толщины свари-
свариваемого металла.
Особую трудность также представляет автоматическая свар-
сварка чистоаустенитных хромоникелевых сталей, особенно с нио-
ниобием, даже с применением флюса АН-18. Для получения каче-
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 ре-
режимах с минимально возможной из условий нормального форми-
формирования шва погонной энергией сварки. При крайней необходи-
необходимости толстолистовые стали можно сваривать многодуговой
автоматической сваркой или электрошлаковой.
Благоприятное влияние кислорода на предотвращение горя-
горячих трещин в чистоаустенитных швах было установлено Б. И. Ме-
Медоваром и Ю. В. Латашем [146], которые с этой целью в зону
сварки вводили марганцевокислый калий. При этом содержание
кислорода и марганца в шве повышалось, а кремния, водорода
и серы уменьшалось. Однако в случае, когда введение кислорода
в зону сварки приводит к получению однофазного чистоаустекит-
ного шва вместо двухфазного аустенитно-ферритного вследствие
выгорания хрома и других ферритообразующих элементов, на-
наблюдается не повышение, а ухудшение стойкости последнего
против образования горячих трещин.
Высокое содержание окислов железа во флюсе АН-18 и срав-
сравнительно низкое содержание кремнезема и окислов марганца
обусловливает торможение кремнемарганцевосстановительных
реакций при сварке и даже окисление этих элементов из прово-
проволоки (капель электродного металла). При этом, как следует из
табл. 14, окисляется также сера и уменьшается количество водо-
водорода в шве [103]. Однако не только, а возможно и не столько сни-
снижение содержания кремния и серы обусловливают повышение
стойкости против горячих трещин чистоаустенитных сварных
швов, выполняемых под низкокремнистыми окислительными флю-
флюсами. Этому способствует также более мелкозернистая струк-
структура этих швов по сравнению со швами, сваренными под флю-
флюсами АН-26 и АНФ-6 (рис. 63). С повышением окислитель-
окислительной способности низкокремнистого флюса АН-18 по сравнению
ill

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 повыше-
повышению содержания кислорода в металле шва за счет увеличения
количества необнаруживаемых анализом весьма дисперсных
включений окислов железа и марганца, а возможно и хрома, то
<:
;ж
йнкростр
«ЗДЗТ,
ской сваркой под флюсами АНФ-6 (а),
АН-26 (б), АН-17 (в). АН-18 (г), Х300.
можно предположить, что действие
кислорода на повышение стойкости
шва против горячих трещин заклю-
заключается также в блокировании дислока-
дислокаций этими окислами (предотвращении
или уменьшении полигонизации) и, сле-
следовательно, в фиксации более-менее
равномерного распределения по зерну
несовершенств кристаллической решет-
решетки аустенита и растворенных в нем вредных примесей. К анало-
аналогичным выводам пришли также А. А. Ерохин и О. М. Кузнецов
[61]. Они полагают, что уменьшение сетки политонизационных
границ и связанное с этим повышение критической скорости де-
деформации аустенитного наплавленного металла при увеличении
содержания в нем кислорода более некоторого определенного
112

предела связано с образованием включений, блокирующих дви-
движение дислокаций.
Таким образом, благоприятное действие кислорода на повы-
повышение стойкости чистоаустенитных швов против образования
горячих трещин состоит как в снижении содержания в них крем-
кремния, серы и, возможно, водорода, так и в уменьшении отрица-
отрицательного действия этих вредных примесей вследствие измельче-
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 количе-
количества кислорода из металла в период кристаллизации, о чем
применительно к стальным слиткам указывал еще Д. К. Чернов.
В свете вышеизложенных экспериментальных данных о бла-
благоприятном влиянии кислорода и 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 коли-
количеством кислорода и азота. Естественно, что из условий обеспе-
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 являет-
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, АНФ44 и др.

СВАРКА
ЗАКАЛИВАЮЩИХСЯ
ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ
СТАЛЕЙ
III-
8. ВЛИЯНИЕ
ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ
НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА
ЗАКАЛИВАЮЩИХСЯ СТАЛЕЙ
Стали мартенситного класса 2X13 и IX17H2 (ЭИ268),
мартенситно-ферритного — 1X13, 15X11МФБ, 15Х12ВНМФ
(ЭИ802), 1Х12В2МФ (ЭИ756), 2Х12ВМБФР (ЭИ993) и сталь
0X13 (ЭИ496), относящаяся к ферритному классу, при воздей-
воздействии сварочного термического цикла (рис. 64) претерпевают
закалку, в результате чего металл в околошовной зоне сварного
соединения становится более твердым, прочным и хрупким. Сте-
Степень изменения этих свойств зависит прежде всего от содержания
в стали углерода и других легирующих элементов, упрочняющих
твердый раствор и снижающих температуру f -* AJ-превраще-
ния, а также от способа и режима (погонной энергии) сварки.
Например, при дуговой сварке с минимальной погонной энергией
(минимальный сварочный ток, максимально возможная скорость
сварки), при которой металл околошовной зоны нагревается
и охлаждается весьма быстро, степень подкалки этого металла
значительно большая, чем при электрошлаковой сварке.
Влияние углерода на закаливаемость 13%-ных хромистых
сталей при сварке показано на рис. 65. В результате сварочного
нагрева твердость стали 0X13 с наименьшим содержанием углеро-
углерода у линии сплавления со швом повышается до 250—270 единиц
по Виккерсу, а ударная вязкость снижается до 3—б кГ • м/см2.
После отпуска при темперагуре 700° С твердость этого металла
снижается до 170—180 HV, а ударная вязкость повышается до
7—10 кГ • м/см?. У стали 2X13 ударная вязкость при сварке па-
падает ниже 1 кГ • м/см2, а после отпуска возрастает до 7,5—
8,5 кГ-м/см*. Аналогично стали 2X13 реагирует на сварочный
нагрев сталь 1Х17Н2. Сталь 1X13 в этом отношении занимает
промежуточное место. Оптимальная температура отпуска свар-
сварных соединений этих сталей показана на рис. 66 [72, 74]. После

3—5-часового отпуска при температуре 680—720° С (с охлажде-
охлаждением на воздухе) металл в околошовной зоне сварных соедине-
соединений этих сталей приобретает наиболее оптимальные механиче-
механические свойства. Температура отпуска сварных соединений высоко-
высокохромистых жаропрочных сталей несколько выше G30—750°С),
а скорость нагрева для отпуска и скорость охлаждения после
отпуска меньше, чем обычных хромистых.
Следует отметить, что после от-
отпуска сварных соединений ударная
вязкость металла у линии сплавле-
сплавления несколько ниже, чем той же ста-
стали, не подвергавшейся воздействию
сварочного термического цикла. Это
особенно заметно у стали 0X13
(см. рис. 65, кривая 1). Снижение
ударной вязкости металла в около-
околошовной зоне этих сталей при воз-
воздействии сварочного нагрева обус-
обусловлено ростом ферритных зерен.
1-'"
1
b
Я'
1—<¦
L
я»»
is
я*
—
-\
—
-1
1
—;
W
й-
'1
'з
j
==
Ч мм
Рис.
юва
64. Тер
ИНОГО М
вам при
ах элект
методом A)
дом
грев
W; 1-
свар
родуго
- о б лас
а; 11-
у ли
ктро
ть т
-обл
нии сплавлен
умеренных р
автоматически
мператур пер
нада ауст
Рис. 65. Твердость и ударная вяз-
вязкость металла околошовной зоны
сварных соединений сталей 0X13
A), 1X13 B) и 2X13 C) в состоя-
состояния после сварки (прерывистые
линии) и после отпуска при 700° С
3 ч (сплошные линии).
Металл в околошовной зоне этих сталей состоит из крупных зе-
зерен низкоуглеродистого феррита (светлые зерна) и мелкоиголь-
мелкоигольчатого мартенсита (рис. 67) [72, 74]. Причем вследствие меньшего
содержания углерода и поэтому наличия большего количества
структурно-свободного феррита — б-феррита, не претерпевающе-
претерпевающего б-*т-превращения при нагревании стали и 7~*а-превращения
8« 115

при последующем охлаждении, в исходном состоянии стали рост
зерна феррита и увеличение его количества при воздействии сва-
сварочного нагрева в стали 0X13 больше, чем в стали 2X13. Этим,
по-видимому, и обусловлено более значительное снижение удар-
ударной вязкости в околошовной зоне первой стали по сравнению со
второй в состоянии после отпуска.
—
аи
А*-
nv
>
\
|
НУ
Рис. 66. Гр;ф р р
IX17H2 (а) в 2X13 F} р
С повышением погонной энергии сварки размер зерна и уве-
увеличение количества низкоуглеродистого (структурно-свободного)
феррита в околошовной зоне этих сталей возрастает, а ударная
вязкость еще больше снижается.
Наличие двух типов зерен феррита и мартенсита или про-
продукта распада последнего обусловлено кратковременным пребы-
пребыванием металла при высокотемпературном нагреве в двухфазной
ферритно-аустенитной области (см. рис. 2) и последующим
быстрым охлаждением. Вследствие различной растворимости
углерода в этих фазах при высоких температурах аустенит обо-
обогащается углеродом по сравнению с ферритом. При последующем
быстром охлаждении аустенит превращается в пересыщенный
углеродом ct-твердый раствор с образованием сдвигов и внутрен-
внутреннего наклепа (мартенсит), а обедненные углеродом зерна ферри-

та не претерпевают фазового превращения и сохраняются неиз-
неизменными. Микротвердость мартенсита в околошовной зоне стали
2X13 при этом составляет 429—458 кГ/мм2, а низкоуглеродистого
феррита — 152—164 кГ/мм2. Благодаря повышенной микротвер-
дости мартенситной фазы общая твердость этого металла равна
315—340 HV, а ударная вязкость находится на весьма низком
уровне (рис. 66).
Описанная дифференциация структуры сталей этого класса
происходит лишь при высокотемпературном нагреве (перегреве)
стали, в том числе и при нагреве выше температуры 1100° С под

закалку. При нагреве в интервале температур 950—1100° С тако-
такого изменения структуры стали не происходит (рнс. 68). При
Х500.
... - (на 1,0—
1,5 кГ • м/см2) по сравнению со сталью, претерпевшей нагрев
при 1300° С и более. Следует так-
также иметь в виду, что границы ука-
указанного температурного интерва-
интервала зависят от содержания углеро-
углерода в стали.
При высоком отпуске после
сварки карбиды выделяются ис-
исключительно из мартенситной фа-
фазы, а строение и микротвердость
низкоуглеродистого феррита со-
сохраняются неизменными (рис.69).
Металл при этом разупрочняется.
Рис. 70. Микроструктура металла При температуре отпуска 680—
околошовной зоны сварного соеди- 720° С твердость стали становится
после сварки, XI50. В Т° ИИ минимальной, а значения удар-
ударной вязкости — максимальные, не-
несколько не достигая, однако, исходных.
Аналогично стали 2X13 изменяются при воздействии свароч-
сварочного термического цикла и последующего отпуска структура
(рис. 70), твердость и ударная вязкость (рис. 66,о) металла око-
лошовной зоны сварных соединений стали 1Х17Н2. Закаливае-
118

мость при воздействии сварочного нагрева 10—12%-ных жаро-
жаропрочных сталей с вольфрамом, молибденом и ванадием более
значительна.
9. СВАРКА 13%-НЫХ
ХРОМИСТЫХ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
Стали 0X13 толщиной до 16—20 мм, 1X13 толщиной
до 10—12 мм и 2X13 — до 8—10 мм при отсутствии жестких за-
закреплений соединений можно сваривать без предварительного
и сопутствующего подогрева. При большей толщине незакреп-
незакрепленных соединений или при указанных толщинах сталей, но
жестко закрепленных, необходим общий или местный предвари-
предварительный и сопутствующий подогрев изделий до температур
250—300° С.
Стали 0X13, 1X13 и 2X13 в виде монометалла (сталь 0X13
преимущественно в виде биметалла) часто применяют для свар-
сварных изделий, эксплуатирующихся без динамических нагрузок.
В этом случае изделия после сварки не подвергаются тер-
термической обработке. Особенно это относится к стали 0X13.
Максимальная пластичность таких соединений получается при
использовании для дуговой сварки аустенитной проволоки и элек-
электродов с повышенным содержанием никеля и хрома — проволоки
Св-07Х25Н13 и Св-13Х25Н18, электроды из этих проволок типа
ЭА-2. Может также применяться проволока Св-08Х20Н9Г7Т. При
однопроходной автоматической сварке лучше использовать про-
проволоку Св-13Х25Ш8. Шов при этом содержит достаточное ко-
количество хрома и никеля для получения аустенитной, точнее
аустенитно-ферритной, структуры и максимально возможных
для данных сталей механических свойств (табл. 16 и 17). Швы,
выполненные указанной аустенитной проволокой, в состоянии
после сварки обладают более высокой пластичностью и вяз-
вязкостью, чем после отпуска, что обусловлено выделением карби-
карбидов из твердого раствора при отпуске. Так, ударная вязкость та-
такого шва после сварки составляет 9,5—10,6 кГ-м/см2, после
отпуска при 600° С — 8,8—10,1 кГ-м/см2 и после отпуска при
700° С — 7,3—9,8 кГ ¦ м/см2. В этих условиях значительно ухуд-
ухудшается вязкость шва, сваренного проволоками Св-08Х20Н9Г7Т
н, особенно, Св-06Х19Н9Т [73, 61]. Из табл. 16 следует, что шов,
выполненный проволокой Св-06Х19Н9Т, соответствует аустенит-
но-мартенситной структуре металла с пониженной пластич-

ностью, тем более после отпуска (старения). Поэтому проволоку
типа 18-8 применять для сварки сталей этого класса нецелесо-
нецелесообразно.
Таблица 16
Химический состав стали марки 2X13, электродных проволок
Объект исследования
Сталь2Х13
Проволока Св-06Х19Н9Т
Шов, сваренный проволокой
Св-06Х19Н9Т
Проволока Св-13Х25Н18
Шов, сваренный проволокой
Св-13Х25Ш8
целом г
азе
Химический состав. %
С
0,18
0,07
0,11
0,13
0,10
„,
0,37
1,03
0,70
1,55
0,78
S1
0,37
0,34
0,26
0,59
0,30
с,
12,0
17,5
15,7
25,0
17,3
»,
0,41
9,50
6,7
17,8
10,1
0,45
0,12
Вследствие меньшего провара и, следовательно, меньшего
разбавления шва основным металлом при ручной сварке этой
стали могут быть использованы электроды типа ЭА-2 из прово-
проволоки Св-07Х25Н13, а не из Св-13Х25Н18.
Таблица 17
(отпуск при 700° С 3 ч)
2—3 слоя
Св-06Х19Н9Т
Св-13Х25Н18
31,8
33,0
81,6
70,6
16,0
28,6
9,8
28,9
кГ-м'см'
4,3
8,5
Кроме снижения вязкости после отпуска, к недостаткам со-
соединений высокохромистых мартенситных сталей, сваренных
аустенитными проволоками и электродами, откосятся: понижен-
пониженные характеристики прочности металла шва, особенно по срав-
сравнению со сталями с повышенным содержанием углерода, а так-
также повышенная концентрация углерода по линии сплавления
(рис. 71) и связанная с этим несколько более высокая твердость
и хрупкость этого металла после отпуска. Микротвердость тем-
темной оторочки металла шва у линии сплавления со сталью 2X13
120

после отпуска при 700" С составляет 246—258 кГ/мм2 при микро-
микротвердости аустенитного металла шва вблизи оторочки 212—
217 кГ/мм2 и основного металла вдали от шва — 142—147 кГ/мм2
[73]. Несмотря, однако, на отмеченное некоторое ухудшение
структуры и свойств шва и металла по линии сплавления после
отпуска, общая пластичность сварного соединения стали 2X3 при
этом выше, чем в состоянии после сварки.
Учитывая отмеченные недо-
недостатки сварных соединений мар-
тенситных сталей с аустенитно-
ферритным швом, применение
аустенитных проволок целесооб-
целесообразно лишь для сварки изделий
из стали 0X13 без последующей
термической обработки. Для свар-
сварки сталей 1X13 и 2X13 аустенит-
ный присадочный металл может
быть рекомендован только в слу-
случае эксплуатации изделий при
б
у р
статических нагрузках без значи-
значиений.
тельных давлен
Рис. 71. Микроструктура
ности шва с основным металлом
и высокой пластичности и вязко-
вязкости сварных соединений сталей
1X13 и, тем более, 2X13 механизированную дуговую одно- или
двухпроходную сварку их под флюсом и газоэлектрическую свар-
сварку (аргоно-дуговую, в углекислом газе) следует выполнять про-
проволоками Св-10Х13 и Св-06Х14 и ручную дуговую сварку электро-
электродами типа ЭФ-Х13 из этих проволок. Отпуск сварных соединений
или изделий в этом случае является обязательным. Сварные
швы, выполненные по такой технологии, по химическому составу
(табл. 18) и механическим свойствам (табл. 19) практически не
отличаются от основного металла. Причем в состоянии после
сварки эти швы отличаются высокими характеристиками проч-
прочности и низкими пластичностью и вязкостью.
При многослойной сварке в углекислом газе толстого метал-
металла проволоки Св-10Х13 и Св-06Х14 могут оказаться непригодны-
непригодными из-за недостаточного содержания в них кремния и марганца,
которые интенсивно выгорают при данном методе сварки. В этом
случае швы могут быть поражены порами. Вместе с тем при со-
содержании кремния в шве свыше 0,35% стойкость его против
121

в металла швов, в
Марна
свариваемой
1X13
2X13
проволоки
СВ-10Х13
Св-10Х13
Св-ОбХН
Химический состав шва, %
С
0,14
0,14
0,11
0,51
0,30
0,35
,.
0,32
0,27
0,37
Сг
13,0
12,0
12,9
N1
0,41
0,37
0,29
юйства сварных швов, выполненных дуговой сваркой
ш
1X13
2X13
Манка
Св-НШЗ
Св-10Х13
Св-ОбХИ
Режим терм
обработки е
Без терми
обрабо
Отпуск
700° С
Отпуск
700* С
То ж
ической
"I™
тГ°Й
Г*
е
109
57
58,4
56.4
лгцйе
126
69
72,9
70,8
5
1
1
«
8
7
,9
,3
Ф. %
18
54
52,7
50,8
,'
3
9
б
6
%.-
6
1
.8
,9
образования холодных трещин при сварке без предварительного
подогрева резко уменьшается. В связи с этим автор разработал
проволоку Св-08Х14ГТ для сварки в углекислом газе стали
2X13 [73]. Исследованием было установлено следующее. Механи-
Механические свойства высокохромистых сварных швов изменяются
в зависимости от соотношения в металле низкоуглеродистого
(структурно-свободного) б-феррита и игольчатого феррита (про-
(продукта 7 -* а-превращения). С повышением количества низко-

углеродистого феррита (б-феррита) снижается ударная вязкость
шва и уменьшается стойкость его против образования холодных
трещин. Заметное увеличение количества низко углерод истого
феррита и связанное с этим снижение вязкости и стойкости про-
против образования трещин шва наблюдается при увеличении в нем
Рис. 72. Микроструктура высокохромистых i
содержания хрома более 13% и кремния более 0,35%. При со-
содержании в металле шва 16% хрома количество низкоуглероди-
низкоуглеродистого (структурно-свободного) феррита достигает более 50%
(рис. 72,6), а ударная вязкость после отпуска при температуре
700° С составляет всего 0,6—2,0 кГ • м/см2, швы при этом имеют
трещины. Повышение в таком шве содержания кремния до 0,5%
и более приводит к образованию холодных трещин по всей длине

шва, особенно в первом слое при сварке в углекислом газе ме-
металла толщиной более 8 мм.
Трещины не образуются при легировании наплавленно-
наплавленного металла титаном в количестве 0,10—0,40%. Шов при этом
приобретает мелкозернистую дезориентированную структуру
(рис. 72,8, г), что повышает стойкость его против образования
трещин. Сварные швы, содержащие 12—13% хрома и 0,10—
0,25% титана и не более 0,30% кремния, обладают оптимальными
механическими свойствами. При увеличении в таких швах со-
содержания титана выше 0,3% количество низкоуглеродистого
(структурно-свободного) феррита в них резко возрастает
(рис. 72,г), а ударная вязкость при этом, несмотря на измельчен-
измельченную, дезориентированную структуру, снижается до 1 кГ ¦ м/см2
и ниже. С повышением содержания марганца в 12—13%-ном
хромистом шве от 0,35 до 0,8% ударная вязкость его возрастает
на 1,5—2,5 кГ • м/см2. Аналогично марганцу влияет никель [16].
Влияние увеличения содержания марганца и никеля на ударную
вязкость шва в данном случае связано с уменьшением количества
низкоуглеродистого (структурно-свободного) феррита в нем.
Аналогично марганцу и никелю действует азот, содержание кото-
которого в швах с таким количеством хрома из условий предотвра-
предотвращения пористости не должно превышать 0,08%.
Чтобы обеспечить достаточную стойкость против образования
холодных трещин при сварке стали 2X13 толщиной до 10 мм без
предварительного подогрева и получить удовлетворительные ме-
механические свойства сварных соединений после высокого отпуска,
необходимо иметь следующий химический состав металла швов:
до 0,12% С; 0,5—0,8% Мп; 0,20-0,35% Si; 12-13% Сг; до
0,6% Ni; 0,15—0,25% Ti. Такой состав шва при сварке в углекис-
углекислом газе получается при содержании в электродной проволоке
марки 08Х14ГТ до 0,1% С; 0,9—1,3% Мп; 0,25—0,55% Si; 13—
15% Сг; до 0,6% Ni; 0,6—0,9% Ti; S не более чем 0,03% и Р не
более 0,035%.
При сварке в углекислом газе стали 2X13 этой проволокой
механические свойства шва после отпуска при температуре 700° С
3—5 ч составляют: от =50—60 кГ/мм2; ств =73—77 кГ/мм2\
6 = 17—23%; 4^ = 48—54%; а„ = 7— 9 кГ. м/см2.
При автоматической сварке стали 2X13 эту проволоку целе-
целесообразно применять в сочетании с низкокремнистым окисли-
окислительным флюсом АН-18 или АН-17.
Сталь 2X13 не проявляет склонности к 475-градусной хруп-
хрупкости и поэтому может применяться в качестве жаропрочного
124

материала для сварных изделий, работающих при температуре
до 500° С. Длительная прочность сварных соединений, выполнен-
выполненных по рекомендуемой технологии, при 500° С за 105 ч составляет
14 кГ/мм2.
10. СВАРКА
СТАЛИ 1X17Н2
Сталь 1Х17Н2 толщиной до 8 мм даже при наличии
жестких закреплений можно сваривать без предварительного по-
подогрева [74, 78]. В случае использования этой стали для изделий,
работающих в слабоагрессивных средах, для дуговой сварки
7 Ki: 6-0,11 С. 0,62 Mn, 0.22 SI, 16,8 Cr,
могут применяться проволока Св-06Х14 или электроды тина
ЭФ-Х13. При требовании равенства коррозионной стойкости шва
с основным металлом сварку следует выполнять специальными
электродами, обеспечивающими химический состав металла шва
типа 1Х18НЗТ или 1Х17Н2Т. Для этого нужно использовать про-
проволоку Св-06Х14 и подлегировать электроды хромом, марганцем,
никелем и титаном через покрытие. Введение титана в шов целе-
целесообразно для измельчения структуры (рис. 73) и, следователь-
следовательно, повышения стойкости против трещин. Для сварки в углекис-
углекислом газе стали 1Х17Н2 автор [78] разработал проволоку
Св-08Х18Н2ГТ (ЭП157) по цнщещ~ 277-60 следующего состава:

до 0,10% С, 0,9—1,3% Мп, 0,25—0,65% Si, 17—19% Сг, 2,0—
2,5% Ni, 0,8—1,3% Ti и не более чем по 0,03% S и Р. Для умень-
уменьшения в шве количества структурно-свободного феррита целесо-
целесообразно, чтобы содержание никеля в проволоке было по верхнему
пределу и даже до 3%. Эта проволока может быть использована
и для электродов с введением 1—2% гематита в покрытие, а так-
также для сварки под окислительным низкокремнистым либо под
фторидным флюсом. Усредненные данные состава и механиче-
механических свойств швов на стали 1Х17Н2, выполненных дуговой свар-
сваркой в углекислом газе проволоками сплошного сечения после
отпуска при 700° С 3 ч, приведены в табл. 20 и 21.
Таблица 20
Химический состав швов, выполненных дуговой сваркой в углекислом газе
на стали 1Х17Н2 толщиной 4ммв один проход и толщиной 8ллв 3 прохода
сварнвае-
мм
4
4
8
8
Марк
С
Се
сварочной
-10X13
-06X14
Св-06Х14
Св-0
Х18Н2ГТ
О
(
(
0
С
lfi
lfi
14
,10
Mn
0,30
0,68
0,78
0,90
ическиЯ
Si
п,ад
0,30
0,49
0,20
сое
Сг
IS
lfi
14
16
as
fi
X
0
4
%
N1
1,2
1 4
OR
2,00
Tl
0,24
Таблица 21
x на стали 1Х17Н2 дуговой сваркой
4
4
8
8
М
Св
С.
-
-,
-0
я-
-10X13
-06X14
-06X14
ЗХ18Н2ГТ
54,1
60,8
61,3
60,8
кПмм*
74,0
74,2
75,0
78,8
S, %
23,6
20,0
17,0
21,0
46,9
42,0
41,1
48,8
7
-1
!¦
8
Ь,
?
S
h
6
При
ние. Приведены средшк
обра;
Необходимость отпуска сварных соединений стали 1XI7H2
в изделиях, работающих в условиях воздействия агрессивных
сред, обусловлена не только требованием максимальной пла-
пластичности металла, примыкающего к шву, но и равномерной кор-

розии сварного соединения, в том числе одинаковой с основным
металлом коррозионной стойкости металла околошовной зоны.
Из литературы известно, что закаленная на мартенсит сталь
мало уступает по коррозионной стойкости той же стали в ста-
стабильном (отпущенном) состоянии. Вместе с тем, как показывают
:ности образца ев
о-дуговой сварке
;пйщей 56%-ной а
гварки.
опыты, при контактировании закаленного металла с незакален-
незакаленным в условиях воздействия агрессивной среды первый из них
корродирует значительно с большей скоростью, чем второй.
Иллюстрацией этого является избирательная коррозия около-
околошовной зоны стали 1Х17Н2 и шва идентичного состава в состоя-
состоянии после сварки (рис. 74). Более интенсивную коррозию метал-
металла, примыкающего к шву, можно объяснить более отрицательным
электродным потенциалом и меньшей поверхностью закаленного
металла этой зоны, контактирующего
с агрессивной средой, по сравнению
с незакаленным основным металлом
сварного соединения. В условиях кон-
контактирования с агрессивной средой та-
такое сварное соединение представляет
собой гальваническую макросистему
основной металл — зона термического
влияния—шов, в которой благодаря
разности электродных потенциалов об-
образуются макротоки (рис. 75); зака-
закаленный металл околошовной зоны и
шва является анодом и более интенсивно растворяется.
С целью проверки такого представления избирательной кор-
коррозии сварного соединения закаливающейся стали и прибли-
Рие. 75. Вероятные галь-
гальванические токи в свар-
сварном соединения, в кото-
котором металлы околошов-
ной зоны и шва в усло-
условиях контактирования с
агрессивной средой явля-
являются анодами (схема).

женной оценки влияния соотношения поверхностей контактиру-
контактирующих с агрессивной средой закаленного и незакаленного метал-
металлов автор совместно с 3. В. Юшкевич исследовал коррозию
гальванических пар электродов из закаленной и незакаленной
!
/
:. 76. Графики влия
зленным (О. М.)
ли 1Х17Н2 на плотность коррозионного
¦розии Щ в кипящей 56%-ной азотной к
стали 1Х17Н2 в кипящей 56%-ной азотной кислоте. Чтобы оце-
оценить влияние малой площади металла зоны, электроды, имити-
имитирующие сварное соединение (основной металл — зона термиче-
термического влияния), подбирали с таким расчетом, чтобы соотношение
контактирующих поверхностей было переменным и отношение
площадей незакаленного металла (основного) к закаленному
(зоне термического влияния) составляло 1:1, 2:1, 4:1, 9:1.
При этом суммарную площадь двух электродов каждой пары
сохраняли неизменной. Результаты измерений коррозионных то-
токов и скорости коррозии исследуемых электродов приведены на
рис. 76. Из этих данных следует, что в закаленном электроде
с меньшей площадью, имитирующем металл околошовной зоны
стали 1XI7H2, плотность коррозионного тока и скорость корро-
коррозии (кривая /) значительно больше, чем в незакаленном элек-
электроде, имитирующем основной металл вдали от шва.

11. СВАРКА ВЫСОКОХРОМИСТЫХ
ЖАРОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ
Влияние некоторых упрочняющих
и стабилизирующих элементов
на микроструктуру и свойства
высокохромистых сварных швов
В современном паротурбостроении все возрастающее
применение находят высокохромистые A0,5—12,5% Сг) жаро-
жаропрочные стали мартенситно-ферритного класса. Эти стали более
жаропрочные, чем низко- и среднелегированные перлитные, бла-
благодаря чему применение их позволяет повысить рабочие темпера-
температуры и давление пара котлотурбинных установок без значитель-
значительного увеличения толщины сечений рабочих элементов.
Для ручной сварки высокохромистых жаропрочных сталей
в СССР применяют электроды марок КТИ-10 и ЦЛ-32, изготов-
изготовляемые из стандартных проволок, содержащих 10—12% Сг
(см. приложение, табл. 3), с дополнительным введением в по-
покрытие упрочняющих элементов W, Мо. Попытки использовать
эти проволоки для сварки под флюсом и в углекислом газе вы-
высокохромистых жаропрочных сталей не увенчались успехом
из-за низких кратковременных механических свойств и длитель-
длительной прочности металла шва.
В связи с этим автор совместно с А. М. Понизовцевым [91, 102]
разработал проволоки для сварки и заварки раковин литья высо-
высокохромистых жаропрочных сталей дуговым методом в углекис-
углекислом газе и под флюсом.
Электроды марок КТИ-10 и ЦЛ-32 значительно отличаются
по содержанию вольфрама и несколько молибдена. В связи
с этим при разработке проволоки для механизированной сварки
жаропрочных сталей необходимо было уточнить химический со-
состав металла шва с целью обеспечения оптимальных свойств
сварных соединений.
Опытные многослойные швы выполняли на стали 15X11МФБ
дуговой сваркой в углекислом газе порошковыми проволоками
различного состава. Соединяемые стыки предварительно подо-
подогревали до 350—400° С, а после сварки и остывания до комнат-
комнатной температуры подвергали отпуску при 720" С в течение 10 ч
с последующим охлаждением на воздухе. Образцы для испыта-
испытаний и исследований вырезали из швов в продольном направ-
направлении.

Предварительно исследовали швы следующего состава %:
0,09—0,12 С; 0,7—0,9 Мп; 0,15—0,25 Si; 11,0—12,0 Сг; 0,65—
0,90 Ni; 0,6—0,8 Мо; 0,23—0,30 V; 3,0—3,8 W. Кроме того, в швы
указанного состава вводили 0,15—0,20% Ti для измельчения
зерна, до 5% Мп, 4% Ni, 0,30% С для уменьшения количества
структурно-свободного феррита (б-феррита).
Рис. 77. Микроструктура
а -0.09 С. 0,97 Мп, 0,2 St 1
0,88 Мп, 0,42 S1. 11.7 Сг. 1.05
0,28 Si, 10,7 СГ, 0.78 NI. 0.S3
ia швов следующих составов, %, Х150:
.6 Ni, 0.7 Мо, 3.1 TV. 0.27 V, 0,12 Nb; 6 — 0,30 С,
Мо, 3,0 W. 0,40 V, 0,18 Nb; в-0.12 С, 0,86 Мп,
Результаты опытов показали, что швы указанного состава
с низким содержанием углерода и не более чем по 1 % Ni и Мп
обладают высоким сопротивлением ползучести. Передел дли-
длительной прочности металла шва при температуре 600° С за 105 ч
составляет около 16 кГ/мм2. Однако при комнатной температуре
швы имеют весьма низкую пластичность (б = 2-г6%) и вязкость
(а„ менее 1 кГ-м/см2), что обусловлено высоким содержанием
в них крупнозернистого б-феррита (рис. 77,а). Б процессе испы-
испытания на разрыв и ударный изгиб при комнатной температуре
образцы таких швов разрушались хрупко; излом образцов был
крупнокристаллический, преимущественно меж кристалл итны й и,
как показали металлографические исследования, без заметных
следов пластической деформации вблизи излома. Низкую пла-
пластичность имели швы такого состава с ниобием @,11—0,20%)
и без него.
Дополнительное введение 0,15—0,25% Ti в шов типа
10Х12НМВ4Ф, а также в шов с ниобием обеспечило значительное
повышение пластичности его (й до 12% и W до 40%); излом та-
130

12
ID
,Ш
^,?0
1 TO
« 60
#50
\
\
\
\
-"^
a
кого металла при растяжении был мелкокристаллический, одна-
однако ударная вязкость шва низка A,0 кГ • MfcM2).
Повышение количества углерода от 0,08—0,09% до 0,12—
0,13% не внесло существенных изменений в кратковременные ме-
механические свойства металла таких швов, увеличивая несколько
сопротивление ползучести. При увеличении содержания углерода
до 0,30% ударная вязкость шва
при комнатной температуре по-
повысилась всего до 2,2 кГ-м/см2,
несмотря на мелкозернистую сор-
битную структуру без следов
структурно-свободного феррита
(рис. 77,6). Не улучшились крат-
кратковременные механические свой-
свойства швов с 3—4% W также при
дополнительном легировании до
4% Ni или 5% Мп. Лишь умень-
уменьшение содержания вольфрама до
до 0,6—1,0% обеспечивало сор-
бнтную микроструктуру металла
шва с минимальным количеством
6-феррита (рис. 77,е) и высокие
кратковременные механические
свойства: ат = 77 кГ/мм2, ов =
= 86 кГ/мм2, б =13%, 4^=48%,
ая = 5 кГ • м/сма. Следовательно,
содержание вольфрама в высоко-
высокохромистых жаропрочных швах
повышать более 1 % не рацио-
рационально.
Исследовали также влияние
титана, ниобия и углерода на кратковременные механические
свойства, стабильность твердого раствора и длительную проч-
прочность высокохромистых швов без вольфрама или с содержанием
его не более 1,0%. На рис. 78 показано влияние титана в хромо-
молибденованадиевых швах на кратковременные механические
свойства при комнатной температуре и длительную прочность
при 600" С за 100 ч. Из приведенных данных следует, что легиро-
легирование металла шва титаном до 0,34% способствует повышению
его пластичности; при этом несколько снижаются пределы проч-
прочности и текучести, а также ударная вязкость. Повышение содер-
содержания титана выше 0,34 % приводит к более значительному
9* 131
Содержание титона,%
5
:. 78. Графики влияния ти-
а на длительную прочность
100 ч при 600° С (а) и крат-
:ременные механические свой-
а (б) при +20° С металла
1 следующего состава, %:
-0,12 С, 0,8-0,9 Мп, 0,3-0,4 Si,
i—1й,0 Сг. 0,9-1,0 Ni, 0,7-0,8 Mo,
0,30-0.36 V.

снижению пределов прочности, текучести и падению ударной вяз-
вязкости. Относительное удлинение и сужение металла при этом
также несколько снижаются. Сопротивление ползучести высоко-
высокохромистых швов типа 10X11НМФ при легировании титаном не-
неуклонно уменьшается. Аналогичное влияние титана на сопротив-
сопротивление ползучести, в том числе при более низких напряжениях,
было также обнаружено на швах типа 10X11НМВФ и
10Х11НМВФБ.
Влияние ниобия и углерода исследовали на швах, химиче-
химический состав, механические свойства и длительная прочность ко-
которых приведены в табл. 22. Из таблицы следует, что высоко-
высокохромистые швы с молибденом, ниобием и малым содержанием
углерода обладают низким сопротивлением ползучести при тем-
температуре 600° С. Дополнительное введение титана в такие швы
способствует еще большему ухудшению сопротивления ползу-
ползучести. Увеличение количества углерода с 0,07% до 0,11—0,12%
приводит к некоторому повышению сопротивления ползучести
металла таких швов. Вместе с тем увеличение углерода до 0,15%
1
2
3
4
5
6
7
8
с
0,07
0,11
0,12
0,12
0,15
0,12
0,!4
0,15
»,
0,70
0,58
1,0
0,73
0,87
0,90
0,87
0,68
s,
0,15
0,27
0,29
0,38
0,32
0,29
0,23
0,20
*„„,
„„„,
Сг N1
11,5
11,2
10,9
ПД
11,0
10,7
10,2
10,7
1,0
0,88
0,82
0,81
1,0
0,8
1,0
0,74
Мо
0,70
0,70
0,70
0,70
0,71
0,83
0,68
0,56
W
_
-
-
-
0,54
0,60
0,65
V
0,30
0,31
0,32
0,34
0,33
0,30
0,28
0,25
т
0,21
0,18
0,16
0,20
-
-
-
0,16
TI
-
0,19
-
-
-

в шве без ниобия и вольфрама не обеспечивает необходимого
сопротивления ползучести.
Нет оснований предполагать, что уменьшение длительной
прочности швов с низким содержанием углерода при введении
ниобия обусловлено растворением последнего в феррите, так как
В. А. Ильина и В. К. Крицкая [65] экспериментально^показали
положительное влияние ниобия в феррите па увеличение в нем
межатомных связей. По эффективности упрочнения феррита пер-
первое место занимает растворяющийся в нем ниобий, затем марга-
марганец, молибден, кобальт [65]. Уменьшают силы связи в решетке
феррита углерод и ванадий. Данных о влиянии титана нет.
Отрицательное действие ниобия и титана в данном случае
обусловлено, по-видимому, тем обстоятельством, что при низком
содержании углерода введение в шов ниобия или, тем более,
ниобия и титана, связывающих углерод в карбиды, способствует
растворению большего количества ванадия в феррите. Вслед-
Вследствие этого межатомные связи в решетке феррита уменьшаются,
возможность диффузионных явлений в металле, находящемся
и длительную прочность в
Таблица 22
и после отпуска
Темпе-
рв^ра,
20
600
20
600
20
600
20
600
20
600
20
600
20
600
20
600
Мсханичес
кГ/мм?
68,0
37,5
58,7
38,4
60,4
45,0
61,5
34,6
84,9
50,5
77,6
34,3
57,9
38,5
83,5
47,5
кгщ*
80,0
43,7
74,2
41,4
78,4
47,3
78,1
38,6
98,6
58,5
86,1
35,0
76,6
44,0
97,4
52,1
не ceofic
..»
15,0
20,0
11,3
21,5
17,0
17,0
14,0
23,8
11,2
14,2
12,9
20,6
18,0
15,3
12,1
14,8
+.«
48,8
71,4
24,9
62,3
54,4
65,0
45,4
78,2
38,6
35,3
48,6
79,8
48,6
59,9
39,4
53,3
6,1
11,0
7,1
5,4
12,2
6,4
13,1
7,7
13,3
4,4
9,2
5,7
11,2
5,5
8,0
Время до ря
6
118
648
149
142
12
114
735
57
2120
ггурсШ
,.
65
140
1257
178
5030
510
2269
,.
126
867
21
4217
8062

Sgg
*!
под напряжением при высоких темпера-
температурах, возрастает, в результате чего со-
• противление ползучести понижается.
Повышение количества углерода в ме-
металле такого состава должно уменьшить
растворенный ванадий в феррите за счет
перевода его в карбиды и, следовательно,
повысить сопротивление ползучести. Дей-
Действительно, как показывает химический
анализ карбидов, электролитически вы-
выделенных из высокохромистых швов
(табл. 23), с повышением содержания
углерода в металле от 0,07 до 0,13% при
неизменном количестве ванадия @,3%)
содержание последнего в карбидах уве-
увеличивается от 0,08 до 0,24% (в твердом
растворе соответственно уменьшается от
0,22 до 0,06%), несмотря на введение
ниобия. Благодаря этому сопротивление
ползучести металла шаа возрастает
. (табл. 22, швы № 6, 7 и 8). Вместе с тем
чрезмерное повышение углерода в шве,
не содержащем ниобия, приводит к умень-
уменьшению сопротивления ползучести (шов
Яэ 5), что обусловлено разупрочнением
феррита в результате перехода хрома, мо-
молибдена в карбидную фазу при длитель-
длительном нагружении металла при высокой
температуре.
Из табл. 23 также видно, что содержа-
содержание ниобия в карбидах зависит от общего
количества его в металле. Так, несмотря
на увеличение углерода в шве от 0,08 до
0,13%, содержание ниобия, связанного в
карбиды, уменьшилось с 0,16 до 0,13%
благодаря уменьшению общего его коли-
количества в металле. При этом практически
весь ниобий, содержащийся в металле,
расходуется на образование карбидов.
Таким образом, для обеспечения мак-
максимальной жаропрочности и необходимых
кратковременных механических свойств

высокохромистых швов соотношение содержания в них карби-
дообразующих элементов и углерода должно быть таким, чтобы
лишь небольшое количество ванадия (не более 0,1%) было бы
растворено в феррите.
Мелкозернистую сорбитную микроструктуру без структурно-
свободного феррита или с минимальным количеством его, а так-
также вполне удовлетворительные кратковременные механические
Рис. 79. Логариф!
до разрушения щ
720° С 10 ч) с
J-0.14 С. 0,87 Мп. 0.23 Si, 10,2 Сг, 1,0 Ni, 0,6В Мо, 0,60 W, 0,28 V; 2-0.1Б С,
0,68 Мп, 0,20 SI, 10,7 Сг, 0.74 N1, O.SS Мо, 0,65 W, 0,25 V, 0,16 Nb; 3-0,12 С, 0,90 Мп,
0,29 Si, 10.7 Сг. 0.8 Ni. 0,83 Но, 0.Б4 W, 0.3 V.
- свойства и длительную прочность (рис. 79) имеют высокохро-
высокохромистые сварные швы, содержащие 0,12—0,15% С, легированные
молибденом в количестве от 0,6 до 0,8% и вольфрамом 0,5—1%
и, кроме того, стабилизированные ванадием @,25—0,35%) или
ванадием и ниобием (до 0,25%). Причем швы, дополнительно
стабилизированные ниобием, обладают несколько более высоким
пределом длительной прочности. Как показывает химический
анализ карбидной фазы и испытание ударной вязкости металла
сварных швов после длительной выдержки при температуре
, 600° С (рис. 80), ниобий способствует большой стабилизации
-I структуры и свойств металла исследуемого состава. Принятая
в опытах температура отпуска 720° С является недостаточной,
вследствие чего в первые 200-—500 ч старения металла обнару-
обнаруживается значительная диффузия некоторых упрочняющих эле-
элементов (молибдена) в карбидную фазу. Позднее была принята
температура отпуска сварных соединений высокохромистых ста-
сталей 730—760° С.
На основании проведенных исследований разработаны две
опытные проволоки с ниобием и без него для сварки в углекис-
углекислом газе мартенситно-ферритных высокохромистых жаропрочных

сталей. Проволока 15Х12НМВФБ (ЭП249) по
ЧМТУ
442—61
ЦНИИЧМ
имеет следующий химический состав, %: 0,13—0,18 С; 0,9 —
1,3 Мп; 0,3—0,6 Si; 11,0—12,5 Сг; 0,9—1,3 Ni; 0,7—1,1 Mo; 0,8—
1.2W; 0,2-0,4 V; 0,15—0,20 Nb и не более чем по 0,03% серы и
фосфора, а проволока 15Х12ГНМВФ (ЭП390) по д^ичм 671~62
содержит, %: 0,12—0,17 С; 0,9—1,3 Мп; не более 0,6 Si; 11,0—
12,5 Сг; 0,6—0,9 Ni; 0,8—1,2 Mo; 0,8—1,2 W; 0,25—0,45 V и не
более чем по 0,03% серы и фосфора. Опыты показали, что равно-
прочность, в том числе и равная длительная прочность, сварных
соединений высокохроми-
высокохромистых сталей ЭИ756,
ЭИ993, ЭИ802 и др. обес-
обеспечивается при сварке в
углекислом газе проволо-
проволокой ЭП390. При использо-
использовании проволок ЭП249
шов получается более жа-
жаропрочный, чем сварные
соединения этих сталей;
разрушение всегда проис-
происходит по зоне термическо-
термического влияния. Эта проволо-
проволока может найти примене-
применение для сварки высоко-
высокохромистых сталей, отли-
отличающихся более высокой
жаропрочностью.
В производственной
практике приходится ис-
исправлять литье из высо-
высокохромистых жаропроч-
жаропрочных сталей путем выруб-
вырубки дефектов и заварки их.
После исправления дефек-
дефектов литье обычно подвер-
подвергают двойной нормализации при температурах 1080 — 1100°С,
10 ч и 1030 — 1060° С, 8 ч и последующему отпуску при 730—
740° С, 5 ч с охлаждением на воздухе. В связи с этим были
исследованы свойства наплавленного металла после указанной
термической обработки, для чего многослойными валиками за-
Рис. 80. Граф!
виды (в % к
(ости F) метэ.
(пунктирные л:
Ю температуры
<ки из м
эв, евяз
пла шва
ЦНИИ) I
600° С,
енен!
анны
i УНХ
15X1
юсле
1Я содер-
х в кар-
)ной вяз-
11НМВФ
1НМВФБ
нагрева

варили раковину. Заварку производили полуавтоматами в угле-
углекислом газе проволокой типа ЭП390. Химический состав наплав-
наплавленного металла, %: 0,12 С, 0,91 Мп, 0,35 Si, 11,5 Сг, 0,56 Ni,
0,72 Mo, 0,88 W, 0,29 V. Кратковременные механические свойства
металла наплавки при комнатной температуре после полной тер-
термической обработки (средние данные): от = 62 кГ/мм2, ав =
= 77 кГ/мм\ й = 19%, V = 57%, аа = 7,7 кГ-м/см2. Длительная
прочность наплавленного металла при температуре 600° С за
100 000 ч составляет 10— 12 кГ/мм2 (рис.81).
Рис. 81. Логариф]
времени до paspyi
15Х11НМВФБ посл<
з Таким образом, проволоку 15Х12ГНМВФ (ЭП390) можно
применять для заварки дефектов литья высокохромистых жаро-
ррочных сталей.
Сварка высокохромвстых
* жаропрочных сталей
под флюсом
Vl Автоматическая сварка под флюсом высокохромистых
жаропрочных сталей применяется при изготовлении в заводских
условиях отдельных секций паропроводов паротурбинных уста-
установок. При этом приходится сваривать стыки толстостенных
труб с глубокой рюм ко-обр а зной разделкой кромок.
При разработке технологии автоматической сварки [102] ис-
использовали опытные проволоки ЭП249 и ЭП390 сплошного сече-
сечения. Необходимо было выбрать флюс, который бы в сочетании
с этими проволоками обеспечивал бы получение металла швов
оптимального химического состава с удовлетворительными меха-
механическими свойствами и хорошей отделимостью шлаковой корки.
Были опробованы флюсы восьми марок: АН-26, АН-30, АН-14,

АН-22, АНФ-6, 48-ОФ-6, опытный нейтральный флюс АН-70
и окислительный АН-17 [70]. При сварке стыков из стали ЭИ756
AХ12В2МФ) толщиной 36 мм и наплавке валиков установили,
что при использовании флюса АН-30 плохо формируется шов,
отделимость шлаковой корки неудовлетворительная. При сварке
под флюсом АН-26 количество кремния в шве увеличивается до
Таблица 24
Химнче<
прово-
ЭП249
ЭП390
48-ОФ-6
АН-17
48-0Ф-6
АН-70
АН-17
с
0,15
0,12
0,16
0,16
0,11
1,10
0,79
1,00
0,91
0,71
с„.р.
S,
0,53
0.25
0,30
0,28
0,23
ние эле
С,
11,23
10,34
11,00
11,30
10,00
0,83
0,85
0,89
0,80
0,75
W
1,12
1,18
0,80
1,10
1,12
0,67
0,70
0|8б
0,89
ом
V
0,40
0,37
0.37
0,33
0,30
Nb
0,11
0,09
0,7—0,8%, в результате чего повышается склонность шва к обра-
образованию трещин. Флюсы АН-14 и АН-22 также оказались непри-
непригодными из-за плохой отделимости шлаковой корки. При сварке
пор флюсом АНФ-6 в сочетании с проволоками ЭП249 и ЭП390
металл шва получается высокой прочности ( оа = 90-г95 кГ/мм2,
низкой пластичности (о = 11,0-?-13,0%, Ч*1 = 35^-38%) и ударной
вязкости (а„= 1~3 кГ-м/см2). При этом даже после повторного
отпуска при 750° С, 5 ч значение ударной вязкости не повышает-
повышается. Удовлетворительные механические свойства сварных швов
обеспечивают флюсы 48-ОФ-6, АН-70 и АН-17, которые использо-
использовали в дальнейших опытах. Химический состав опытных швов
приведен в табл. 24, а механические свойства — в табл. 25. Как
видно из приведенных данных, сварные швы отличаются в основ-
основном по содержанию углерода, ниобия и в значительной степе-
степени — марганца и хрома.
По кратковременным механическим свойствам эти швы удов-
удовлетворяют требованиям, предъявляемым к стали ЭИ756. При
этом швы, выполненные под флюсом 48-ОФ-6, обладают более
высокой прочностью и меньшей пластичностью по сравнению со
швами, сваренными под флюсами АН-17 и АН-70.
На рис. 82 приведен логарифмический график зависимости
напряжения от времени до разрушения. Как видно, длительная
прочность шва, выполненного проволокой ЭП390 под флюсом

АН-70, за 100 000 ч составляет 8 кГ/мм2 (кривая 3) и несколько
уступает свариваемой стали ЭИ756. Шов, выполненный проволо-
проволокой ЭП249 под флюсом 48-ОФ-6, при длительном испытании
имеет низкую пластичность. Это может привести к хрупкому
разрушению соединений паропроводных труб при продолжи-
продолжительной работе в условиях высоких температур. Длительная
Таблица 25
Механиче
под флюс
Марна
проволоки
ЭП249
ЭП390
ские свой
ом (отпус
Марка
48-0Ф-6
АН-17
АН-70
АН-17
тва свар
к при 740—760° С 5
Темпера-
Температура, *С
20
600
20
600
20
600
20
600
600
«т
кПмм*
71,7
48,6
60,0
41,3
54,3
29,0
58,8
39,2
40^5
)
-.
86,0
51,3
78,5
47,3
70,1
30,5
74,0
42,2
42,5
ных дуговой сваркой
14,7
17,6
18,1
20,0
19,4
27,2
18,4
19,3
19,4
42,6
66,0
44,7
69,4
52,7
81,8
60,5
74,9
75,8
в
кГ-м/см*
5,8
13,7
5,5
17,0
8,5
15,1
7,8
16,0
17,5
прочность этого шва находится в пределах 9,5—10 кГ/мм2 (кри-
(кривая /). Швы, выполненные под флюсом АН-17, оказались наибо-
наиболее жаропрочными при 600° С, сохраняя, кроме того, достаточно
высокую пластичность лри испытаниях до 5000 ч. Длительная
прочность швов, выполненных под флюсом АН-17 проволоками
ЭП249 иЭПЗЭО, за 105 ч составляет соответственно II и 10 кГ/мм'
(кривые 2, 4). Так как флюс АН-17 обеспечивает наилучшую
отделимость шлаковой корки, его использовали в дальнейших
опытах.
Исследовалась стабильность структуры и механических
свойств швов, выполненных дуговой сваркой проволоками ЭП249
и ЭГТ390 под флюсом АН-17, а также кратковременные механи-
механические свойства и длительную прочность сварных соединений.
С этой целью сваривали кольцевые заготовки труб из стали
ЭИ756 диаметром 273 мм с толщиной стенки 36 мм многослой-
многослойными швами указанными проволоками диаметром 2 мм с подо-
подогревом до 400°С на режиме: /св = 260-гЗОО a, Ua= 28-^-32 в,
•ойв = I6-M8 м/ч. Затем сварные соединения подвергали отпуску
139

при 740—760° С в течение 5 ч. Химиче-
Химический состав металла швов достаточно
равномерный по всему сечению и поч-
почти не отличается от ранее получен-
полученных данных. В отличие от шва без нио-
ниобия (рис. 83,а) шов с ниобием имеет
сорбитную структуру и содержит до
10% структурно-свободного феррита
(рис. 83,6). Твердость металла этого
шва составляет 250—260 HV (рис. 84,
§¦ кривая /), микротвердость сорбита —
щ. 248—258 кГ/мм2, а феррита 202 кГ/мм2.
© Шов без ниобия имеет сорбитную струк-
| туру с твердостью 245—256 HV (рис. 84,
7 кривая 2}.
4 При кратковременных механических
ь испытаниях сварных соединений, вы-
¦jj полненных под флюсом АН-17, разрыв,
I как правило, происходил по основному
" металлу вдали от шва или на расстоя-
й~ нии 4—5 мм от линии сплавления, где
_ 5г°и основной металл несколько разупроч-
| I g няется в результате воздействия тер-
jj мического цикла сварки. Твердость в
\ этом месте ниже, чем у стали ЭИ756,
i на 8—10 ЯК (рис.84).
; Для оценки стабильности структу-
! ры и свойств металла сварных швов
\ с ниобием и без него исследовалось
i изменение состава карбидной фазы и
' ударной вязкости после длительной вы-
\ держки при 600° С. На рис. 85,а приве-
п „ . j дены средние данные химического ана-
а S "J лиза карбидного осадкз, электролити-
4 и ©° чески выделенного из металла швов,
2 | 9 s подвергшихся старению различной про-
j §- * g должительности при 600° С.
Eg-!* Основной составляющей карбидной
фазы металла является сложный кар-
карбид цементитного типа СгазСб. Кроме того, рентгеноструктурным
анализом обнаружены карбиды ванадия, железа и молибдена,
а в шве с ниобием — также карбид ниобия. В обоих типах швов

;i 750" (J в
e 5 4, X15U.
—-Vj ]V~—
имеется интерметаллидное соединение Fe2W, содержание которо-
которого с увеличением длительности выдержки до 4000 ч при 600" С
несколько возрастает. При этом у шва с ниобием при выдержке до
1500 ч ударная вязкость постепенно снижается до 3 кГ • м/см2,
а затем сохраняется неизменной (рис. 85,в).
Как видно из рис. 85,а, при термическом ста- "
рении до 2000 ч общее содержание карбидов
несколько увеличивается. При выдержке 250
2000—4000 ч карбиды перераспределяются, ^
ударная вязкость остается почти неизмен-
неизменной. 2
После 4000 ч высокотемпературной вы-
выдержки количество связанных в карбиды
элементов, за исключением вольфрама,
остается постоянным. Происходит частич-
частичный распад интерметаллидного соединения Рис- м- Твердость
Fe2W, вольфрам при этом постепенно пере- избегали эйтаз^вы-
ходит в твердый раствор (рис. 85,6). Твер- полненных под 'флю-
дость шва несколько снижается: с ниобием сом АН-17 проволока-
до 243—245 HV, без него —до 230 HV. Та- ми ЭП249 G) и ЭП390
кие небольшие изменения карбидной фазы и 750° С°°Г течений b^
механических свойств исследованных свар-
сварных швов свидетельствуют о достаточной стабильности структу-
структуры металла, обеспечивающей высокую жаропрочность. Длитель-
Длительная прочность сварных соединений при 600° С за 100 000 ч со-
составляет 10 кГ/мм2 (рис. 86). При этом разрыв происходит по
Ш

стали ЭИ756 вдали от линии сплавления или на расстоянии 4—
5 мм от нее, где наблюдается некоторое снижение твердости
и прочности стали. С точки зрения равнопрочное™ в данном
—1
V
с=за
ш
Ы 0.2
б
1 7
I
?№ 3000 4ЙМ 5000
Рис. 85. Изм
ва до 600° С, свнзан-
ллиде (б) и ударной
t АН-17 сварочными
случае более предпочтителен шов без ниобия, у которого предел
длительности прочности за 100 000 ч равен 10 кГ}мм2; кроме того,
86. Логарифмический график а
до разрушения при 600" С i
ф АН-17 проволок
обозначают от
р д р
кенных под ф
(цифры над к
л ЭП249 A) и ЭП390 B)
он обладает лучшей пластичностью при длительных испытаниях
(рис. 82, кривые 2, 4) и ударной вязкостью (рис. 85,е).
Таким образом для автоматической сварки высокохромистых
жаропрочных сталей с 12% Сг можно рекомендовать проволоку

ЭПЗЭО 15Х12ГНМВФ пОцНйМм 671~62 в сочетании с флюсом
АН-17. При необходимости получения швов более высокой жаро-
жаропрочности можно рекомендовать проволоку ЭП249 (с ниобием)
с содержанием углерода не менее 0,15%.
Ручная дуговая сварка
высокохромистых жаропрочных сталев
Для ручной сварки стали ЭИ756 ЦНИИТМАШ реко-
рекомендует электроды марки ЦЛ-32, а для стали ЭИ802 ЦКТИ раз-
разработаны электроды КТИ-10. Обе эти марки электродов после
отпуска при 730—750° С обеспечивают удовлетворительные крат-
кратковременные механические свойства и длительную прочность
сварных швов [163]. Для изготовления электродов применяют
стандартные проволоки. В этих проволоках содержится недоста-
недостаточное количество углерода и малоупрочняющих твердый рас-
раствор элементов. Поэтому для обеспечения требуемой жаропроч-
жаропрочности металла шва в покрытие вводят графит и соответствующие
ферросплавы.
Таблица 26
Химический состав металла швов, выполненных на стали 15Х12В2МФ
(ЭИ756) электродами из проволоки 15Х12ВМНФБ (ЭП249)
с фтористо-кальциевым покрытием без окалины и с железной окалиной
1
2
кузнечной
электродов, %
Нет
3
С
0,12
0,12
0,60
0.51
Хиии
SI
0,25
0,20
Сг
10,6
10,5
остав н
„
0,76
0,76
0,76
0,77
.., «
0,87
0,86
0,»
..«
к.
0,12
0,11
Поскольку разработанные для механизированных методов
сварки проволоки ЭП249 и ЭП390 содержат все необходимые для
легирования шва на жаропрочных сталях элементы, представля-
представляло интерес исследовать свойства швов, выполненных вручную
электродами из этих проволок. Были проверены электроды из
проволоки ЭП249 диаметром 4 мм. Небольшое науглероживание
металла шва за счет мрамора, вводимого в покрытие электродов,
143

Механические свойства металла и
ручной дуговой сваркой опытным!
(отпуск при 750° С 5 ч)
Таблица 27
н ЭИ756
1
:=;.?с
20
600
20
600
"т.
кПмиР
57,5
37,3
63,0
44,3
73,2
39,4
78,0
47,7
*
19,8
25,9
16,0
20,6
Ф-
53,0
79,2
49,1
71,6
нГ-m'jcm*
4,4
12.0
5,2
14,5
при сварке жаропрочных сталей не является вредным, поэтому
в опытах использовали фтористо-кальциевое покрытие простей-
простейшего типа E2—53% мрамора, 41—43% плавикового шпата, 4%
двуокиси титана). В связи с тем, что проволока ЭП249 также,
ручной дугов
ристо-калщи
железной ок
как и ЭП390, обеспечивает требуемые свойства швов при сварке
в окислительных средах (углекислый газ, окислительный низко-
низкокремнистый флюс АН-17), в одном варианте окислительную
способность принятого покрытия несколько усилили за счет вве-
введения 3% железной окалины.
Для получения опытных швов сваривали сталь 15Х12В2МФ
(ЭП756) толщиной 36 мм с рюмкообразной разделкой кромок
несколькими валиками. Опытные стыки подвергали отпуску при
температуре 750° С в течение 5 ч с последующим охлаждением

на воздухе. Химический состав опытных швов приведен в табл. 26,
кратковременные механические свойства — в табл. 27, а графи-
графики, характеризующие длительную прочность,— на рис. 87.
Из приведенных данных следует, что по химическому составу
и механическим свойствам швы, выполненные опытными электро-
электродами, практически не отличаются от швов, сваренных автома-
автоматом. Длительная прочность швов, сваренных этими электродами,
при 600° С за 10s ч составляет свыше 10 кГ/ммг.
Полученные экспериментальные данные свидетельствуют
о возможности использования новых проволок для изготовления
электродов для сварки высокохромистых жаропрочных сталей.

СВАРКА
ВЫСОКОХРОМИСТЫХ
ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ
IV-
12. ВЛИЯНИЕ
ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ
НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА
ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ
Стали, содержащие хрома более 16%, относятся
к ферритному классу и при высокотемпературном нагреве
и охлаждении не претерпевают структурных превращений. Одна-
Однако в стали Х17 при содержании минимального количества
хрома и кремния и максимального никеля, углерода и азота при
нагревании выше 900—950° С происходит растворение карбидов
и нитридов в твердом растворе пограничных слоев зерен и
частичное a-* т-превращение, а при последующем быстром
охлаждении — т -»¦ а-превращение с образованием твердых про-
прослоек по границам зерен феррита. Как показывают опыты, ме-
металл при этом несколько охрупчивается, даже если предшеству-
предшествующий нагрев не привел к перегреву (росту зерна). Последующий
отпуск стали при температуре 760—780° С приводит к выделению
карбонитридов из твердого раствора, разупрочнению стали и по-
повышению пластичности к исходному уровню.
Хромистые 17%-ные стали с минимальным содержанием
углерода, стабилизированные титаном или ниобием и легирован-
легированные молибденом, а также стали с более высоким содержанием
хрома (Х25Т и Х28) при нагреве и охлаждении не претерпевают
структурных превращений. Растворение углерода и азота {кар-
{карбонитридов) в пограничных слоях зерен феррита при нагреве
и последующее быстрое охлаждение могут изменить лишь неко-
некоторые физико-химические свойства таких сталей.
Характерной особенностью высокохромистых ферритных ста-
сталей Х17, 0Х17М2Т, 0Х17Т и Х25Т является сильная склонность
к перегреву — росту зерна при высокотемпературном нагреве.
С повышением температуры нагрева выше 1100° С или при уве-
увеличении продолжительности высокотемпературного нагрева сте-
степень перегрева (размер зерна) ферритной стали возрастает
(рис. 88). Достаточно пятиминутного нагрева при 1250—1300° С,
146

чтобы зерно стали 0Х17Т увеличилось до балла 1—0. Склонность
сталя Х17 к росту зерна еще значительнее. В прямой зависи-
зависимости от степени перегрева (размера зерна) снижается пластич-
пластичность и ударная вязкость металла (табл. 28). Особенно сильная
Рис. 88. Изменение микроструктуры
стали 0Х17Т толщиной 3 мм в зависи-
зависимости от продолжительности нагрева
при температуре 1250—1300° С, ХЮО:
зависимость вязкости и пластичности
от величины зерна наблюдается у тол-
толстолистовой высокохромистой феррит-
ной стали. Так, у стали Х17 и 0Х17Т
г толщиной 10 мм и более при балле зер-
зерна 1—2 ударная вязкость составляет немного больше 1 кГ • м]смг.
Значительный рост зерна в высокохромистых ферритных ста-
НЧЛ П1Л U Я РТЧЧ1 ППи СПОПЛТ1ПТП1111 ТаП\11ИтйР1/ППЛ 1ГШГ1ГН1 ЛП1(М7П
и меньше скорость сварки;, тем крупнее зерно и ниже пластич-
пластичность и вязкость металла в околошовной зоне на участке, при-
примыкающем непосредственно к шву. Рост зерна и степень охруп-
чиаания ферритных сталей, не содержащих карбидообразующие
элементы, при одинаковом тепловложении несколько выше, чем
пластичность (угол загиба) сварного соеди

[ температуре 1250—1300° С
пластичность и вязкость стал1
щиноЙ 3 мм
зависит также от пластичности металла шва [75]. Аналогично
17%-ным хромистым сталям изменяется при воздействии термиче-
термического сварочного цикла микроструктура и механические свойства
Таблица 28 стали Х25Т [96]. С повыше-
повышением температуры испытания
вязкость крупнозернистого
(перегретого) высокохроми-
высокохромистого ферритного металла
(в околошовной зоне) возра-
возрастает (рис. 90) [99] подобно
основному металлу в состоя-
состоянии поставки (см. рис. 8).
Однако абсолютное значение
ударной вязкости при высо-
высоких температурах крупно-
крупнозернистого металла (в око-
околошовной зоне) меньше, чем
мелкозернистого основного
металла в состоянии по-
поставки.
Продолжитель-
Продолжительность нагрева.
Исходное
0,5
1
2
5
10
20
30
8
4
1—2
1
1—0
1-0
0-1
ба°стГ/НИ-
град '
80
80
80
80
80
80
15
00
"н.
12,2
9^5
6,7
4,2
3,3
3,0
1,1
о шво!^соединений стилей V]7
геской дуговой сваркой, Х150.
Вакуумным и электрошлаковым переплавами, которые умень-
уменьшают в металле содержание газов и неметаллических включений,
удается повысить ударную вязкость ферритной стали после про-
прокатки и указанной выше термической обработки, т. е. в состоянии
148

поставки. Однако склонность к перегреву и связанное с этим
охрупчивание при воздействии сварочного термического цикла
такой стали не предотвращается. Так, ударная вязкость улучшен-
улучшенной шлаковым переплавом стали 0Х17Т толщиной 10 мм в ре-
результате роста зерна при воздействии сварочного термического
цикла снизилась с 11,2—12,1 до 1,2—1,6 кГ-м/см2 [99].
Иная картина наблюдается в тон-
тонколистовой стали 0Х17Т толщиной
до 2—3 мм. Как показали опыты,
сварные соединения этой стали как
с аустенитно-ферритным, так и чисто
ферритным швом, например, выпол-
выполнение аргоно-дуговой сваркой воль-
вольфрамовым электродом без присадки,
в отличие от соединений толстоли-
толстолистовой стали, имеют высокую об-
общую пластичность (угол загиба) и
ударную вязкость в околошовной
зоне.
При отсутствии титана или при не-
Температура
достаточном его содержании (q"
Рис. 90. График
ударной вязкое!
['стали 0X1
17Т
автоматической свар-
д флюсом АНФ-6 про-
окой Св-08Х20Н9Г7Т.
< 8, точнее при с +6/7N < 7Д99] вы-
высокотемпературный нагрев (выше
900—950° С) и последующее быстрое
охлаждение ферритных сталей при-
приводит к резкому ухудшению общей коррозионной стойкости ме-
металла и появлению склонности к межкристаллитной коррозии.
В околошовной зоне у линии сплавления со швом сварных со-
соединений таких сталей при воздействии сред повышенной агрес-
агрессивности происходит избирательная коррозия (рис. 91). Коррозия
этого металла в данных условиях имеет преимущественно меж-
кристаллитный характер (рис. 92). Отпуск сварных соединений
при температуре 760—780° С не только улучшает пластичность
металла околошовной зоны, но и повышает его коррозионную
стойкость [75].
Отрицательное влияние высокотемпературного нагрева и бы-
быстрого охлаждения и благоприятное влияние последующего от-
отпуска при 760—780° С на коррозионную стойкость ферритных
сталей известно давно и в настоящее время трудно определить
первоисточник этих данных. Общеизвестным является благо-
149

приятное влияние титана на уменьшение склонности сталей
к межкристаллитнои коррозии после закалки от высоких темпе-
температур. Вместе с тем мнения о природе межкристаллитнои корро-
коррозии ферритных сталей весьма разноречивы. Основые теории,
объясняющие склонность к межкрнсталлитной коррозии феррит-
ферритных сталей после высокотемпературного нагрева и быстрого
охлаждения, следующие: а) тео-
теория выделения неравновесных бо-
богатых железом избыточных фаз
(карбидов) [251, 240, 239, 126];
б) теория образования при высо-
Рис. 91. Внешний вид поверх!
образца сварного соединения стали
IX17T (
говой с
50%-ноЙ
С" = 3.5>
варкой, i
, выполненное
после кипячен
кислоте 200 ч.
нения стали 1Х17Т ( -J = 3,5),
выполненного дуговой сваркой,
после кипячения в 50%-ной
азотной кислоте 200 ч, Х20О.
ких температурах по границам ферритных зерен аустенитных
прослоек, обедненных хромом, которые при охлаждении частично
превращаются в мартенсит [ПО]; в) теория механических напря-
напряжений на границах зерен [250, ПО]; г) теория обеднения границ
зерен хромом вследствие выпадения карбидов [127, 126].
Согласно первой теории, при высокотемпературном нагреве
17%-ной хромистой стали по границам зерен образуется богатый
углеродом аустенит. При последующем охлаждении аустенитные
прослойки оказываются пересыщенными углеродом. В местах
контакта аустенитных прослоек с телом ферритных зерен выпа-
выпадают неравновесные (метастабильные) карбиды типа (Cr, FeOC3,
обогащенные железом и поэтому легкорастворимые в агрессив-
агрессивной среде. При последующем отпуске происходит обогащение
карбидов хромом — превращение их в (Сг, Ре)эзСб, вследствие
чего коррозионная стойкость карбидов резко возрастает и сталь
становится невосприимчивой к межкристаллитнои коррозии.

Вторая теория предполагает образование при высокотемпе-
высокотемпературном нагреве аустенитных прослоек по границам ферритных
зерен (межкристаллитного аустенита) вследствие растворения
углерода и азота (сильных аустенизирующих элементов). Этот
аустенит по сравнению с ферритом обеднен хромом, является
нестабильным и при последующем быстром охлаждении частично
или полностью распадается, превращаясь в мартенсит, вслед-
вследствие чего пассивность границ зерен снижается и сталь оказы-
оказывается склонной к межкристаллитной коррозии.
В работе [250] отвергается теория образования аустештных
(мартенситных) прослоек в 17%-ной хромистой стали и приво-
приводятся следующие экспериментальные данные. Сталь Х17Т с отно-
отношением содержания -^ = 7 после высокотемпературной закалки
не имела аустеиитных {мартенситных) прослоек, однако оказа-
оказалась восприимчивой к межкристаллитной коррозии как в серно-
сернокислом растворе медного купороса, так и в кипящей 65%-ной
азотной кислоте. Такая же сталь с ^- = 9 после такой же термо-
термообработки не имела аустенитной фазы, однако проявила склон-
склонность к межкристаллитной коррозии в кипящей концентрирован-
концентрированной азотной кислоте. Добавка кремния и ванадия в 17%-ную
хромистую сталь предотвращает образование аустенита при вы-
высокотемпературном нагреве, не оказывая, однако, влияния на
восприимчивость к межкристаллитной коррозия. Кроме того,
минимальная температура нагрева, вызывающая восприимчи-
восприимчивость к межкристаллитной коррозии в сталях с 17—27% хрома,
находится в пределах 925—1050° С, в то время как температура
образования аустенитной фазы в сталях с 18% хрома и более
значительно выше [252]. Основываясь на этом, некоторые иссле-
исследователи [250] считают несостоятельной аустенитную гипотезу.
Обнаружив избыточную фазу в закаленной от высоких темпера-
температур и проявляющей склонность к межкристаллитной коррозии
ферритной стали, они выдвинули следующую гипотезу, объясня-
объясняющую механизм межкристаллитной коррозии высокохромистых
ферритных сталей. При быстром охлаждении ферритной стали от
высоких температур, при которых карбиды и нитриды раство-
растворяются в феррите, из пересыщенного углеродом и азотом ферри-
феррита выпадает по границам зерен избыточная фаза (карбиды или
нитриды), создающие в этих местах высокие напряжения, вслед-
вследствие чего границы ферритных зерен становятся неустойчивыми
против воздействия агрессивной среды. Отжиг при температуре
151

760—790° С снимает эти напряжения, сообщая стали первона!
чальную устойчивость против межкристаллитной коррозии.
Исследуя коррозию ферритных сталей с различным содержа-
содержанием титана после высокотемпературного охлаждения, эти же
исследователи [250] пришли к выводу, что титан полностью не
предотвращает межкристаллитную коррозию в этих сталях, а
лишь повышает температуру нагрева, вызывающую восприимчи-
восприимчивость к межкристаллитной коррозии, так как карбиды и нитриды
титана растворяются в феррите при более высоких температу-
температурах, чем карбонитриды хрома. К таким же выводам несколько
раньше пришли И. А. Левин, А. А. Бабаков, Э. В. Лютова [124].
Сторонники теории обеднения ферритных зерен хромом при
выпадании избыточных фаз в процессе быстрого охлаждения
и связанного с этим снижения пассивности пограничных зон
зерен [125, 127, 128, 126] считают, что причиной появления вос-
восприимчивости ферритной стали к межкристаллитной коррозии,
кроме обеднения границ зерен хромом, являются также неравно-
неравновесность выделившихся малостойких карбидов при быстром
охлаждении от высоких температур, повышенное количество же-
железа в этих карбидах, а также возникшие при этом напряжения.
В зависимости от условий, вызывающих потерю коррозионной
стойкости стали, каждый из этих факторов, по мнению исследо-
исследователей, может играть большую или меньшую роль в проявлении
восприимчивости к коррозии.
Автор совместно с Д. В. Дидебулидзе [99] попытался исследо-
исследовать природу межкристаллитной коррозии 17%-ных хромистых
ферритных сталей (табл. 29} при помощи анализа электролити-
электролитически выделенных карбидов, электронно-микроскопического ана-
анализа границ зерен и измерения микротвердости.
Предварительно исследовали стойкость сварных соединений
против общей и межкристаллитной коррозии по стандартной ме-
методике AM в состоянии после сварки и после отпуска при темпе-
температурах 650 и 770° С в течение 2,5 ч. Кроме сварных соединений,
испытывали образцы сталей Х17, 1Х17Т и 0Х17Т после закалки
в воду от 1250—1300° С с выдержкой 3—5 сек и 1 ч, а также
после такой закалки и отпуска при 770° С. Опыты показали, что
сварные соединения сталей 0Х17Т и 0XI7M2T стойки против
межкристаллитной коррозии, а в соединениях сталей Х17 и 1Х17Т
у линии сплавления со швом наблюдается этот вид коррозии.
То же самое обнаруживается после кратковременного общего
нагрева стали до 1250—1300° С (табл. 30). Увеличение времени
высокотемпературного нагрева, значительно превышающего дли-
I

j
1
s
§
4
4
Й
i
?
53
1
oioieoia»
42,0
59,4
66,0
45,6
30,1
36,5
30,1
48,6
о о га oira
0,41
0,49
0,30
1,94
0,40
0 39
0,98
0,36
0,19
17,4
16,9
16,5
17,1
16,2
0,35
0,10
0,41
0,50
0,17
0,56
0,22
0,58
0,60
0,41
0,12
0,08
0,12
0,05
0,09
Х17
Х!7
1Х17Т
0Х17Т
Х17М2Т
II
i
|
?
Is5
si
1
1
178
305*
260
216
255*
210
о* о* о о о о"
0,249
0,137
0,225
0,272
0,033
0.327
J ::::
1 = 1 :sl
1 s s „¦ s s
111*11
?Q fl ГО t— ГО ГО

тельиость термического цикла дуговой сварки в области опасных
температур, вызывает склонность к межкристаллитной коррозии
также стали 0Х17Т, несмотря на десятикратное отношение со-
содержания -? . Последнее подтверждает мнение о том, что титан
лишь затрудняет растворение углерода (карбидов) в твердом
растворе, предотвращая тем самым межкристаллитную корро-
коррозию ферритной стали лишь после сравнительно кратковременно-
кратковременного, например сварочного, нагрева и быстрого охлаждения.
Из данных табл. 30 видно, что по сравнению с исходным со-
состоянием, когда сталь стойка против межкристаллитной корро-
коррозии, после закалки от высокой температуры, сообщившей стали
Х17 восприимчивость к такой коррозии, в карбидах меньшее
количество не только хрома, но и железа. После отпуска закален-
закаленной стали, ликвидировавшем восприимчивость к межкристаллит-
межкристаллитной коррозии, количество и хрома и железа в карбидах законо-
закономерно возрастает. Следовательно, не карбиды железа являются
причиной межкристаллитной коррозии стали Х17 после высоко-
высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения. Уменьшение
количества выделившихся карбидов, повышение микротвердости
и некоторое расширение границ ферритных зерен стали Х17
после закалки, при отсутствии заметных изменений строения
границ зерен стали 0Х17Т после такого же термического воздей-
воздействия (рис. 93), при котором эта сталь сохранила стойкость
против межкристаллитной коррозии, подтверждает мнение о том,
что восприимчивость к межкристаллитной коррозии металла
околошовной зоны ферритной стали обусловливается возникно-
возникновением напряжений в решетке пограничных слоев ферритных
зерен. При этом надо полагать необязательно образование аусте-
нитных прослоек {а ->- т -превращение) в пограничных слоях
ферритных зерен всех сталей этого класса в процессе нагрева
и мартенситных превращений (т -* Af-превращение) при после-
последующем быстром охлаждении. Структурные изменения в погра-
пограничных слоях зерен и обусловленная этим склонность к межкри-
межкристаллитной коррозии после высокотемпературного нагрева
и быстрого охлаждения, по-видимому, возможны в так называе-
называемых полуферритных 17%-ных хромистых сталях при отсутствии
или незначительном содержании в них других ферритизаторов,
а также при наличии небольших добавок никеля либо при повы-
повышенном содержании углерода и азота. Подобное изменение
структуры после воздействия сварочного нагрева и коррозионной
стойкости обнаруживаются также в хромоннкелевом ферритно-

аустенитном металле типа 0Х21НЗТ и Х28АН [85, 89] и отсут-
отсутствуют в 17%-ных хромистых сталях с титаном, ванадием или
повышенным содержанием кремния, проявляющих вместе с тем
микрофотографии границ зерен сталей,
) 1250-1300° С 3-5 сек и охлаждения в воде; 6
ч; Я-0Х17Т после иагрева До 1250—1300* С ¦
восприимчивость к межкристаллитной коррозии. Что касается
образования напряжений в решетке пограничных слоев феррит-
иых зерен, то для этого необходимо, чтобы углерод и азот, нахо-
находящиеся в структурно-свободных карбидах (карбонитридах),
при нагреве стали растворились в твердом растворе в количестве,
значительно превышающем предел растворимости при комнат-
155

ной температуре, а при последующем быстром охлаждении ча-
частично зафиксировались в нем в виде пересыщенного твердого
раствора. Это уже само по себе создает перенапряженность,
искажение решетки. Кроме того, вследствие резкого уменьшения
растворимости углерода и азота в феррите с понижением темпе-
температуры они стремятся выделиться из твердого раствора в виде
карбонитридов при охлаждении металла. Неполное выделение
карбонитридов при быстром охлаждении, когда в какой-то мере
сохраняется когерентная связь между атомами выделяющейся
и материнской фаз, вызывает дополнительные напряжения вслед-
вследствие разности в междуатомных расстояниях решеток этих фаз.
В условиях контактирования с жидкой агрессивной средой
(электролитом) напряженные прослойки в микропорах с нена-
ненапряженным металлом тела зерен являются анодами и быстро
корродируют.
В отдельных случаях может также сказываться некоторое
обеднение пограничных слоев ферритных зерен хромом при зна-
значительном выделении карбидов (карбонитридов), в результате
чего разность электрохимических потенциалов между телом
и пограничным слоем зерна повышается, и межкристаллитная
коррозия усиливается. При этом степень обеднения и его эффек-
эффективность в электрохимическом растворении ферритного металла,
по-видимому, значительно меньше, чем аустенитного, так как
скорость диффузии хрома, а следовательно, и выравнивание его
концентрации по телу зерна, в первом случае во много раз выше,
чем во втором. Несмотря на это, ускорение диффузии хрома
в результате легирования молибденом и, следовательно, предот-
предотвращения обеднения пограничных слоев зерен хромом при выде-
выделении карбидов играет определенную роль в повышении стой-
стойкости против межкристаллитнои коррозии не только аустенитного,
но и ферритного металла. Только этим, по-видимому, объясняет-
объясняется невосприимчивость к межкристаллитнои коррозии сварных
соединений стали Х17М2Т в отличие от стали 1Х17Т с таким же
отношением -^ (см. табл. 29).
Последующий высокий отпуск быстроохлажденной от высо-
высоких температур ферритной стали приводит к завершению выде-
выделения карбонитридов, разрыву когерентной связи между фазой
выделения и материнской фазой и, следовательно, устраняет
местные напряжения в решетке поверхностных слоев ферритных
зерен, а также выравнивает концентрацию хрома по телу зерна,
т. е. ликвидирует причины межкристаллитнои коррозии.
156

13. СВАРКА 17%-НЫХ
ХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ
Принципиальная технология сварки ферритных сталей
с 17% хрома описана автором в ряде статей [75, 87, 99]. Наихуд-
Наихудшими свойствами, особенно коррозионной стойкостью, обладают
сварные соединения стали Х17 или 1Х17Т с недостаточным со-
содержанием титана. При сварке этой стали ферритной проволокой
(табл. 31) для обеспечения равномерной коррозии металла шва
и околошовной зоны с основным металлом необходим отпуск
сварных изделий (рис. 94,а, б). При этом пластичность и вязкость
сварных соединений, хотя и повышается, однако остаются до-
довольно низкими. Причем введение титана в ферритный шов (при
сварке проволокой с титаном) несколько улучшает пластичность
сварного соединения, не оказывая влияния на его вязкость
(табл. 32). При сварке аустенитной проволокой без стабилизи-
стабилизирующих элементов (Св-13Х25Н18) последующий отпуск, повы-
повышая механические свойства сварного соединения (табл. 32)
и улучшая коррозионную стойкость околошовной зоны (рис. 94,6),
сильно понижает общую коррозионную стойкость металла шва
(рис. 94,г). Лучшей коррозионной стойкостью после отпуска об-
обладают швы, содержащие титан и ниобий.
После отпуска или при многослойной сварке сварных соеди-
соединений стали Х17 с аустенитным или аустенитно-ферритным швом,
особенно с более высоким содержанием хрома и других карби-
ктродных проволок и металла многослойных
Пров
Шов
as?
Объект исслелова
олока 0X17 (порош
сваренный прояо
олока 0Х17Т . . .
сваренный провол
Проволока Св-13Х25Н18
Шов. сваренный провод
Св-13Х25Н18
,и.
локой 0X17
окон' 0XI7T
окой'
X
с
0,04
0,09
0,05
0.11
0,13
0,10
мическ
».
1,3
0,70
1,31
0,81
1,55
0,89
й соста
S,
0,80
0,36
0,75
0,40
0,59
0,25
металл
Сг
18,2
17,5
19,0
18,0
25,0
21,3
в шва,
„,
ie оп-
13,4
г,
г
0,97
0,24
-

дообразующих элементов, чем в стали, по линии сплавления (со
стороны шва) происходит некоторое повышение концентраций
i образцов соединений i
углерода за счет диффузии из прилегающей к шву зоны основно-
основного металла (рис. 95). Несмотря на это, пла оо
ги металла фис. аи). пеимшрн на зщ, пластичность сварного
соединения после отпуска выше, чем в состоянии после сварки.
В связи с неудовлетворительными коррозионными свойства-
свойствами соединений стали Х17 в состоянии после сварки эта сталь
обо-
рр
ний стали Х17 в состоянии после сварки эта
в настоящее время почти не применяется для химического

Механические свойства швов н соединений стали Х17,
выполненные дуговой сваркой в углекислом газе в 5 слоев
0X17
0X17T
13X25H18
13X25H18
Режим терми-
Отпуск при
760Х
Тоже
Без отпус-
Отпуск
при 760°С
м
да
31,0
33,0
31,3
28,7
еханичесние свойства
кПММ*
49,7
54,6
57,2
58,6
22,3
24,0
40,0
40,3
металл m
1i
51,3
54,8
42,5
42,3
эа
кГ-мЦи*
0,80
0,56
7,0
8,2
Угол за
смРине°
7
88
62
107
Рис. 95. Микроструктура
№ной 10 мм, Х150:
тпуска при 770° С 2 ч.
рудования. Вместе с тем она находит применение в качестве
жаростойкого материала при умеренных рабочих температурах.
Более перспективной является сталь 0Х17Т, 0Х18Т1 и пока еще
опытная 0Х17М2Т или 0Х17М2Б. Особенно перспективными явля-
являются ферритные стали толщиной до 2—3 мм.
159

Автор совместно с Д. В. Дидебулидзе [99] исследовал сварные
соединения сталей 0Х17Т толщиной 10 мм и 0Х17М2Т толщиной
6 мм (табл. 29). Химический состав опытных швов приведен
в табл. 33, механические свойства сварных швов и соединений —
в табл. 34, а коррозионная стойкость в некоторых средах —
в табл. 35. Все исследованные швы в состоянии после сварки
не склонны к межкристаллитнои коррозии при испытании по
методу AM: кипячение 24 ч в растворе, содержащем 160 г
CuSO4 ¦ 5Н2О + 100 мл серной кислоты (плотности 1,835 г/см3) +
+ 1 л воды + медная стружка (ГОСТ 6032—58).
Из приведенных данных видно, что при сварке стали 0Х17Т
хромоникелевыми проволоками типа 18-8, точнее 19-9 и 19-10,
Таблица 33
сваркой
Марка
мм
0Х17Т,
10
0Х17М2Т,
6
05Х19Н9ФЗС2,'флюс
АН-26 ...'...
08Х20Н9Г7Т, флюс
АНФ-14
Проволока
О8Х19Н1ОБ, флюс
АНФ-14
0Ш9Н9ФБС, флюс
АНФ-14
Проволока
05Х25Н12ТЮ
(ЭП87), флюс АН-26
Электроды ЦЛ-11
Электроды ЦЛ-9
0Х17М2Т, флюс
АНФ-6
ОхТэНПМЗ, флюс
АН-26
05^20НПМЗТБ,
флюс АН-26 ....
0,06
0,07
0,08
0,07
0,06
0,07
0,08
0,08
0,07
3,10
0,58
0,48
0,58
0,74
1,42
0,38
0,70
0,72
мячеек
S,
0,87
0,83
1,20
0,60
0,46
0,40
0,20
0,18
0,70
17,6
17,7
17,3
20,5
19,0
20,8
16,2
16,8
17,8
ав неталла и
4,6
5,0
4,0
7,0
5,4
7,2
0,20
5,8
5,7
0,22
0,11
0,18
0,45
0,17
0,36
0,25
0,38
ва, %
0,60
0,48
0,62
0,64
0,10
0,20
0,40
элемен-
0,7 V
0,1 А1
1,97 Mo
2,2 Mo
2,3 Mo

швы обладают чрезмерно высоким пределом текучести, низкой
пластичностью и вязкостью. Исходя из диаграммы Шеффлера
(рис. 52), это можно объяснить наличием мартенситной фазы
в этих швах вследствие недостаточного содержания в них
1 -образующих элементов (никеля, марганца) и а-образующих
(хрома). Несколько пластичнее шов, выполненный проволокой
05Х19Н9ФЗС2 и содержащий больше а-образующих элементов
(ванадия, кремния). Однако вследствие низкого содержания
никеля этот шов по пластичности и вязкости не удовлетворяет
предъявляемым требованиям.
Таблица 34
Механические свойства сварных швов и соединений,
выполненных иа стали 0Х17Т толщиной 10 ш и 0Х17М2Т толщиной 6 мм
дуговой сваркой под флюсом и ручной сваркой
i
1
0X17T
0XI7M2T
Маркн прово-
тропов
05Х19Н9ФЗС2
08Х20Н9Г7Т
O8XJ9H10B
08Х19Н9ФБС
05Х25Н12ТЮ
ЦЛ-11 ....
ЦЛ-9 ....
0Х17М2Т . .
04Х19Н11МЗ
05Х20Н1ШЗТБ
,¦!
47,5
37,9
95,7
57,5
36,6
43,1
41,3
Не
34,9
36,8
в"
82
77
109
Me
|
4
.3
,1
61,0
73,0
73
68
98
54
,3
,8
ед
,9
,5
галлш
«г
16,8
24,5
5,7
4.0
31,0
17,0
41,9
еляло
14,9
15,9
а
28,7
65,4
19,0
9,2
62,6
20,0
42,0
ь
21,4
28,8
„,
5
.
С
1
15,1
3
3
1*
4*
10,8
8
9
1
5
8
8
4
6
4
1
Свари
41,1
41,4
42,0
49,2
41,8
43,8
50,8
49.3
50,2
Ji
55
114
55
47
150
90
100
80
180
180
S
|
1
1
1
I
0
1
1
а-
Й
.6
,3
.6
,9
,6
2
* Образцы разруш
зерна. При испытании на
>му металлу, а ста
и 0Х17М2Т —по
Удовлетворительные механические свойства сварных соеди-
соединений стали 0Х17Т получаются при автоматической сварке под
флюсом АН-26 или АНФ-14 хромонйкелевои проволокой с повы-
повышенным содержанием хрома и никеля и хромоникельмарганце-
вой проволокой. Практически то же самое получается и при
ручной сварке. Причем вследствие меньшего провара и разбавле-
разбавления основным металлом шов содержит больше никеля и поэтому

пластичнее. Для сварки стали 0Х17М2Т можно применять про-
проволоку 05Х20Н11МЗТБ. При этом предел текучести металла шва
несколько ниже, чем у основного металла. Механические свойства
швов на этой стали, выполненных ферритной проволокой иден-
идентичного состава с основным металлом, низкие.
Таблица 35
Коррозионная стойкость соединений стали 0Х17Т толщиной 10 мм
и 0Х17М2Т толщиной 6 мм, сваренных автоматической и ручной сваркой
я
1
1
0Х17Т
ЭХ17М2Т
0Х17Т
Марки проволоки
05Х19Н9ФЗС2 . .
О8Х20Н9Г7Т . . .
О8Х19Н1ОБ ....
О8Х19Н9ФБС . . .
05Х25Н12ТЮ . . .
ЦЛ-11
0Х17М2Т
04Х19Н1ШЗ . . .
05Х20Н1ШЗТБ . .
Скорост
ь корроз
ни.г/м*.
,свар
¦U СОСД
азотной
1|
1,3*
0,69*
0,85*
1,80*
0,50
A,4.4
0,20
—
0,30
11
Si
0,15
0,10
0,16
0,10
0,10
0,09
—
0,10
1
0,05
0,04
0,04
0,045
—
0,04
?
sg
A 0,4
0 04
0 0,4
0,0,4
—
—
0,03
ё
0,015
0,020
0,010
0,015
0,026
0,012
—
0,015
нений в
уксу
? 1
gi
0,02
0,04
0,14
—
0,07
кислоте
спой
Is
Si
0,012
0,014
0,025
0,025
0,011
0,020
2,26*
0,98*
0,06
0,015
розия равь
мернг
По коррозионной стойкости, особенно в средах повышенной
агрессивности, сварные соединения с хрупкими швами вслед-
вследствие наличия мартенситной фазы уступают соединениям, сва-
сваренным проволоками с повышенным содержанием т -образующих
элементов. Причиной этого является более интенсивная коррозия
металла шва, а также околошовной зоны (рис. 96). Понижен-
Пониженная коррозионная стойкость шва, выполненного проволокой
Св-05Х19Н9ФЗС2, обусловлена также отрицательным влиянием
высокого содержания ванадия и кремния. Сварные соединения
стали 0Х17Т со швами оптимального состава обладают вполне
162

AH-2
удовлетворительной коррозионной стойкостью в азотной кислоте
концентрации до 25% при температуре кипения и в 56%-ной
азотной кислоте при температуре до 80° С, а также в кипящей
уксусной кислоте любой концентрации.
Таким образом, из опробованных аустенитных проволок в ка-
качестве присадочного металла для автоматической сварки под
флюсом стали 0Х17Т и 0Х18Т1 можно рекомендовать две прово-
проволоки - Св-08Х20Н9Г7Т (по ГОСТ 2246-60) и 05Х25Н12ТЮ
(ЭП87 по ЧМТУ 168—59).
Вместе с тем экспериментальные данные показали, что при ис-
использовании рекомендован-
рекомендованных выше проволок не ис- I
черпываются все возможное- I
ти улучшения механических I
и коррозионных свойств свар- |
яых соединений стали 0X17Т. |
Поэтому были проведены д.
опыты по разработке новой р^3цОВ соединения стали°0Х
ПрОВОЛОКИ ДЛЯ сварки ЭТОЙ ной 10 мм, сваренного
стали ПОД флюсом И В угле- Св-05Х19Н9ФЗС2 под флюс
Кислом газе, особенно для после кипячения в 45%-ной азотной кис-
сварки тонкого металла, и
электродов для ручной свар-
сварки. При разработке проволоки руководствовались следующими
соображениями. Из условий компенсации несколько меньшей
коррозионной стойкости литого металла шва по сравнению
с катаной сталью 0Х17Т содержание хрома в проволоке приняли
19—21%. Для связывания углерода в карбиды с целью предот-
предотвращения межкристаллитной коррозии шва при повторных на-
нагревах (многослойная сварка, ремонт дефектов шва) в проволоку
ввели ниобий и небольшое количество ванадия, а для уменьше-
уменьшения выгорания элементов при сварке под флюсом АН-26 и осо-
особенно в углекислом газе — алюминий. Для определения опти-
оптимального содержания никеля изготовили и испытали несколько
порошковых проволок с различным его содержанием. Определя-
Определяли ударную вязкость однослойных швов, сваренных под флюсом
АНФ-6 этими проволоками. Опыты показали (рис. 97), что для
получения удовлетворительной вязкости шва с 17—20% хрома
необходимо обеспечить в нем содержание 7—8% никеля. Для
этого в проволоке с 19—21% хрома должно содержаться 14—
16% никеля. На основании этих опытов была предложена про-
проволока марки Св-08Х20Н15ФБЮ (ЭП444 по ЧМТУ/ЦНИИЧМ

/
/
/
849—63) следующего состава, %:¦ не более 0,10 С, 1,0—2,0 Мп,
не более 0,8 Si, 19—21 Сг„ 14-^16 N1, 0,5—0,9 V, 0,9—1,5 Nb, 0,4—
0,8 А1, не более 0,025 S и не более 0,03 Р.
Опытной проволокой сварили стыковые соединения стали
0Х17Т толщиной 10 и 4 мм автоматической сваркой под флюсом
АН-26 и в углекислом газе, а также электродами АНВ-9 из этой
проволоки с фтористо-кальцевым по-
покрытием простейшего типа: мрамора
48%. плавикового шпата 45%, двуокиси
титана 6%.
Химический состав проволоки и
опытных швов приведен в табл. 36, ме-
механические свойства швов и соедине-
соединений — в табл. 37 и коррозионная стой-
стойкость сварных соединений — в табл. 38.
Приведенные данные свидетельству-
свидетельствуют о том, что разработанная проволока
Св-08Х20Ш5ФБЮ (ЭП444) как при
сварке под флюсом, так и в углекис-
углекислом газе стали 0Х17Т обеспечивает
вполне удовлетворительные механиче-
механические свойства сварных швов и соедине-
соединений. Аналогичные свойства имеют швы,
сваренные вручную толстопокрытыми
электродами из этой проволоки.
Коррозионные свойства металла
шва, выполненного этой проволокой,
в наиболее агрессивной окислительной
среде не уступают свариваемой стали (рис. 98). Металл около-
околошовной зоны стали 0Х17Т в кипящей азотной кислоте имееет
пониженную коррозионную стойкость, несмотря на более чем
9-кратное превышение содержания титана по сравнению с угле-
углеродом. Коррозионная стойкость исследованных сварных соеди-
соединений в азотной кислоте любой концентрации при температуре до
70—80° С вполне удовлетворительная. Опыты, проведенные ав-
автором и Д. В. Дидебулидзе совместно с Укрниипродмаш, пока-
показали, что соединения стали ОХ17Т или OX18TI, сваренные по оп-
оптимальной технологии, обладают хорошей коррозионной стой-
стойкостью в большинстве агрессивных продовольственных сред,
в которых отсутствуют ионы хлора. Эти стали толщиной до Змм
и разработанная технология сварки внедряются в различные от-
отрасли продовольственного машиностроения.
164
Рис. 97. График влияния
содержания никеля на
ударную вязкость метал-
0.06-0,07 С, 0,68-0,78 Мп,
0.46—0.51 Si, 17,8-19,! Сг,
0,24-0,28 Т). 0,46-0.67 Nb.
0,40-0,46 V, 0,15-0,21 AI
(сварка стали 0Х17Т под
флюсом АНФ-6 порошковой
проволокой}.

ленных на стали ОХГГТ ТолщиноТ"?л
томатической сваркой под флюсом и в
Объект исследовании
)8^°20Ш5ФБЮ (ЭП444)
Шов, сваренный под
флюсом АН-26 ....
Шов, сваренный в СО,
Шов, сваренный элек-
электродами АНВ-9 (из про-
проволоки ЭП444) ....
Химический состав металла швов, я
С
0,08
0,08
0,09
0,09
„„
1,63
1,10
0,95
0,98
SI
0,42
....
0.32
0,34
с,
20,1
18,6
18.5
18,1
N1
14,5
8,3
8,9
7,9
Nb
1.15
0,70
0.68
1,0
V
0,87
0,45
0,49
0,67
л,
0,42
0,06
Сле-
Следы
0,03
Механические свойства металла швов и соединений стали 0Х17Т
толщиной Ю.и-и, сваренных проволокой 08Х20Ш5ФБЮ под флюсом
и в углекислом газе и ручными электродани
Про
флю
Про
СО,
Элек
Сварочные материалы
олока 0
АН-26 .
олока 0
троды АН
Х20Н15ФБЮ,
Х20Н15ФБЮ,
В-9
Меха
кГ/мм*
34,0
32,6
35,3
ннчеснн
ав, ^
67,5
67,0
59,7
сво
i
31
40
йст
6
1
30,0
а сварных швов
Ф
45
48
38
5
1
6
аи.
9,8
10,1
11,8
Угол заги
нив, град
160
170
130

Коррозионная стойкость в азотной к
сваренных под флюсом, в углекисло
(скорость коррозии в г/мй • ч)
Таблица 3
и 0X17Т,
Проволока 08Х20Н15ФБЮ,
флюс АН-26
Электроды АНВ-9 ....
Сталь 0Х17Т
Азотная кислота
50
0,036
0,037
0,023
.....
ки„ЯЩаЯ
3,6
0,57
56и-ная
0,038
„п.„„
-
0,71
0,046
0,045
0,047
7,00
1,^9
Следует также отметить,
что при крайней необходи-
необходимости тонколистовая сталь
QX17T может быть сваре-
сварена аргоно-дуговой сваркой
без присадки или с при-
присадкой ферритной проволо-
проволоки Св-Х17Т. Необходимость
сварки этой стали высоко-
хромистой безникелевой про-
проволокой или такими же элек-
электродами может быть обус-
обусловлена самим химическим
процессом, протекающим в
аппарате. Например, для ка-
каталитического дегидрирова-
дегидрирования бутана и диэтилбензола
оборудование должно быть
из безникелевой стали, сва-
сваренное ферритными безнике-
безникелевыми электродами, так как
никель изменяет процесс в сторону получения побочных ненуж-
ненужных продуктов.
166
08Х20Н15ФБЮ, после ж
56%-ной азотной кислоте npi
ре кипения fa; и 70° С (б).
:рату-

В большинстве же случаев высокохромистые стали можно
сваривать хромоникелевыми и хромоникельмарганцевыми прово-
проволоками и электродами.
Для сварки толстолистовой стали 0Х17Т, наряду с проволокой
08Х20Н15ФБЮ, можно успешно применять хромоникельмарган-
цевую проволоку и электроды из нее с таким же запасом аусте-
нитности, например, проволоку 06Х20Н12Г8Б, содержащую
0,8—1,4% ниобия.
14. СВАРКА
СТАЛИ Х25Т
Ферритная сталь Х25Т в виде трубок и листов раз-
различной толщины (до 30—40 мм) применяется в металлургиче-
металлургической промышленности в качестве жаростойкого (окалиностойко-
го) материала для изготовления оборудования, работающего без
значительных нагрузок при температурах до 1100° С в средах
как не содержащих, так и содержащих сернистые газы.
В опытах по разработке технологии сварки [96] использовали
листовую сталь Х25Т толщиной 10 мм следующего состава:
0,08% С, 0,60% Мп, 0,50% Si, 24,8%. Сг, 0,48% Ti. Механические
свойства стали в состоянии поставки: от = 44,6 кГ/мм2, ов =
= 55,2 кГ/мм2, 6 =24,3%, Ч* = 64,9%, а„ = 8,2 кГ-м/см* (на-
(надрез поперек проката). Мелкозернистая структура и высокие
механические свойства стали получены благодаря новой техно-
технологии ее изготовления (низкотемпературная прокатка с последу-
последующим длительным отжигом и закалка при 760—780° С), разра-
разработанной ЦНИИЧМ совместно с волгоградским заводом «Крас-
«Красный Октябрь».
Подобно 17%-ным хромистым сталям сталь Х25Т при воз-
воздействии сварного термического цикла проявляет склонность
к сильному росту зерна и связанному с этим охрупчиванию. По-
Поэтому для ее сварки также следует использовать хромоникеле-
вый присадочный металл (проволоку, электроды), обеспечиваю-
обеспечивающий получение в шве аустенитно-ферритной структуры. Кроме
того, для окалиностойкости шва, равной основному металлу, со-
содержание хрома в наплавленном металле должно быть не менее,
чем в стали. Опыты показали, что при меньшем содержании
хрома в шве в условиях высоких температур даже при кратко-
кратковременной выдержке происходит сильное его окисление (рис.99).
Для автоматической сварки этой стали целесообразно использо-
использовать флюс АН-26, так как повышение содержания кремния в шве

за счет перехода из этого флюса полезно из условий жаростой-
жаростойкости. Химический состав исследованных швов, выполненных на
стали Х25Т различными вариантами технологии сварки, приве-
приведен в табл. 39, а механические свойства — в табл. 40.
Приведенные данные еще раз подтверждают, что, несмотря
на низкую ударную вязкость металла околошовной зоны, пра-
правильным выбором присадочного металла и режима сварки мож-
можно обеспечить достаточно высокую общую пластичность сварных
ис. 99. Внешний вид рц р д
вом, содержащим 21,6% Сг, 4,4% Ni, 0,65% Si, в
варкой электродами ЦЛ-11, после 50-часовой вы
атмосфере воздуха.
сваренного
,4% Ni, 0,65
50
соединений ферритной высокохромистой стали, в том числе
и стали Х25Т. Пластичность сварных соединений стали Х25Т
(рис. 100) находится в прямой зависимости от пластичности ме-
металла шва, которая, в свою очередь, зависит от его микрострук-
микроструктуры, точнее от соотношения в нем количества аустенитной
и ферритной фаз. Последнее определяется содержанием никеля
в присадочном металле при данном принятом содержании хрома
и режимом сварки. С увеличением содержания никеля в прово-
проволоке и уменьшением сварочного тока возрастает количество
аустенитной фазы в шве (табл. 39), измельчается его микро-
микроструктура, уменьшается размер ферритного зерна (рис. 101)
и повышается пластичность и вязкость (табл. 40). Наилучшие
механические свойства металла сварных швов и соединении ста-
стали Х25Т обеспечиваются при автоматической однопроходной
(двухсторонней) сварке под флюсом АН-26 проволокой типа
25-18 и при ручной сварке на умеренных режимах электродами
типа ЭА-2 или ЭА-2Б (из проволоки Св-07Х25Н13). При автома-
автоматической сварке проволоками типа 25-12 и 25-13 и при ручной
сварке электродами из проволоки Св-13Х25Н18 (марки ОЗЛ-9)
швы и сварные соединения получаются менее пластичными. Шов,
выполненный электродами ЦЛ-11, имеет низкую ударную вяз-
вязкость вследствие низкого содержания никеля.

Б
I
i
as
в" я
II
У
разл
I
1
1
1
|
„
г
о
?
1!
Способ
а)***
II
Е*
is
9В
|
0,12
2
24,0
2
g
о
8
О
I11
'?!]-
щ ¦
феррита) -
В
и
0,30
2
24,5
1,05
8
8
О
IS.
1|
0X25
Is
О
|
24,0
0.52
«>
о
о
1 '¦
щ
феррита)
*
То же
0,17
3
о
о
24,1
0,65
о
-"
S
о
S.
1
s
Ручв
феррита)
То же
8
О
_
о-
24,6
0,80
2
S
1
феррита)
Я
*
1
о
1
10,8
24,2
0,44
Р
о
ОЗЛ-9
троды
0,3,
S
О
21,6
0,65
«
о'
ЦЛ-11
g
5

С повышением пластичности и ударной вязкости металла шва
несколько возрастает ударная вязкость образцов сварных соеди-
соединений с надрезом по линии сплавления.
Рие. 100. Испытанные на изгиб образцы сварных eoej
Х25Т, выполненные автоматической сваркой под флюсе
волокой Св-13Х25Н18 (а) и Св-07Х25Н13 (б).
Проверка исследуемых сварных соединений на стойкость
против межкристаллитной коррозии по методу AM показала
(после кипячения образцы загибали по шву и по зоне термиче-
термического влияния), что все швы, за исключением сваренных прово-
проволокой CS-13X25H18 и электродами из этой проволоки (ОЗЛ-9),
стойки против этого вида коррозии.

Механические свойства с
выполненных различными
Способ сварки,
сварочные иатериалы
Автоматическая прово-
проволока Св-07Х25Н13, флюс
АН-26
То же, проволока
ОХ25Н12ТЮ (ЭП87) . .
¦CB-I3X25HlV. ....
Ручная, электроды
ЦЛ-9* ........
То же, электроды
ЦЛ-9"
То же, электроды ЦЛ-11
арных
вари а
Механх
,.|
57,9
57,1
41,4
40,3
43,2
43,6
«тами т
ческие
д
73,1
72,4
66,4
51,1
69,9
62,5
соед
В0ЙСТВ
*
15,3
14,0
37,5
20,4
41,3
14,8
огни дугово!
аиета
»
27,6
23,5
43,5
37,5
41,2
26,0
Л
8,6
9,0
11,7
9,3
20,0
3,7
сварки
52,4***
-
53,7
70,6
68,4
60,8
Угол загк-
92
88
180
90
180
65
68
ш
0,8
1,1
1,2
1.2
2,2
* /,„= 160—170 о
' /СЕ= 120—130 а
• Испыть
рек и
а разрыв по 2—3 обраг
Характерно, что сварные швы, выполненные проволокой 25-18
и электродами из нее, проявляют восприимчивость к межкри-
сталлитной коррозии, несмотря на наличие в них ферритной
фазы. Как будет показано ниже, наличие в аустенитных низко-
низкоуглеродистых швах 3—8% ферритной фазы предотвращает меж-
кристаллитную коррозию. В даном же случае склонность к меж-
кристаллитной коррозии швов обусловлена повышенным содер-
содержанием углерода @,11—0,14%) в них.
171

Следует также отметить, что при сварке изделий из стали
Х25Т толщиной 14 мм и более с жестко закрепленными соедине-
соединениями в отдельных случаях наблюдали образование трещин
Рис. 101. Микроструктур.
Рис. 101. Микроструктура металла сварных швов, выполненных
Х25Т автоматической сваркой под флюсом АН-26 на обычных
проволокой Св-07Х25Н13 (а) и Св-13Х25Н18 (б) ручкой свар
тродами ЦЛ-9 на повышенном (в) и пониженном (г) токе, Х1
режим
ркой эле
150.
в околошовной зоне и вдали от шва. Предварительный и сопут-
сопутствующий местный подогрев основного металла в зоне соедине-
соединения до температуры 150—200° С предотвращал образование
трещин.

СВАРКА
АУСТБНИТНЫХ
НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
15. ВЛИЯНИЕ
ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ
НА СВОЙСТВА АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
В отличие от ферритных аустенитные хромоникелевые
и хромоникельмарганцевые стали при воздействии сварочного
термического цикла почти не претерпевают роста зерна. Поэтому
охрупчивание металла у линии сплавления со швом у этих ста-
сталей весьма незначительно (рис. 102). Несколько снижается
ударная вязкость металла околошовной зоны сварных соедине-
соединений из сталей, нестабилизированных титаном или ниобием, на-
например сталей 0X23HI8, 1Х25Н16Г6АР (рис. 102) или Х17АП4
[196]. С понижением температуры испытания степень охрупчива-
ния металла в этом участке околошовной зоны становится замет-
заметнее. При сварке вследствие кратковременного пребывания в кри-
критическом интервале температур охрупчивание металла намного
меньше, чем при отпуске.
Следует, однако, учитывать, что при многократном термиче-
термическом воздействии, например при многослойной сварке нетолстого
металла, повторных исправлениях дефектов шва и др., снижение
ударной вязкости металла в околошовной зоне может оказаться
значительным. Охрупчивание возрастает с повышением содер-
содержания углерода в стали, а также количества ферритной фазы
в ней свыше 10%.
При воздействии термического цикла сварки ударная вяз-
вязкость изменяется менее существенно, чем коррозионная стойкость
большинства аустенитных сталей, особенно в средах повышенной
агрессивности. Причем наиболее интенсивное понижение корро-
коррозионной стойкости сварных соединений наблюдается в участках,
непосредственно примыкающих к шву, а также в участках, рас-
расположенных по обе стороны шва на некотором расстоянии от
него (рис. 103). Коррозия сварного соединения у линии сплавле-
сплавления со швом (участок 2) получила название ножевой, так как
развивается вглубь металла на сравнительно узком участке, пре-
претерпевающем, как правило, двойной нагрев при двухсторонней
173

сварке: выше 1250—1300° С при выполнении первого шва и затеи
повторно до температур в интервале 500—800° С при выполнении
второго шва с обратной стороны соединения [146]. Значительно
слабее корродирует металл у линии сплавления со вторым швом.
Последующий отпуск сварных соединений в интервале темпера-
температур 600—700° С усиливает корро-
коррозию в этом участке с обоих сто-
сторон сварного соединения как со
стороны первого, так и со сторо-
стороны второго шва. Ножевой корро-
коррозии подвергаются преимуществен-
преимущественно сварные соединения хромо-
никелевых аустенитных сталей,
стабилизированных титаном. Во
втором участке сварного соедине-
соединения металл претерпевает корро-
коррозию на более широкой зоне, на-
нагреваемой в процессе сварки до
¦л ударной в
в различи
7-0X23HI8; 2 - 1Х25Н16Г6ДР; S-
Х1ТН13М2Т; 4 - Х14П4ИЗТ; 5 -
0Х17Н5Г9АБ (автоматическая свар,
ка под флюсом].
%
ю
40
20
л
/
а
_—'
Л
температур в интервале 500—800° С.
Некоторое снижение общей коррозионной стойкости металла
может произойти во всей зоне термического влияния, нагревае-
нагреваемой при сварке выше 500° С, при условии последующего весьма
медленного охлаждения, благодаря которому из твердого раство-
раствора (аустенита) будут выделяться карбиды хрома. Более отчет-
отчетливо снижение коррозионной стойкости металла все же прояв-
проявляется в отмеченных двух участках околошовной зоны. По своему
характеру коррозия металла в этих участках является межкри-
174

сталлитной (корродируют в агрессивной среде пограничные слои
зерен), однако причины, ее вызывающие, различны.
Рассмотрим кратко существующие представления о причинах
коррозии металла в различных участках околошовной зоны свар-
сварных соединений аустенитных сталей, обратив особое внимание
на межкристаллитную коррозию металла во втором участке
околошовной зоны.
Межкристаллитная коррозия сварных соединений аустенит-
аустенитных сталей. Аустенитные хромоникелевые и хромоникельмарган-
цевые стали, содержащие более 0,01—€,02% углерода и не содер-
содержащие карбидообразующих элементов — титана, ниобия—либо
при недостаточном их содержании, приобретают склонность
к межкристаллитной коррозии после относительно длительного
нагрева в интервале температур 500—800° С или при медленном
охлаждении от температур 900—1100° С. В таких условиях нагре-
нагрева и охлаждения может оказаться при сварке как металл шва,
так и участки основного металла, расположенные от шва по обе
стороны на некотором расстоянии от него. В опасном интервале
температур металл может находиться длительное время при
многослойной (многопроходной) сварке, сварке с повышенной
погонкой энергией (сварка мощной дугой на малых скоростях
и с поперечными колебаниями электрода, электрошлаковая свар-
сварка), сварке изделий с перекрещивающимися соединениями, при
многократном исправлении дефектов шва и др.
К мерам предотвращения межкристаллитной коррозии аусте-
аустенитных сварных швов относятся: введение в шов ниобия или
титана либо одновременно того и другого для связывания угле-
углерода; обеспечение наличия в шве ферритной фазы; легирование
металла шва элементами, ускоряющими диффузию хрома
в аустените. В практике часто комплексно используют все эти
способы либо два из них.
При стабилизации аустенитных сварных швов титаном содер-
содержание его должно в 7—8 раз превышать избыточное содержание
углерода, а при стабилизации ниобием количество последнего
в металле должно в 9—11 раз превышать избыточное содержание
углерода.
Роль ферритной фазы в повышении стойкости сварных аусте-
аустенитных швов против межкристаллитной коррозии состоит в сле-
следующем:
1) измельчается зерно и возрастает количество зерен в ме-
металле, вследствии чего увеличивается общая протяженность
поверхности их границ, количество выделяющегося в виде кар-
175

бидов углерода из единицы площади поверхности зерен при этом
уменьшается, благодаря чему уменьшается также и степень
обеднения пограничных слоев зерен хромом;
2) ферритные зерна, располагающиеся между аустенитными
зернами и в определенной мере окружающие последние, препят-
препятствуют воздействию агрессивной среды на границы зерен аусте-
нита, предотвращая таким образом развитие коррозии вглубь
металла. Этот метод широко применяется для предотвращения
межкристаллитной коррозии аустенитных сварных швов, тем бо-
более, что присутствие ферритной фазы предотвращает также
образование горячих трещин в них.
Необходимое количество ферритной фазы в аустенитном шве
{обычно 3—8%) обеспечивается дополнительным легированием
хромоникелевых сварных швов такими ферритизаторами, как
молибден, ванадий, кремний.
Влияние молибдена, ванадия и кремния на стойкость аусте-
аустенитных швов против межкристаллитной коррозии состоит не
только в обеспечении ферритной фазы. Молибден и особенно ва-
ванадий частично связывают углерод в карбиды, предотвращая тем
самым выделение карбидов хрома из твердого раствора. Кроме
того, молибден, ванадий и кремний, растворенные в аустените,
усиливают диффузию хрома в твердом растворе, способствуя вы-
выравниванию содержания его по телу зерна, несмотря на выделе-
выделение карбидов хрома при нагреве в критическом интервале тем-
температур.
Однако влияние ферритной фазы в шве на предотвращение
межкристаллитной коррозии более действенно, чем усиление
диффузии хрома в твердом растворе чистоаустенитных швов за
счет легирования молибденом, ванадием или кремнием. Доста-
Достаточно отметить, например, что аустенитная сталь 0Х23Н28МЗДЗТ,
несмотря на присутствие молибдена, может стать восприимчи-
восприимчивой к межкристаллитной коррозии после провоцирующего нагре-
нагрева при 700—750° С продолжительностью более 20—30 мин [53].
К тому же не во всех случаях нержавеющую сталь и сварной шов
целесообразно легировать повышенным количеством молибдена,
кремния и ванадия. Прежде всего необходимо иметь в виду, что
легирование молибденом сварных швов на хромоникелевых ста-
сталях при сварке аппаратуры, предназначенной для эксплуатации
в азотной кислоте, недопустимо из условий обеспечения требуе-
требуемой общей коррозионной стойкости металла. То же самое в неко-
некоторой мере относится и к двум другим элементам. Как будет
показано ниже, ванадий и кремний при содержании их более

чем по 0,8% также ухудшают общую коррозионную стойкость
металла шва в окислительных жидких средах повышенной агрес-
агрессивности, например в концентрированных растворах азотной
кислоты при повышенных температурах. В связи с этим целесо-
целесообразнее обеспечивать требуемое количество феррнтной фазы
в шве за счет связывания углерода титаном и ниобием, а также
за счет некоторого повышения содержания хрома при данном
содержании никеля или повышения количества хрома (до 20—
22%) и понижения никеля. Причем повышение содержания хро-
хрома и понижение никеля целесообразно в швах, работающих
в окислительных средах при температурах, не превышающих
300° С. При этом количество ферритной фазы можно не ограни-
ограничивать 7—8%, как это обычно принято из условий предупрежде-
предупреждения образования а-фазы и связанного с этим охрупчивания ме-
металла, а допускать до 50—60%. Снятие ограничения количества
ферритной фазы в шве облегчает выбор сварочной проволоки
и электродов, а также, как указывалось выше, повышает стой-
стойкость сварных швов против образования горячих трещин.
Что касается предотвращения межкристаллитной коррозии
в околошовной зоне сварных соединений аустенитных сталей, то,
как отмечалось в гл. I, в практике для этого ограничивают со-
содержание углерода или связывают его в карбиды титана или
ниобия за счет легирования стали этими элементами. При этом
полностью предотвратить межкристаллитную коррозию после
провоцирующего нагрева в опасном интервале температур не
удается, однако увеличивается продолжительность нагрева для
восприимчивости к коррозии. Реже, исходя из экономических
соображений и в ряде случаев из-за трудности осуществления,
применяется закалка изделий от температур, при которых про-
происходит растворение карбидов хрома (аустенизация), или стаби-
стабилизирующий отжиг при 850—875° С.
Ножевая коррозия сварных соединений аустенитных сталей.
В отличие от коррозии в удаленном от шва участке ножевая кор-
коррозия у линии сплавления со швом происходит у сталей, стаби-
стабилизированных титаном, а иногда и ниобием [146]. Автор в своих
опытах [88] ножевую коррозию в сварных соединениях стали
0Х17Г9Н5АБ (ЭП55) не обнаружил. Как отмечалось, коррозии
подвержен преимущественно металл у линии сплавления с пер-
первым швом (рис. 104). Последующий отпуск сварного соединения
при 650° С способствует развитию ножевой коррозии и со стороны
второго шва (рис. 104,6). Коррозия по своему характеру являет-
является межкристаллитной (рис. 105).
12 13 177

Ножевую коррозию многие исследователи объясняют следую-
следующим образом. При высокотемпературном нагреве стали (свыше
1250—1300° С) карбиды титана диссоциируют, и углерод и титан
растворяются в твердом растворе аустенита: первый по типу вне-
внедрения, второй — по типу замещения, распределяясь при этом
более-менее равномерно по всему зерну. При последующем на-
нагреве в интервале 600—700° С происходит выделение углерода из
. 104. Ножевая коррог
стали Х18Н10Т в км
кислоте после 200 ч
Ряс. 105. Межкристаллит-
ная ножевая коррозия у ли-
твердого раствора, причем преимущественно в виде карбидов
хрома, так как вследствие замедленной диффузии титана в аусте-
ните (по сравнению с углеродом) количество его в пограничных
слоях зерен оказывается недостаточным для связывания всего
количества выделяющегося углерода. Вследствие выделения кар-
карбидов хрома пограничные слои зерен обедняются последним,
и сталь оказывается восприимчивой к межкристаллитной кор-
коррозии.
По-видимому, на усиление коррозии пограничных слоев зерен
оказывают также влияние напряжения, возникающие в решетке
твердого раствора при выделении избыточной фазы. Отмеченное
выше отсутствие ножевой коррозии сварных соединений стали
0Х17Г9Н5АБ, несмотря на ее несколько большую восприимчи-
восприимчивость к межкристаллитной коррозии, чем стали Х18Н10Т (ввиду
расходования части ниобия на образование нитридов), можно
объяснить тем, что ниобий, в отличие от титана при высокотем-
высокотемпературном нагреве труднее растворяется в аустените, а раство-
178

ряясь в твердом растворе, сосредоточивается преимущественно
в пограничных слоях зерен, ниобия здесь оказывается достаточно
для связывания всего углерода, диффундирующего к границам
зерен при отпуске, и карбиды хрома не выделяются. Выделение
карбидов ниобия из твердого раствора происходит значительно
быстрее, чем карбидов титана. Вследствие этого напряжения,
возникающие в решетке, в первом случае во много раз меньше,
чем во втором. Коррозия металла у линии сплавления со вторым
(последним) швом, хотя и значительно слабее, чем со стороны
первого шва, обусловлена тем же выделением карбидов хрома
и титана и связанным с этим обеднением хромом пограничных
слоев зерен и образованием напряжений в них. Однако благо-
благодаря меньшему выделению карбидов при быстром охлаждении
металла от высоких температур, эффект обеднения хромом,
а следовательно, и коррозия металла меньше, чем при последу-
последующем отпуске.
Чем больше титана при данном содержании углерода в стали
сверх установленного предела для предотвращения обычной
межкристаллитной коррозии, тем меньше вероятность ножевой
коррозии сварного соединения. Как будет показано ниже, ноже-
ножевая коррозия в сварных соединениях предотвращается, если со-
содержание углерода в свариваемой стали не превышает 0,02—
0,03%.
Таким образом, наиболее действенным способом предотвра-
предотвращения охрупчивания и восприимчивости к избирательной корро-
коррозии аустенитных сталей при воздействии сварочного термическо-
термического цикла является снижение содержания углерода до уровня,
близкого к пределу стабильной растворимости его в твердом
растворе аустенита при комнатной температуре. В связи с этим
в последние годы стараются освоить производство и расширить
применение для аппаратов различных химических производств
аустенитных сталей с весьма низким содержанием углерода (до
0,03%).
В зарубежном химическом машиностроении такие стали уже
сейчас находят все возрастающее применение.
Однако, как будет показано ниже, хромоникелевые аустенит-
ные стали с весьма низким содержанием углерода также не ли-
лишены недостатков, касающихся чувствительности к сварочному
термическому циклу.
Коррозионная стойкость металла околошовной зоны сварных
соединений аустенитных сталей с низким углеродом. Опыты по-
показали [105], что в околошовной зоне сварного соединения
12* 179

стали 000Х18Н11 (с 0,02% С) при испытании в кипящей 50—
65%-ной азотной кислоте имеет место более интенсивная корро-
коррозия (рис. 106,а), чем коррозия той же стали (основного металла),
не претерпевшей термического воздействия при сварке. Загиб
образцов после коррозионных испытаний (угол загиба по около-
околошовной зоне составил 180°) показал, что по своему характеру
коррозия этого металла не является межкристаллитной. При
Рис. 105. Внешний вид поверхности образцов сварных
000Х18Н11 fa) и 00Х18АН10 F) после коррозионных не
65%-ной азотной кислоте.
металлографическом анализе заметных изменений структуры
этого металла при обычных увеличениях обнаружено не было.
Оставалось предположить, что более интенсивная коррозия ме-
металла в околошовной зоне обусловлена упругими напряжениями
в решетке металла и деформированием его в процессе сварки —
наклепом вследствие низкой сопротивляемости исследуемой ста-
стали возникающим сварочным напряжением. Пластическая дефор-
деформация металла в околошовной зоне сварных соединений в данном
случае вполне возможна, так как напряжения как продольные,
так и поперечные в этой зоне сварных соединений хромоникеле-
вой аустенитной стали превышают 26—28 кГ/мм2 [186]. Причем
с повышением сварочного тока напряжения увеличиваются и при
токе 120 а достигают вблизи шва 30 кГ/мм2.
Кривые напряжений при этом вблизи шва имеют срезанный
вид, что свидетельствует о их релаксации вследствие пластиче-
пластической деформации металла в этом месте. Действительно, как по-
показали измерения, под воздействием сварочных напряжений
микротвердость металла в околошовной зоне в данном случае
возрастает в среднем с 175 до 225 кГ/мм?. В условиях воздей-
воздействия сред повышенной агрессивности напряженный и наклепан-

ный металл околошовной зоны в макропаре с металлом, распо-
расположенным вдали от шва, является анодом и растворяется более
интенсивно. Можно было предположить, что упрочнение твердого
раствора (аустенита) должно повысить сопротивляемость метал-
металла деформации при воздействии сварочных напряжений и тем
1лей с песьи
Таблица 41
1нем углерода
«„„.,.
О00Х18Н11
ООХ18АН10
11
с
0,020
0,035
Мп
0,80
0,75
S:iS
с,
17.5
18.0
N1
11.0
9,0
0,028
0.265
самым предотвратить наклеп и сосредоточенную коррозию ме-
металла в околошовной зоне сварных соединений. Элементами-
упрочнителями твердого раствора аустенита в данном случае мо-
могут быть хром, марганец и азот. Последний является наиболее
энергичным упрочнителем аустенита, не оказывая прямого дей-
действия на коррозионную стойкость. В связи с этим была выплав-
выплавлена и исследована низкоуглеродистая хромоникелевая сталь,
Таблица 42
Марка
ОО0Х18Н1
0ОХ18АН1
кие свой
0 '. '. '.
тва опытн
То™.
8
11
ых стал
"т.
25.2
40,8
с весьма
"н.
54,5
71,3
низки
•¦
68
54
л содержанием
»
4
3
,,«
78,6
75,0
угле
32
35
рода
%»¦
,1
,2
дополнительно легированная азотом. Прокатку и термообработку
опытной стали производили аналогично сталям типа 18-10. Хи-
Химический состав хромоникелевых сталей с весьма низким содер-
содержанием углерода без азота и с азотом приведен в табл. 41, а ме-
механические свойства — в табл. 42. Для испытания коррозионной
стойкости сварных соединений сваривали стыки толщиной 11 мм
автоматической сваркой под флюсом АН-18 проволокой
Св-02Х19Н9. Внешний вид образцов сварных соединений этой

стали после коррозионных испытаний показан на рис. 106, а гра-
графики твердости различных участков сварных соединений хромо-
никелевых низкоуглеродистых сталей без азота и с азотом — на
рис. 107.
Из приведенных данных видно, что введение азота в низко-
низкоуглеродистую аустенитную сталь повышает характеристики проч-
прочности и мало отразилось на ее пластичности. Вследствие
повышения предела текучести пред-
предотвращается наклеп металла около-
околошовной зоны (твердость основного
металла вдали от шва и у шва оди-
одинакова), благодаря чему коррозия
сварного соединения, не считан шва,
даже в наиболее агрессивной среде
равномерная.
Таким образом, исходя из усло-
условий равномерности коррозии свар-
сварного соединения, а также для повы-
повышения характеристик прочности с
целью экономии металла за счет
уменьшения сечений нагруженных
элементов аппаратуры, целесообраз-
целесообразно испо.
_._
-1
г
\
\
51
\
V
2
Микротвердость
участков сваряо-
¦льзовать сталь с весьма низ-
низким содержанием углерода, легиро-
легированную азотом в количестве 0,15—
/-00Х18АНЮ; 2-000Х18НП. 0,25%. Вместо стали О00Х18НП
для изготовления ряда аппаратов
химической промышленности целесообразно применять сталь
000Х18АН10. Исходя из тех же соображений, следует легировать
азотом хромоникелевые низкоуглеродистые стали с более высо-
высоким содержанием хрома и никеля, а также низкоуглеродистые
(до 0,03% С) хромоникельмолибденовые коррозионностойкие
стали.
Введение азота в хромоникелевые стали не повышает их
общую коррозионную стойкость, а лишь предотвращает сосредо-
сосредоточенную коррозию сварных соединений в околошовной зоне.
Для повышения коррозионной стойкости таких сталей в окис-
окислительных средах необходимо увеличить содержание хрома
в них.

16. СВАРКА ХРОМОНИКБЛЕВЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Сварка сталей Х18Н9Т и 0Х18Ш0Т. Несмотря на то,
что хромоникелевые стали типа 18-10 A8-8) применяются для
изготовления химической аппаратуры уже давно, в технологии
их сварки имеют место частые нарушения, вследствие чего
сварные швы в ряде случаев корродируют с большей скоростью
против установленной, и изделия преждевременно выходят из
строя и требуют частых ремонтов.
Анализируя нормативные материалы и различные технические
условия на изготовление химической аппаратуры, а также со-
состояние технологии сварки на некоторых заводах химического
машиностроения, можно заключить, что интенсивная коррозия
сварных швов и сокращение службы химической аппаратуры
между ремонтами обусловлены в ряде случаев неправильным
выбором присадочных материалов (проволок, электродов) как
при сварке новых аппаратов, так и при их ремонте. При выборе
сварочных проволок и электродов проектные организации и за-
заводы-изготовители аппаратуры руководствуются стремлением
обеспечить прежде всего стойкость швов против межкристаллит -
ной коррозии, определяемой по стандартной методике в лабора-
лабораторных условиях, путем высокого легирования швов на упомяну-
упомянутых сталях ванадием B—3%.) и кремнием A,5—2,0%) без учета
влияния этих элементов на общую коррозионную стойкость.
Б. И. Медовар и Н. А. Лангер отмечают отрицательное влияние
высокого содержания ванадия в хромоникелевом шве на общую
коррозионную стойкость его в азотной кислоте. С другой сторо-
стороны для автоматической сварки стали Х18Н9Т рекомендована
проволока Св-05Х19Н9ФЗС2 [148]. Стандартами предусмотрены
проволоки Св-08Х19Н9Ф2С2 и Св-05Х19Н9ФЗС2 и электроды из
этих проволок, например, типа ЭА-1Ф2 марок ГЛ-2, ЦЛ-2Б2,
ЭА-606/11 для сварки сталей 18-10. Иногда для сварки сталей
XI8H10T и 0Х18Н10Т заводы применяют электроды, легирован-
легированные молибденом,—ЭА-400/10У и НЖ-13. Между тем известно,
что молибден оказывает отрицательное влияние на общую кор-
коррозионную стойкость металла шва в окислительных средах типа
азотной кислоты, особенно после повторного нагрева в критиче-
критическом интервале температур (рис. 108). Автором [92, 88] установ-
установлено отрицательное действие ванадия и кремния при содержании
их более чем по 0,8% на общую коррозионную стойкость хромо-
никелевых и хромоникельмарганцевых швов в концентрирован-
концентрированной азотной кислоте.

Приведем некоторые результаты опытов, проведенных авто- I
ром * по выбору проволоки для автоматической сварки под 1
флюсом и в углекислом газе стали Х18Н10Т. Отрицательное
влияние молибдена в данном случае отчетливо видно из рис. 108.
щей 65%-но{
I OX18H10MT (с 0,84% Мо) :
Химический состав швов, выполненных различными проволо-
проволоками, приведены в табл. 43, механические свойства сварных
швов и соединений — в табл. 44 и их коррозионная стойкость —
в табл. 45.
Таблица 43
Химический состав швов, выполненных на стали Х18Н10Т
автоматической сваркой под флюсом АН-26 и в углекислом газе
Марка проволоки
н защитная среда
Св-08Х19Н9Ф2С2,
Св-07Х18Н9ТЮ, '
?люс
флюс ....'..
0Х19Н9ФБС
(ЭИ649), флюс . .
ОХ2Ш7БТ (ЭП5О0),
флюс
0Х20Н9С2БТЮ
ЭП156), углекис-
Св-08Х20Н9Г7Т,
углекислый газ
с
0,07
0,07
0,07
0,06
0,07
0,08
0,09
Мп
1,25
1,30
1,51
0,93
1.2
1,2
4,10
Хи
Si
1,2
1,30
0,59
1,05
0,79
1,0
0,72
нически
Сг
18,8
18,1
18,8
18,6
20,0
19,0
19,0
состав
Ю
8,5
8,2
8,6
9,1
7,4
9,4
9,1
шва, %
V
0,95
—
_
0,47
—
—
0,66
0,43
0,41
0,63
—
¦п
0,19
0,21
0,19
0,26
0,20
0,26
0,29
А1
0,27
_
0,25

Табяь
8Н10Т,
ии?^т?но^Г*
Св-08Х19Н9Ф2С2,
флюс
Св-О7Х18Н9ТЮ,
флюс
СВ-О8Х19Н1ОБ,
флюс
0Х19Н9ФБС, флюс
0Х21Н7ТЮ, флюс
0Х20Н9С2БТЮ, уг-
:в-08Х20Н9Г7Т,
II
It
5—6
2-3
1,6—2,0
7-7.5
12— И
4—5
—
Механические свойств» металла шва
29,5
26,9
25,7
31,8
27,9
41,2
39,2
58,2
56,3
53,9
60,4
61.6
68,7
62,1
*
48,7
53,6
48.5
44.1
46,9
38,9
47,1
*
63,2
55,4
64,6
45,0
47,1
47,4
57,8
в-с
15,4
13,2
12,8
10,2
15,5
8,6
11,3
сЛ™
Л
60,5
56,4
60,5
59,3
66,7
—
Н
180
180
180
180
150
160
180
Коррозионная стойкость сварны
Ма
Св-08Х19Н9Ф2С2. флюс . .
Св-07Х18Н9ТЮ, флюс . . .
СВ-08Х19Н10Б, флюс ....
0Х19Н9ФБС, флюс
0Х21Н7БТ, флюс
ОХ20Н9С2БТЮ,углекислый газ
СВ-О8Х2ОН9Г7Т, углекислый
газ
х соединений
аркой
Потерн
кислот
стали XI8
HI ОТ,
под флюсом АН-26 н в
в весе.
раалич
е;м'-ч, сварных сое
ной концент
SO
0,004
0,004
0,004
0,003
0,004
0,003
—
70°С
0,011
0,010
0,014
0,013
0,010
0.010
0,015
кипени*
0,45
0,79
0,24
0,24
0,21
0.41
—
рации, *
углеки
линекий
слом газе
в азотной
ипературах
65
arc
0,017
0,007
0,006
0,005
0,004
0,007
—
70»С
0,035
0,020
0,016
0,020
0,017
0,026
0,025
«.„...,
6,7
7,7
4,8
5,9
4,8
Примечание. Межкристаллитная коррозия швов в состояни
арки и провоцирующего нагрева при 650° С в течение 2,5 ч отсутствс
илючением шва, выполненного проволокой Св08Х20Н9Г7Т в угл
5е, после указанного наг
при 650 С в течение 2,5 ч отс
проволокой Св-08Х20Н9Г7Т

X18H10T после коррозионных испыта-
испытаний в кипящей 65%-ной азотной кис-
кислоте Соединения сварены дуговой
сваркой под флюсом ДН-26 проволо-
а — Св-08Х19Н9Ф2С2; 6 — СИ-07Х18Н9ТЮ;
в — СВ-08Х19Н10Б; г - 0Х19Н9ФБС; д -
0Х21Н7БТ.
На рис. 109 представлены
фотографии образцов сварных
соединений после коррозион-
коррозионных испытаний в 65%-ной ки-
кипящей азотной кислоте, в ко-
которой наиболее отчетливо про-
проявляется различие в корро-
коррозионной стойкости шва и ос-
основного металла (вдали от
шва, не претерпевшего воздей-
воздействия термического цикла свар-
сварки). Коррозия металла у линии
сплавления со швом была рас-
рассмотрена выше.
Из приведенных данных
видно, что механические свой-
свойства всех исследованных швов
вполне удовлетворительные за
исключением шва, сваренного
в углекислом газе проволокой
0Х20Н9С2БТЮ (ЭП156), пла-
пластичность и вязкость которого
значительно ниже, а предел те-
текучести выше, чем у прочих
швов и основного металла. По-
Последнее обусловлено прежде
всего чрезмерно высоким со-
содержанием кремния, а также
карбидообразующих и алюми-
алюминия. Для получения требуемого
количества карбидообразую-
карбидообразующих элементов в шве (с учетом
действия кремния и алюминия
на уменьшение их выгорания)
для стойкости металла шва
против межкристаллитной кор-
коррозии содержание кремния и
алюминия в проволоке ЭП 156
можно уменьшить на 50—60%
(см. приложение). Коррозион-
Коррозионная стойкость сварных соедине-
соединений, выполненных всеми опро-

бованными проволоками, удовлетворительна в азотной кислоте
концентрации до 65% при температуре до 70—80° С. При этом
коррозия сварных соединений равномерная. При температуре
кипения уже при концентрации азотной кислоты 50% некоторые
швы имеют несколько более низкую коррозионную стойкость по
сравнению с основным металлом. К таким относятся швы типа
0Х19Н9ФС2, выполненные проволокой Св-08Х19Н9Ф2С2, и
0Х18Н8СТЮ, выполненные проволокой Св-07Х18Н9ТЮ. Корро-
Коррозия этих швов усиливается при повышении концентрации кипя-
кипящей азотной кислоты (рис. 109,я, б). Как показывают опыты,
особенно интенсивно в данных условиях корродируют швы после
повторного нагрева при 650° С. Аналогичное явление наблюдает-
наблюдается у швов с повышенным содержанием марганца, нестабилизиро-
ванных карбидообразующими, например швов, выполненных ду-
дуговой сваркой проволокой Св-08Х20Н9Г7Т. Все другие швы,
сваренные проволоками Св-08Х19НШБ, 0Х19Н9ФБС и
06Х21Н7БТ, по коррозионной стойкости даже в кипящей 65%-ной
азотной кислоте не уступают основному металлу (рис. 109, в, г, д),
причем не только в состоянии после однопроходной сварки, но
и после провоцирующего нагрева при температуре 650° С. Общие
потери образцов этих сварных соединений в данных условиях
могли бы быть меньшими, если бы не столь интенсивно корроди-
корродировал металл по линии сплавления. Интенсивно корродирует
шов. легированный алюминием при содержании хрома менее
19% и сваренный под флюсом проволокой Св-07Х18Н9ТЮ. По-
Повышение в таком шве содержания хрома до 19—20% при сварке
в углекислом газе проволокой Св-08Х20Н9С2БТЮ улучшает его
коррозионную стойкость.
Таким образом, для автоматической сварки под флюсом
АН-26, а также АНФ-14, АНФ-6, 48-ОФ-6 сталей Х18Н9Т,
Х18Н10Т и 0Х18Н10Т целесообразно применять проволоки
Св-08Х19Н10Б, 04Х22Н10ТБ (ЭП541), 0Х19Н9ФБС и 0Х2Ш7БТ
(см. приложение, табл. 2). В последней проволоке следует по-
повысить содержание никеля до 8—9%. Эти же проволоки можно
применять при аргонодуговой сварке этих сталей. Для сварки
в углекислом газе можно применять проволоки 0Х20Н9С2БТЮ,
0Х19НФБС (ЭИ649) или 04Х22Н10ТБ (ЭП541). Для повышения
ударной вязкости металла шва в проволоке Св-08Х20Н9С2БТЮ
следует уменьшить содержание кремния до 1,1—1,5%. При
сварке изделий, предназначенных для эксплуатации в слабых
агрессивных средах, можно использовать также проволоку
Св-08Х19Н9Г7Т.
J87

автоматичесв
00X18Н10
0ООХ18НП
00ОХ18АН10
0Х23Н18
ой и ручной дуговой сваркой
Сварочные иате-
Проволока
Св-02Х19Н9,
флюс АН-18
Тоже
06Х25Н19Б,
флюс АН-18
флюс АН-18
Электроды из
проволоки
000Х18АН1О*
С8-07Х25Н13,
флюс АН-18
Проволока
Св-13Х25Н18,
флюс АН-18
с
0,04
0.03
0,03
0,04
0,03
0,09
0,08
X
Мп
0,50
0,56
0,20
0,72
0,60
1,53
1,67
инческ
„
0,45
0,40
0,25
0,30
0,20
0,47
0,50
й соста
Сг
17,5
18,0
20,3
17,3
17,0
23,5
25,0
швов.
N1
9,2
10,4
14,4
10,3
10,0
13,3
17,6
Nb
_
-
0,35
-
_
-
N
0,07
0,25
0,25
_
'Mat
хром
покры'
Для ручной сварки этих сталей предназначены электроды
ЦЛ-11 и ЦТ-15 из проволоки Св-08Х19Н10Б с дополнительным
легированием хромом через покрытие.
Сварка сталей 00X1SH1O, 000Х18Н11 и 000Х18ДН10 может
выполняться автоматом под флюсом АН-18 на умеренных режи-
режимах (при минимально возможных погонных энергиях сварки)
проволокой Св-02Х19Н9 или лучше 000Х19АН10. При исполь-

лсханичсские свойства '
Ст
Ш
Св
Ст
11
Ст
аль 00Х18Н1О . . .
эв, сваренный прово
02Х19Н9 под флю«и
аль 000Х18Н11 . . .
о в, сваренный прово
02Х19Н9 под флюсо
аль 000Х18АН10 . .
Шов, сваренный прово
000Х18АН10 под флюсо
Шов типа О00Х19АН1О,
Ю0Х18АН10 И3. ?°В°Л
Ст
Ш
Св
аль 0Х23Н18 ....
эв, сваренный провол
-07Х25Н13 под флю
13Х25Н18 под Рфлю
ромоннкелев
-
ОКОЙ
АН-18 . .
ОКОЙ
АН-18. .
окой
л АН-18. .
сваренный
сом АН-18
ом АН-18
jx сталей и с
II
20
-196
20
-196
20
—196
20
-196
20
—196
20
20
20
20
20
,!
27,7
61,6
26,1
45,2
25,2
43,8
21,5
55,9
41,4
103,0
34,0
39,9
29,6
27,2
26,2
арных
,!
57,3
154,3
59,4
136,8
54,5
142,5
49,4
154,3
76,9
163,2
57,3
58,2
60,8
52,7
51,1
шве
:
в
61,5
49,3
4
68,4
42,0
62
29
53
55
51
32
1
7
0
9
1
4
56,1
38
35
2
4
»
75,8
57,8
48,3
12,9
78,6
66,0
66,0
49,8
67,0
56,7
61,1
47,8
76,6
46,6
47,4
|
29,4
21,3
22,1
8,6
32,1
16,5
21,4
35,9
12,9
17,7
14,5
35,0
14,1
13,3
зовании проволоки с азотом обеспечиваются более высокие
характеристики прочности, стойкость против образования горя-
горячих трещин металла шва, а также коррозионная стойкость
{табл. 46,47, 48).
189

Коррозионная
сваренных авт
Марна стали
0ОХ18Н10
О00Х18Н11
ОО0Х18АН1О
оматнч
ть соединений хромокикел
ской сваркой под флюсом
с.,™,, «„.„™
Проволока Св-02Х19Н9, флюс
АН-18
Прово
АН-18
Прово
АН-18
Прово
АН-18
000X1;
пока Св-02Х19Н9, флюс
лока О6Х25Н19Б, флюс
лока 000Х18АН10, флюс
одуз проволоки
евых
и PJ
ч™ИэЛ
ктрода
тснперату
0,0085
-
-
-
™-с
0,037
0,041
0,035
0,028
0,031)
ми
,¦*'•«.
к„Пе
3
4
1
2
2
ВпРИ
0
4
9
8
9
Аналогичную технологию (флюс АН-18, идентичные с основ-
основным металлом проволоки) можно рекомендовать и для сварки
сталей 0Х23Н18, 000Х19АН16 и им подобных.
Вместе с тем с целью обеспечения равнопрочное™ сварного
соединения и максимальной стойкости сварных швов против
образования горячих трещин для сварки хромоникелевых, в том
числе и азотосодержащих чистоаустенитных, сталей наиболее
целесообразно применять хромоникельмарганцеазотистую прово-
проволоку, например 000Х21Н16АГ8, в сочетании с флюсами АН-26
или лучше АНФ-14 или АНФ-6.
Для ручной сварки нержавеющих хромоникелевых, в том
числе азотосодержащих, сталей с весьма низким содержанием
углерода при изготовлении химического оборудования можно
применять электроды ЦЛ-11 или лучше электроды из проволоки
идентичного с основным металлом состава с рутилофлюорито-
кальциевым покрытием, состоящим из минимального количества

мрамора (8—15%), повышенного количества двуокиси титана
B0—30%), плавикового шпата C5—65%) и гематита или без
него, а в отдельных случаях и с небольшим количеством окиси
хрома. При сварке такими электродами науглероживание ме-
металла шва и повышение содержания кремния в нем не происхо-
происходит даже при использовании в качестве связывающего силиката
натрия (см. гл. II). При отсутствии азотосодержащей проволоки
можно использовать стандартную проволоку Св-02Х19Н9 с со-
содержанием углерода по нижнему пределу (не более 0,03%) с до-
дополнительным легированием металла шва азотом через покры-
покрытие путем введения в него азотированных низкоуглеродистых
хрома и марганца. При этом шов несколько дополнительно ле-
легируется не только азотом, но также и хромом, что повышает его
коррозионную стойкость, не ухудшая механических свойств,
в том числе ударной вязкости. При этом, благодаря легированию
азотом, сохраняется аустенитная структура металла. Дополни-
Дополнительное легирование хромом тем более целесообразно при введе-
введении в покрытие гематита, магнетита или железной окалины для
компенсации его выгорания из проволоки (см. гл. II). Легирова-
Легирование же марганцем повышает стойкость металла шва против
образования горячих трещин. При этом количество окислов желе-
железа в покрытии должно быть меньше, чем в покрытии без
марганца.
17. СВАРКА
ХРОМОНИКЕЛЬМОЛИБДЕНОВЫХ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Для ручной сварки сталей Х17Н13М2Т и X17HI3M3T
в СССР применяют электроды марок ЭА-400/10У и НЖ-13.
Электроды НЖ-13 обеспечивают более высокую стойкость ме-
металла шва против межкристаллитной коррозии благодаря стаби-
стабилизации его ниобием [193]. Для автоматической сварки этих
сталей предназначены стандартные проволоки Св-04Х19Н11МЗ
и Св-06Х19Н10МЗТ, которые обычно применяют в сочетании
с флюсами АН-26, АНФ-14, 48-ОФ-6 или АНФ-6. При этом в швах
содержится мало карбидообразующих элементов, вследствие
чего после провоцирующего нагрева при 550—750° С уже в тече-
течение 0,5—1,0 ч они становятся восприимчивыми к межкристаллит-
межкристаллитной коррозии. Стабилизирующему отжигу эти швы подвергать
нельзя из-за охрупчивания вследствие образования а-фазы.

С целью повышения стойкости швов против меж кристалл ит-
ной коррозии для автоматической сварки хромоникельмолибде-
новых аустенитных сталей предложена проволока 0Х20Н11МЗТБ
(ЭП89) [148]. ВНИИПХИМнефтеаппаратуры из этой проволоки
разработал электроды марки СЛ-28 (см. приложение).
В табл. 49—51 приведены данные М. А. Сердюка и И. Б. Ни-
колаюка по сварке под флюсом стали Х17Н13МЗТ. Кроме отме-
отмеченной выше пониженной ударной вязкости шва с ниобием, все
исследованные сварные соединения имеют удовлетворительные
механические свойства и коррозионную стойкость. Швы и свар-
сварные соединения сталей Х17Н13М2Т и Х17Н13МЗТ достаточно
коррозионностойки в серной кислоте концентрации до 5% при
температуре до 50° С и концентрации до 20% при температуре
до 30° С. После провоцирующего нагрева в интервале 550—750° С
коррозионная стойкость швов ухудшается. Следует отметить,
что при автоматической сварке жестких соединений стали
Х17ШЗМЗТ толщиной более 16—20 мм на повышенном токе
в швах могут образовываться горячие трещины (особенно при
использовании проволоки 0Х20Н11МЗТБ) даже при наличии
ферритной фазы в них. Опыты автора, проведенные совместно
с М. А. Сердюком, показали, что в этом случае успешно можно
применять хромоникельмолибденомарганцовистую проволоку
00Х18НИП0МЗ или лучше О0Х18НПП0МЗБ. При этом швы по
коррозионной стойкости несколько уступают основному металлу.
При использовании для сварки стали 0Х17Н16МЗТ (ЭП580)
стандартных проволок Св-06Х19НШМЗТ и Св-04Х19Н11МЗ швы
по коррозионной стойкости уступают основному металлу из-за
недостаточного содержания никеля и отсутствия стабилизирую-
стабилизирующих элементов. При использовании же проволоки 0Х23Н28МЗДЗТ
швы значительно более коррозионностойки, чем основной металл.
Швы, выполненные на стали 0Х17Н16МЗТ проволокой такого же
состава, по общей коррозионной стойкости близки к основному
металлу, однако проявляют склонность к межкристаллитной
коррозии после провоцирующего нагрева. Для предотвращения
межкристаллитной коррозии и обеспечения равной с основным
металлом общей коррозионной стойкости можно применять
проволоку 00Х17Н16МЗБ в сочетании с флюсом АН-18 или элек-
электроды из этой проволоки. При этом необходим тщательный
контроль швов на сплошность (отсутствие горячих трещин).
В таблицах 49—51 приведены также данные автора и его
сотрудников [103] по сварке стали 0Х23Н28МЗДЗТ (ЭИ943)
и 00Х17Н16МЗБ. Как отмечалось в гл. II, для сварки этой стали

Хнмнч
и хроо
нручн
ескнй соста
tOHRKejibMOj
ой дуговой
шбденои
сваркой
выполненнь
геднстой ста
IX на хромоннк
лях автонатиш
ельмолибден
2СКОЙ
Марка сваркваеной
Х17Н13М2Т
Х17Н13МЗТ
0ОХ17Н16МЗБ
0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭИ943)
Проволока Св-04Х19Н11МЗ,
флюс АН-26
Проволока Св-04Х19Н11МЗ,
Проволока Св-06Х19Н10МЗТ,
Проволока 0Х20Н1ШЗТБ
(ЭП89), флюс АН-26
Проволока О0Х17Н16МЗБ,
флюс АН-18
Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ,
флюс АНФ-6
Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ,
флюс АН-18
Проволока ОО0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭП516), флюс АНФ-6
Проволока 000Х23Н28МЗДЗТ,
флюс АН-18
Электроды ОЗЛ-17
с
0,0b
0,07
о,оь
0,05
0,04
Мп
0,7
0,79
0,30
0,37
0,40
0,42
0,43
0,36
st
l.'i
1,4
0,29
0,35
0 ,16
0,35
0 У/
0,54
Химич
Cr
18,0
17,5
20,5
16,5
22,6
23,1
23,0
22.8
22,0
СКИП СО
N1
12,6
12,0
15,9
26,4
26,2
26,2
26,3
26,4
став urn
Мо
1.9
3,0
3,2
2,4
2,7
2,7
2,8
2,6
в, %
—
—
—
2,3
2,9
2,8
2,9
3,1
0,21
0,21
—
0,33
0,21
0.38
Kb
—
0,62
0,70
—
-
—

Механические свойства сварных швов и соединений хром<
сталей, сваренных дуговой сваркой
Марке свариваемой
Х17ШЗМ2Т
Х17Н13МЗТ
О0Х17Н16МЗБ
0Х23Н28МЗДЗТ
Сварочные мэтериялч
Проволока СВ-04Х19НПМЗ,
флюс АН-26
Проволока Св-04Х19Н11МЗ,
флюс АН-26
Проволока СВ-06Х19Ш0МЗТ,
флюс АН-26
Проволока 0Х20Н1ШЗТБ
(ЭП89), флюс АН-26
Проволока О0Х17Н16МЗБ,
флюс АН-18
Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ,
флюс АНФ-6
Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ,
флюс АН-18
Проволока О00Х23Н28МЗДЗТ
(ЭП516), флюс АНФ-6
Проволока 0О0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭП516), флюс АН-18
Электроды ОЗЛ-17
ферри-
шве.
4,0
6,0
7,8
9,3
0
0
0
0
0
0
s
27,7
45,2
48,7
47,1
34,0
24,6
26,3
30,3
26,9
30,7
3
56,3
63,2
65,6
65,2
50,0
52,6
52,0
«.-
52,7
,4V •>
26,8
29,7
41,4
48,9
29,0
30,1>
44,0
39,4
ж
43,5
52,0
58,9
44,4
66 9
50,9
64,0
в1 и
16,8
10,7
19,2
6,5
14,2
20,7
16,3
21,3
свояст
i
6У,4
59,6
6A 1
63,8
Ь/,5
Ы> 3
на п
50,5
"!¦
is
175
180
170
160
180
180
180
180
180

лучше использовать окислительный низкокремнистый флюс
АН-18. С точки зрения улучшения коррозионной стойкости свар-
сварных швов целесообразно применять проволоку идентичного со
сталью ЭИ943 состава, но с минимальным содержанием угле-
углерода (ЭП516). При этом обеспечиваются вполне удовлетвори-
удовлетворительные механические и коррозионные свойства металла шва.
Сварные соединения из стали ЭИ943 вполне коррозионностойки
в серной кислоте концентрации до 80% при температуре до 50° С.
При снижении концентрации кислоты рабочая температура
среды может быть повышена (табл. 51). При более высоких
температурах, при которых скорость коррозии более ОД г/м2 ¦ ч,
коррозия соединений из стали 0Х23Н28МЗДЗТ, сваренных с
применением приведенных выше материалов, равномерная.
Отмеченная в гл. II технология сварки стали 0Х23Н28МЗДЗТ
толщиной более 14—16 мм с наличием ферритной фазы во внут-
внутренних слоях шва состоит в следующем. Прямые строганые
кромки соединяемых листов на 2/з—ZU толщины металла наплав-
наплавляются (облицовываются) аустенитно-ферритным металлом под
флюсом АН-18 в три слоя: первый слой — проволокой 0Х25Т
и второй и третий слои — проволокой 0Х21Н6М2Т. При этом ме-
металл облицовки имеет от 10 до 30% ферритной фазы. Затем
производится рюмкообразная разделка кромок с таким расчетом,
чтобы основание разделки располагалось в облицованной части
и было бы обращено наружу изделия (с противоположной сто-
стороны от воздействия агрессивной среды). После сборки соеди-
соединения свариваются многослойной автоматической сваркой под
флюсом АН-18 в такой последовательности: внутренние слои
шва — проволокой 0Х21Н6М2Т (ЭП54) и последние 3—4 слоя —
проволокой 0ОХ23Н28МЗДЗТ (ЭП516) или 000Х23Н28МЗДТ
(ЭП579). При этом наружный слой шва, обращенный в сторону
воздействия агрессивной среды, по составу должен быть близким
к свариваемой стали и не должен содержать ферритной фазы.
Лучшие результаты, с точки зрения стойкости против горячих
трещин и коррозионной стойкости, получаются при многодуговой
сварке стали 0Х23Н28МЗДЗТ проволоками ЭП579 или ЭП516
в сочетании с флюсом АН-18.
Опыты автора, проведенные совместно с Г. П. Демьяненко,
показали, что автоматическую сварку стали 00Х17Н16МЗБ тол-
толщиной до 10—12 мм можно выполнять проволокой того же со-
состава и проволокой ОО0Х19Н18АМ4 в сочетании с флюсом АН-18,
а толщиной свыше 12 мм—многодуговой сваркой. При этом обес-
обеспечиваются удовлетворительные механические и коррозионные

Марна свариаве-
Х17Н13М2Т
Х17Н13МЗТ
0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭИ943)
Проволока Св-04Х19Н11МЗ,
флюс АН-26 .
Проволока Св-04Х1Щ11МЗ,
флюс АН-26 .
Проволока Св-06Х19Н10МЗТ,
флюс АН-26
Проволока 0Х20Н1ШЗТБ
(ЭП89), флюс АН-26
Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭИ 943), флюс АНФ-6
Проволока 0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭЛ943), флюс АН-18
Проволока О00Х23Н28МЗДЗТ
(ЭП516), флюс АНФ-61 '
Проволока 0ООХ23Н28МЗДЗТ
(ЭП516), флюс АН-18
Электроды ОЗЛ-17
5
10
при
so
-
0,04
0,03
0,01
70
-
0,63
0,09
30
0,09
0,06
0,07
0,01
Стойки
Стойки
Стойки
Стойки
Стойки
50
0,8
0,1
0,65
свойства сварных соединений. С точки зрения максимального по-
повышения стойкости металла швоз против образования горячих
трещин сварку этой стали, особенно толщиной более 10—12 мм,
следует выполнять проволокой 000X19Н18Г10АМ4 в сочетании
с низкокремнистым флюсом. Могут применяться также электро-
электроды из этих проволок или электроды марки ОЗЛ-17у.
18. СВАРКА ХРОМОМАРГАНЦЕВЫХ
И ХРОМОНИКЕЛЬМАРГАНЦЕВЫХ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Опыты показывают, что нержавеющие стали, легиро-
легированные большим количеством марганца, могут применяться как
в качестве коррозионностойкого, так и хладостойкого материала.
Возможность использования в той или иной отрасли промышлен-

сваренных
соединений.
i 1
«мяер
| 30
атуре
50
автома
тнческой и
серной
0
50
кисло
80
учи
и к
30
«I
оя дугово
нцентрацнв
сння
80
S
40
варкон
i .50 ; SO
,е«ия' 50 [ 80 | 50 | 80
—
0,01
0,01
0,4
1,0
0,015
0,01
0,01
Нестойш
НестойК!
0,007
0,008
_
-
4,6
-
_:
0,03
0,037
0,03
_
-
. -
1.9
2,0
0.С05
0,005
0,02
0,02
0,01
0,22
0,18
0.24
0,27
0,26
0,007
0,007
0,02
0,096
0,08
кости хромомарганцевой и хромоникельмарганцевой сталей за-
зависит от ее состава и структуры. Для изделий, работающих при
температурах ниже —100° С, может применяться лишь чисто-
аустенитная сталь, обладающая стабильностью структуры в усло-
условиях нагружения при низких температурах. При этом наличия
карбидообразующих элементов в стали не требуется; важнее
с точки зрения минимальнрй реакции на сварочный нагрев иметь
в них минимальное количество углерода (не более 0,02—0,03%).
В стали же, предназначенной для,.изделий, работающих в усло-
условиях воздействия агрессивных, сред (пока только для окисли-
окислительных), должно быть не менее,,16% хрома, минимальное колит
чество углерода и соответствующее количество карбидообразу-
карбидообразующих элементов (титана или лучше ниобия). Причем в данном
случае могут применяться как аустенитные, так и ферритно-
аустенитные стали. Последние, рдиако, пока мало используются.
197

Преимущественное применение находят аустенитные хромони-
кельмарганцевые стали. Эти стали содержат меньше никеля, чем
аустенитные хромоникелевые; многие из них дополнительно ле-
легируют азотом.
В соответствий с составом, структурой и механическими
свойствами сталей и условиями эксплуатации изделий из них,
а также в зависимости от применяемого способа сварки нужно
использовать те или иные сварочные материалы [83, 88, 93,
97, 196].
Приведем некоторые экспериментальные данные [93, 97],
позволяющие определить оптимальный состав металла шва при
сварке коррозионностойких хромоникельмарганцевых сталей.
Влияние марганца,
титана и ниобия
на структуру хромоникелевых швов
При наличии более 15% Сг аустенитную структуру ме-
металла получить только путем введения марганца невозможно.
Для этого наряду с высоким содержанием марганца необходи-
необходимо легировать металл небольшим количеством никеля C—5%)
или азотом [247, 241]. В опытах, проведенных автором, швы
выполняли дуговой сваркой под флюсом АНФ-б проволокой
Св-06Х19Н9Т в простроганные канавки на сталь Х17Т с введе-
введением различного количества металлического марганца. Кроме
марганца, перед наложением шва в канавки засыпали ферро-
ниобий. Содержание титана и ниобия стремились получить
в девять-одиннадцать раз превышающим количество углерода.
В отдельных швах ниобия оказалось несколько больше. Предва-
Предварительно исследовали швы с содержанием марганца от 0,8 до
20,5%. Количество прочих элементов в опытных швах составля-
составляло: 0,07—0,10% углерода, 0,68—1,0% кремния, 17,0—18,6% хро-
хрома, 4,05—5,2% никеля, 0,43—0,50%. титана, 0,30—0,43% ниобия
(в двух швах 0,67 и 0,73 %).
На рис. 110 показана микроструктура, а на рис. 111—114 —
графики влияния марганца на содержание аустенита, параметр
решетки, механические свойства и коррозионную стойкость швов
типа 18-5, стабилизированных титаном и ниобием и содержащих
различное количество марганца.
Из рис. 110 и 111 следует, что с увеличением количества мар-
марганца до 12—13% содержание аустенитной фазы в исследуемых
198

швах повышается до 90—95%.. При большем содержании марган-
марганца количество аустенита несколько уменьшается. Аналогичное
влияние марганца на фазовый состав хромоннкельмарганцевых
сталей обнаружено также в других работах [234, 278]. В них от-
отмечается, что наличие марганца более 10% способствует расши-
Рис. ПО. Микроструктура металла C00) хромоникелевых швов тнпа 18-5,
стзонлизироВанныл титйном и пиоиИсм, с содвржйннсм ^зрганцэ.
а-0.80%; 6-4.15%; з-Э,1Е%;г - 12,8%; 3-15,3%; е-20,5%.
рению 6-ферритно-аустенитной области, если содержание хрома
в сплаве превышает 15%. С возрастанием марганца до 10—12%
уменьшается твердость металла шва (ряс. 111), несмотря на уве-
увеличение параметра решетки (рис. 112), что обусловлено повы-
повышением количества аустенитной фазы.
Аналогично твердости уменьшается предел текучести металла
шва данной композиции, а пластичность и вязкость соответ-
соответственно возрастают (рис. 113). Причем эти изменения механи-

ческих свойств наблюдаются при увеличении марганца до 9—
10%; при повышении содержания его до 16% механические свой-
свойства металла шва сохраняются на одном уровне, а до 20%
несколько снижаются пластичность и вязкость. Предел прочности
\
ч
У
/
¦ч
Рис. 111. Гр ф
на содержа
и твердость B)
18-5.
металла шва данного состава мало изменяется при легировании
марганцем в широких пределах, лишь немногим снижаясь при
увеличении его от 15 до 20%.
С целью обеспечения оптимальных механических свойств ме-
металла шва содержание марганца в нем должно быть 7—10%.
Для получения чистоаустенит-
ной структуры шва с таким ко-
количеством хрома необходимо
несколько увеличить содержа-
содержание никеля или ввести азот.
Относительно влияния мар-
марганца на коррозионную стой-
стойкость хромоникелевого метал-
l в литературе имеются про-
' тиворечивые данные. В ряде
•"¦ - исследований [234, 278, 207, 151]
Рис. из. Графики влияния марганца подчеркивается отрицательное
на механические свойства металла влияние марганца на КОррОЗИ-
хромоникелевого шва типа 18-5. оннуЮ СТОЙКОСТЬ вЫСОКОЛегиро-
ванных сталей. Вместе с тем
имеются также сообщения [201, 216], что в ряде агрессивных сред
коррозионная стойкость хромоникельмарганцевистых сталей
удовлетворительная. В работе [174] показано, что коррозионная
стойкость таких сталей зависит от содержания хрома. Хромони-
кельмарганцевые стали, содержащие около 17% Сг, обладают
200

высокой коррозионной стойкостью в холодных и горячих слабых
растворах азотной, фосфорной, карболовой, молочной и серни-
сернистой кислот, в соках и других средах [199]. Хромомарганцевые
стали обладают повышенной стойко-
стойкостью против коррозии в сернистом газе
до температуры 900° С и превосходят
в этих условиях аустенитные хромони-
келевые стали. Они также окалино-
стойки при температурах до 900° С.
Дополнительное легирование хромо-
марганцевых сталей никелем значи-
значительно повышает их коррозионную
стойкость в сернистой, фосфорной,
10 % -ной уксусной, 2 % -ной молочной
кислоте и др. По коррозионной стойко-
стойкости в этих средах хромоникельмарган-
цевые стали не уступают хромоникеле-
вым, а в смеси 10%-ной серной и
2%-ной азотной кислот несколько пре-
превосходят последние [151]. Сварные со-
соединения стали 0Х17Н5Г9АБ обладают
высокой коррозионной стойкостью в
окислительных средах, не уступая, а в
крепкой азотной кислоте превосходя
стойкость соединений из стали Х18Н10Т
[88]. Из рис. 114 видно, что марга- июерхвш т о шве
нец несколько ухудшает коррозионную °
стойкость металла сварных швов. При- рие. ш. Граф в -
чем потери в весе металла швов возра яр а орр -
стают по мере повышения концентр о° в р -д
ции азотной кислоты и температуры 8 в а о о ° о е
Химический анализ растворов пос- пр р ы о е -
ле испытания в них образцов показы- р: я п р р :
вает, что с увеличением количества б ^
марганца с 12,8% До 20,5% перехо о % н о
его в раствор при температуре 70° С
увеличивается примерно в 1,4 раза, а при температуре кипения —
в 1,6 раза. Содержание хрома и железа в растворе при этом мало
изменяется. Это свидетельствует о том, что понижение коррози-
коррозионной стойкости исследуемых швов с повышенным количеством
марганца связано с увеличением перехода в раствор ионов по-
последнего.
07
И
^*
^-
и
¦ s
v\ и-
1.4
a.
• .
pr*
s
<!•
T~'

|аргавцевых сварны:
1
2
3
4
5
6
7
8
9
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
0,09
0,08
0,10
0,08
0,10
0,09
0,10
0,06
0,06
0,06
0,06
0,05
0,045
0,045
0,05
0,05
0,05
0,06
0,06
„„
8,40
8,70
6,80
7,30
13,00
13,00
12,20
7,25
6,60
6,95
7,35
7,91
7,75
8,65
9,10
8,53
7,90
8,15
8,35
s,
0,92
0,96
1,20
1,20
0,80
0,90
0,90
0,91
0,93
0,97
0,97
0,66
0,64
0,67
0,73
0,73
0,77
0,82
0,84
ер
с,
17,5
17,4
17,5
17,6
17,5
17,1
7,0
7,2
7,6
7,8
7,0
5,9
6,0
6,3
6,0
6,0
6,0
5,9
5,9
N.
3,10
3,15
3,10
3,10
4,50
4,50
4,00
3,70
3,33
3,10
3,10
3,29
3,10
3 29
3,57
3,76
3,62
3,43
3,40
TI
0,30
0,40
0,55
0,69
0,41
0,75
1,00
0,40
0,41
0,40
0,41
0,42
0,44
0,48
0,42
0,44
0,40
0,43
0,41
Nb
0,52
0,92
1,10
1,46
0,27
0,56
0,72
0,93
1,21
1,39
1,48
N
0,151
0,192
0,172
0,184
0,163
0,171
0,179
0,170
Повышение содержания марганца в ферритно-аустенитном
шве вызывает снижение лишь общей его коррозионной стойкости;
преимущественного растворения одной из фаз при этом не на-
наблюдается. Это можно объяснить примерно одинаковым распре-
распределением марганца между ферритом и аустенитом, что под-
подтверждается литературными данными [27] о равномерном увели-
увеличении параметра решетки обеих фаз при повышении марганца.
Независимо от количества марганца металл сварных швов
имеет высокую коррозионную стойкость в 30, 40 и 56%-ной азот-
азотной кислоте при температуре до 70° С. При температуре кипения
удовлетворительная стойкость наблюдается в 30%-ной азотной
кислоте при содержании 13—14% Мп. Дальнейшее повышение
концентрации кислоты до 40% снижает коррозионную стойкость
металла более чем в два раза, а в кипящей 56%-ной азотной кис-
кислоте потери настолько значительны, что исследуемые швы можно
отнести к совершенно нестойким.
Таким образом, сварные швы рассматриваемых композиций

коррозионностойки в азотной кислоте концентрации до 56% при
температурах до 70° С. Как показали испытания, все исследован-
исследованные сварные швы стойки против межкристаллитной коррозии.
С целью получения удовлетворительных коррозионных свойств
сварные швы можно легировать марганцем в количестве не более
13—14%.
Коррозионная стойкость в азотной кислоте исследованных
сварных швов соответствует стойкости аустенитных хромони-
кельмарганцевых сталей-заменителей и хромоникелевых сталей
типа 18-8.
Для уточнения требуемого содержания карбидообразующих
исследовалось [97] влияние титана и ниобия на свойства хромо-
никельмарганцевых швов 0Х17НЗГ7, 0Х17Н4П2 и 0Х16НЗАГ8,
химический состав которых приведен в табл. 52.
На рис. 115 показана микроструктура металла наиболее ха-
характерных хромоникельмарганцевых сварных швов A7% Сг,
3% Ni, 7—8% Мп) с различным содержанием титана и ниобия,
а на рис. 116 — влияние титана и ниобия на механические свой-
свойства исследуемых швов. Из рисунков следует, что с повышением
содержания титана и ниобия количество ферритной фазы воз-
возрастает, увеличивается предел текучести металла, а предел проч-
прочности несколько снижается. Уменьшается при этом также пла-
пластичность (относительное удлинение и поперечное сужение). При
содержании 0,06% С и свыше 1,2% Nb предел текучести повы-
повышается до уровня предела прочности, а пластичность металла
шва практически становится равной нулю. Следует отметить, что
ниобий снижает пластичность металла швов в большей степени,
чем титан. Это можно объяснить различием атомных радиусов
этих элементов, а следовательно, и неодинаковым характером
их растворения. Атомный радиус ниобия больше, чем у железа
примерно на 14%, а титана — на 10,5%. При легировании шва
титаном до 0,7% параметр решетки феррита практически не из-
изменяется, а при легировании ниобием возрастает с 2,872 А при
0,52% Nb до 2,874 А при 0,92% Nb. Кроме того, растворимость
ниобия в железе значительно меньше, чем титана [198]. Вслед-
Вследствие различия атомных радиусов железа и ниобия последний
сосредоточивается преимущественно в пограничных слоях зерен
в местах с наибольшим количеством дефектов, обусловливая тем
самым образование фазы Fe2Nb. Наличие интерметаллида нио-
ниобия подтверждается как рентгеноструктурным, так и металло-
металлографическим анализами.
Образованию интерметаллидной фазы в значительной степе-

ни способствует низкое содержание углерода в металле свар-
сварных швов (табл. 52). Интерметаллид ниобия концентрируется
по границам зерен в виде цепочек дисперсных выделений
(рис. 117,а), количество его возрастает с увеличением в шве
ниобия.
115. Микроструктур!
) типа 0Х18НЗГ7, соде|
юдержащих:
-0,52% N1); г — 1.10% Nb.
С точки зрения теории дислокации, понижение пластичности
металла может быть объяснено тем, что, располагаясь по грани-
границе зерен, интерметаллидная фаза создает своеобразный барьер,
препятствующий движению дислокаций. Вследствие этого общая
пластичность металла шва резко падает даже при достаточно
высокой пластичности тела зерна. Кроме того, известно [71], что
при наложении нагрузок происходит значительная локализация
пластических деформаций у стыка трех зерен. В рассматрпвае-

мом случае это усугубляется тем, что мы имеем малопластичные
прослойки интерметаллидов, располагающихся по границам зе-
зерен. Очевидно, именно интерметаллиды и обусловливают сниже-
снижение прочности металла, кото-
которое наблюдается с увеличе-
увеличением содержания ниобия, а
следовательно, и с увеличе-
увеличением количества FeaNb в по-
пограничных участках.
При увеличении содер
жания титана от 0,30 до
1,0% пластичность металла
шва снижается меньше, чем
при легировании его нио
бием, что обусловлено более
равномерным распределе-
распределением титана в твердом раст- 0Х18НЗГ8.
воре. Об этом свидетельст-
свидетельствует расположение интерметаллида титана. В отличие от интер-
металлида ниобия интерметаллид титана не образует сплошных
цепочек, окаймляющих зерна, а равномерно распределяется по
телу зерна (рис. 117). По данным микрорентгеноструктурного
анализа в фазе FejTi содержится 30,05% Ti. Аналогичные резуль-
результаты анализа количества титана в соединении Fe2Ti C0,01% Ti)

были получены Г. Витте и Г. Валебаумом [287] при изучении
сплавов железо — титан.
Общий механизм влияния титана на прочностные характери-
характеристики металла швов, очевидно, аналогичен механизму влияния
Рис. П6. Микроструктура металла сварных швов (Х300), с
0,56% Nb и 0,17% N (а) и 0,93% Nb и 0,16% N F).
ниобия. Это подтверждается и направлением кривых, определя-
определяющих прочностные характеристики швов (рис. 116),
При повышенном содержа-
содержании аустенитизирующих эле-
элементов (никеля и марганца)
введение титана или ниобия
в исследуемых количествах в
меньшей степени снижает со-
содержание аустенитнои фазы в
металле швов и мало влияет на
их механические свойства. Так,
при содержании в шве 17% Сг,
13% Мп и 4,5% № с увеличе-
увеличением количества титана от 0,4
до 0,75% прочность и пластич-
пластичность практически не изменя-
изменяются: от = 40 -г- 42 кГ/мм2,
в„ = 71 -т- 73 кГ/мм*, о = 47-*-
-г51%, W =43-г45%. Анало-
Аналогичное влияние соотношения аустенизирирующих элементов на
микроструктуру и механические свойства отмечалось выше.
-—>
—
/
02 0f> 0,6 Q8 t
1
л]
\л
\
Рис. 119. Графики влияния ниобия на
ных швов типа 0Х16НЗАГ8; содержа-
содержащих 0,045—0,06% С, 7,75—9,1% Мп,
0,64—0,84% Si, 15,9—16,3% Сг, 3,1—
3,76% Ni, 0,40—0,4% Ti и 0,15—
0,19% N.

С целью проверки влияния стабилизирующих элементов,
в частности ниобия, на свойства сварных швов, содержащих азот,
были исследованы швы с примерно одинаковым количеством ти-
титана и азота при переменном содержании ниобия (табл, 52).
Установлено, что при наличии азота дисперсность структуры со-
сохраняется в самом широком диапазоне легирования металла
швов ниобием (рис. 115 и 118). Механические свойства этих швов
при легировании 1—1,2% Nb практически сохраняются неизмен-
неизменными (рис. 119).
Исследование швов, легированных азотом и ниобием, пока-
показали, что с увеличением количества ниобия до 1 —1,2% последний
Таблица 53
в карбо
типа 0Х17НЗАГ
•держания ниобия
щах и интерметаллидах
и от его содержания в шв
0,15-0,19% N
почти полностью связы-
связывается в карбонитридную
фазу. При дальнейшем
увеличении его содержа-
содержания в металле шва обна-
обнаруживается интерметал-
лидная фаза Fe2Nb. Кар-
бонитридная и интерме-
таллидная фазы были вы-
выделены путем электроли-
электролитического растворения об-
образцов в электролите сле-
следующего состава: 300 г
NaCl, 50 мл лимонной ки-
кислоты, 1 л НаО; плотность
тока 1 а/см2. Результаты
анализов приведены в
При легировании НИО- ле шва и в анодном осадке можно объяс-
бием сварных ШВОВ, не нить погрешностью анализа,
содержащих азот, увели-
увеличение количества ферритнои фазы сопровождается ростом зерна,
и выделившиеся интерметаллиды ниобия располагаются в виде
цепочек по границам зерен. Если шов содержит азот, увеличение
концентрации ниобия в нем не приводит к росту зерна; шов со-
сохраняет дисперсную дезориентированную структуру. Интерметал-
лидная фаза в данном случае не может располагаться в виде
сплошных цепочек. Благодаря этому интерметаллидная фаза
в сварных швах, дополнительно легированных азотом, не вызы-
вызывает такого резкого снижения пластичности металла швов, как
при отсутствии азота. Наличие же большого количества карбо-
Содержали
0,27
0,56
0,72
0,93
1,21
1,39
1,48
ниобия, %
0,18
0,49
1 28*
1,20
1,40
NbCN
NbCN
NbCN
NbCN
NbCN+FeaNb
NbCN + Fe2Nb
NbCN+Fe?Nb

нитридов способствует тому, что мелкозернистая структура швов
сохраняется даже после нагрева при 1200° С в течение 10 мин.
Одновременно с изучением механических свойств и фазового
состава сварных швов рассматриваемых композиций было иссле-
исследовано влияние титана и ниобия на коррозионную стойкость
хромоникельмарганцевого наплавленного металла. Как следует
из рис. 120, при температуре до 50° С коррозионная стойкость
в 56%-ной HNO3 металла хромоникельмарганцевых сварных
швов с увеличением содер-
содержания в них титана или нио-
ниобия изменяется незначитель-
незначительно. Более резкое влияние
легирования швов титаном
и ниобием проявляется при
70° С. Причем в 56%-ной
HNO3 при этой температуре
швы с титаном малостойки
по своим потерям в весе.
Снижение общей коррозион-
коррозионной стойкости рассматрива-
рассматриваемых швов при легировании
ниобием значительно мень-
меньше, чем титаном. Ниже бу-
будет показано, что ниобий в
отличие от титана в аусте-
н„а (а) нитной хромоникельмарган-
'ИКОСТЬ ,|uq rj г-, т|1 л т./\ Д II .4» Л»ч ГЧ т IT-Л Л
ниоби
н 70° С:
7-56% ШОз; 2-4С
металла хмуовн^еТмаТат^вм'^в^р- Деазотистой И ферритно-
ных швов, содержащих 17% Сг,3—4% Ni аустенитной хромоникелевой
и 7—13% Мп, в азотной кислоте различ- сталях предотвращает ноже-
ри температуре 50 ВуЮ и структурную коррозии
hno3- 3-30% шо, сваРных соединений у линия
сплавления основного метал-
металла со швом. С этой точки зрения стабилизация высокохромистых
сталей и швов ниобием более целесообразна, чем титаном.
Таким образом, для предотвращения межкристаллитной кор-
коррозии, обеспечения оптимальных механических свойств и общей
коррозионной стойкости сварных хромоникельмарганцевых швов
с обычным содержанием азота и не более 0,1% углерода в них
должно содержаться 0,6—0,9% Ti или 0,8—1,0% N.b. Естественно,
что при легировании таких швов одновременно титаном и нио-
ниобием количество этих элементов должно быть соответственно
уменьшено. Дополнительное легирование хромоникельмарганце-
208
I

вых швов азотом в значительной степени улучшает их пластич-
пластичность. Однако часть находящихся в шве ниобия и титана рас-
расходуется при этом на образование нитридов, и при необходи-
необходимости полного связывания углерода требуется соответственно
увеличить содержание этих карбидообразугощих (стабилиза-
(стабилизаторов) .
Сварка стали
0Х17Н5Г9АБ (ЭП55)
Сталь 0Х17Н5Г9АБ рекомендуется как частичный за-
заменитель стали Х18Н10Т. НИИхиммаш эту сталь рекомендует
для оборудования, работающего в условиях воздействия 55%-ной
азотной кислоты при температуре до 60° С. Химический состав
стали (по ЧМТУ ЦНИИЧМ 136—59): < 0,08% С; 8,0—10,0% Мп;
<0,6% Si; 16,0—18,0% Сг; 4,5—5,5% Ni; от (8-С) до 0,8% Nb;
0,18—0,25% N; < 0,03% S и < 0,035% Р.
Для опытов [88] использовали листовую сталь толщиной 8 мм
состава: 0,07%. С; 8,94% Мп; 0,41% Si; 16,75% Сг; 5,2% Ni;
0,19% N; 0,72% Nb; 0,013% S и 0,010% Р. Механические свойства
исследуемой стали в состоянии поставки: ат = 35 кГ/мм2; ов =
= 77,6 кГ/мм2; 6 = 68,8%; Ч> = 60,3%; ударная вязкость при
испытании образцов с нормальным (круглым) надрезом вдоль
проката — 8,2 кГ • м/см2 и с надрезом поперек проката —
11,8 кГ • м/см2. Опыты показали, что в состоянии поставки
и после воздействия сварочного термического цикла эта сталь не
проявляет склонности к межкристаллитной коррозии (испытания
по методам AM и Д, ГОСТ 6032—58). Однако при длительном
нагреве A,5—2,5 ч) при 650° С сталь становится склонной к меж-
межкристаллитной коррозии, несмотря на десятикратное соотноше-
соотношение содержания в ней ниобия к углероду. Как отмечалось, такое
соотношение ниобия к углероду в аустенитной хромоникелевой
стали без азота является достаточным для обеспечения стойкости
против межкристаллитной коррозии после провоцирующего на-
нагрева. Наличие же азота в исследуемой хромоникельмарганце-
вой стали приводит к частичной затрате ниобия на образование
нитридов, вследствие чего не весь избыточный углерод связан
им в карбиды и сталь оказывается недостаточно стабилизиро-
стабилизированной. Действительно, провоцирующий нагрев стали приводит
к выделению карбидов хрома по границам аустенитных зерен
(см. рис. 42,6). Согласно описанной выше теории обеднения
выделение карбидов хрома при нагреве аустенитной стали в кри-
ii is 209

электроду™
Сввро
Электроды
Лроволока
[>люс АН-3
1роволока
вой сваркой
чные материалы
нем ЭНТУ-3 ....
окрытием ЦЛ-11 . .
Св-08Х19Н10Б,
S
8Х19Н9ФБСОИ649),
[>люс АН-26 ..........
ЭП156), уг
]роволока
08Х20Н9С2БТЮ
08Х19Н9ФБС, угле-
ных н
с
0,07
0,08
0,08
0,09
0,09
0,09
а ста
„¦
9,2
9,0
5,5
4,2
5,1
4,0
ли 0Х17Н5Г9АБ
Хнмич
„
0,34
0,48
0,90
1,1
1,0
0,51
сни
с
17
3
17,0
18
17
19
19
9
0
0
5
5
8
2
4
3
8,0
7
7
7
0
швов,
КЬ
0,56
0,94
0,93
0,92
0,90
0,93
%
0,08
0,05
0,19
—
л,
V
0,75
0,1
V
0,8
тическом интервале температур сопровождается обеднением
пограничных зон аустенитных зерен хромом до появления склон-
склонности К КОррОЗИИ;-
Химический анализ карбидов, выделенных из стали в состоя-
состоянии поставки методом анодного растворения, показывает, что
лишь около 0,03% С в исследуемой стали связано в карбиды
ниобия. Если учесть, что в аустените стабильно может быть рас-
растворено не более 0,02% С, при общем содержании 0,07% С из
твердого раствора может выделяться в виде карбидов хрома при
провоцирующем нагреве стали около 0,02% С.
В табл. 54—56 приведены результаты испытаний сварных
швов и соединений стали 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55). Как следует из
приведенных данных, исследованные швы, выполненные опыт-
опытными электродами, обладают вполне удовлетворительными ме-
механическими свойствами, практически не уступающими основно-
основному металлу. С повышением содержания ниобия от 0,56 до 0,94%
несколько снижается относительное удлинение и ударная вяз-
вязкость металла шва, сохраняясь все же на достаточно высоком
уровне.
Коррозионным испытаниям по методу AM образцы подверга-
подвергали в состоянии после сварки, провоцирующего нагрева (при
температуре 650° С в течение 2,5 ч), а также после провоциру-
провоцирующего нагрева и последующей стабилизации при 850° С в тече-
течение 2,5 ч,
210

Таблица 55
соединений стали 0Х17Н5Г9АБ,
ЭНТУ-3
То же, с покрытием ЦЛ-П
Проволока Св-08Х19Н10Б,
флюс АН-26
Проволока 08Х19Н9ФБС
(ЭИ649), флюс АН-26 . .
Проволока 08Х20Н9С2БТЮ
(ЭП156), углекислый газ
Проволока О8Х19Н9ФБС
(ЭИ649), углекислый газ
Прим(
В образцах с перекрещивающимися швами, выполненными
аргонодуговым способом без присадки, а также в швах, сва-
сваренных электродами с покрытием обоих типов (ЭНТУ-3 и ЦЛ-П),
в состоянии после сварки межкристаллитная коррозия не была
обнаружена. Однако после провоцирующего нагрева во всех
швах наблюдается значительная склонность к этому виду корро-
коррозии. Характерно, что межкристаллитнои коррозии после прово-
провоцирующего нагрева подвержены швы, в которых содержание
ниобия в 10 раз больше, чем углерода. При этом, как и в случае
основного металла, в подвергаемых провоцирующему нагреву
швах, в отличие от металла шва в исходном состоянии (после
сварки), происходит выделение карбидов по границам зерен
(рис. 121), что и обусловливает проявление склонности металла
к межкристаллитнои коррозии. Последующий стабилизирующий
отжиг при температуре 850° С предотвращает межкристаллит-
ную коррозию исследованных швов.
В состоянии после сварки исследуемые соединения, сварен-
сваренные вручную, обладают удовлетворительной общей коррозионной
стойкостью. Коррозионная стойкость образцов, сваренных элек-
14*
211

тродами с покрытием ЦЛ-11, выше, чем образцов, сваренных
электродами с покрытием ЭНТУ-3. Провоцирующий нагрев при
температуре 650° С сильно ухудшает коррозионную стойкость
исследованных соединений, которая улучшается, но полностью
все же не восстанавливается последующим стабилизирующим от-
отжигом. При более низких температурах испытания в азотной
кислоте, а также в рекомендуемых для этой стали агрессивных
средах E5%-ная HNO3 при температуре 55° С и др.) коррозион-
коррозионная стойкость соединений весьма высокая, без межкристаллит-
ной коррозии не только в исходном состоянии, но и после прово-
провоцирующего нагрева.
Таблица 56
Коррозионная стойкость соединений стали 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55),
сваренных электроду го в ой сваркой
65 .
56
ком
при те
ентраци
30
нперагу
и, %
ЕЙ
56
as, "С
-
0,016
0,016
0,015
0,016
1 •
0,70
0,61
0,49
0,58
0,50
_
1
|
0,09
0,08
0,10
0,10
0,10
0,11
55
-
0,015
0,018
0,017
0,017
1
7,15
4,97
-
Электроды из проволоки
0Х17Н5Г9АБ с покрытием
ЭНТУ-3
То же, с покрытием ЦЛ-11
Проволока Св-08Х19Н10Б,
флюс АН-26
Проволока 08Х19Н9ФБС
(ЭИ649), флюс АН-26 ....
Проволока 08Х20Н9С2БТЮ
(ЭП156), углекислый газ . .
Проволока 08Х19Н9ФБС,
:ый газ .
Прим
единения, i
¦. В 15%-и
>й лимонной кислоте при температуре 5
>й Св-08Х1ЭН10Б под флюсом АН-26,

С повышением концентрации азотной кислоты до 65% потери
в весе исследованных образцов увеличиваются, однако они мень-
меньше потерь сварных соединений стали Х18Н10Т (см. табл, 45).
Последнее обусловлено отсутствием ножевой коррозии в сварных
соединениях стали 0Х17Н5Г9АБ. Причем ножевая коррозия
в сварных соединениях стали 0Х17Н5Г9АБ не обнаруживается
при испытании в кипящей 65%-ной
азотной кислоте даже после повторно-
повторного 2,5-часового нагрева при температу-
температуре 650° С.
Механические свойства всех иссле-
исследованных соединений почти одинаковы
за исключением шва, выполненного
под флюсом АН-26 проволокой
Св-08Х19Н10Б, который на 10% усту-
уступает основному металлу по пределу
прочности. Ударная вязкость основно-
основного металла и швов почти идентична,
кроме швов, выполненных проволокой
08Х19Н9ФБС, у которых ударная вяз-
вязкость наименьшая. Все исследован-
исследованные швы, выполненные автоматической
сваркой с глубоким проваром хромо-
никелевыми проволоками, в которых
содержание кремния и ванадия повы-
повышенное, имеют гораздо меньшую удар-
ударную вязкость, чем швы, сваренные
вручную хромоникельмарганцевистыми
электродами. По-видимому, повышен-
повышенное содержание в высокохромистом шве кремния, ванадия и ни-
ниобия увеличивает напряженность кристаллической решетки
т-твердого раствора, в результате чего снижается вязкость ме-
металла.
Соединения стали 0Х17Н5Г9АБ, сваренные под флюсом про-
проволоками 08Х19Н9ФБС и Св-08Х19Н10Б и в углекислом газе
проволоками 08Х19Н9ФБС и 08Х20Н9С2БТЮ, обладают вполне
удовлетворительной коррозионной стойкостью, не уступая основ-
основному металлу. Коррозия этих соединений в различных зонах
равномерная.
Таким образом, для ручной сварки стали 0Х17Н5Г9АБ можно
применять электроды из основного металла с покрытием ЦЛ-11.
Для предотвращения межкристаллитной коррозии металла шва
окрытием ЦЛ-П, после
зоцирующего нагрева при
тературе 650° С 2,5 ч.Х
Х600.

после повторных нагревов следует обеспечить более высокое со-
содержание в нем ниобия. Для этого лучше на проволоку из основ-
основного металла наносить покрытие ЦЛ-9 с более высоким содер-
содержанием феррониобия. Можно также пользоваться электродами
ЦЛ-11 из проволоки Св-08Х19Н10Б. При этом будут обеспечивать-
обеспечиваться все необходимые свойства металла шва и сварных соединений
в целом. Для автоматической сварки стали 0Х17Н5Г9АБ под
флюсом АН-26 или АНФ-14 можно применять проволоку из основ-
основного металла @Х17Н5Г9АБ), но с несколько более высоким со-
содержанием ниобия A,2—1,5%), а также проволоку 08Х19Н9ФБС.
Стандартную проволоку Св-08Х19НШБ целесообразно применять
в том случае, если не требуется равнопрочность шва с основ-
основным металлом, т. е. при зт до 35 кГ/мм2 и ав до 65 кГ/мм2. Для
сварки в углекислом газе этой стали можно применять проволо-
проволоки 08Х20Н9С2БТЮ (ЭШ56) и 08Х19Н9ФБС (см. приложение,
табл.2).
Анализ полученных экспериментальных данных позволяет ре-
рекомендовать описанную технологию сварки для других хромони-
кельмарганцевых сталей аналогичного состава, применяемых
в качестве нержавеющего материала, например Х18Н2АГ5
(ЭП26) [81], Х17Г9АН4 (ЭИ878) и др. Причем стали ЭП26
и ЭП878 можно даже сваривать с применением нестабилизиро-
ванных ниобием проволок, так как сами их не содержат, поэтому
восприимчивы к межкристаллитной коррозии после повторных
нагревов и поэтому могут применяться для сварной аппаратуры,
предназначаемой для эксплуатации в слабых агрессивных средах.
Сварка сталей
Х14Г1ШЗТ
и Х14П4Н4Т
Сталь Х14П4НЗТ (ЭИ711) или улучшенный ее ва-
вариант— Х14Г14Н4Т применяется для изготовления изделий, ра-
работающих в атмосферных условиях, например пассажирских
вагонов, декоративных и нагружаемых строительных изделий
и др., а также для сварных конструкций, работающих при
низких температурах (до —183°С). Несмотря, однако, на вполне
удовлетворительные механические свойства стали Х14Г14НЗТ
(табл. 57), для криогенных изделий лучше использовать сталь
Х14Г14Н4Т, отличающуюся большей стабильностью аустенита
и пластичностью при низких температурах, чем сталь
Х14П4НЗТ.

Таблица 57
При исследовании было опробовано несколько проволок для
сварки под флюсом и в углекислом газе стали ХНГННЗТ, вы-
выбраны проволоки, обеспечивающие наиболее оптимальные меха-
механические свойства металла шва и предложены электроды АНВ-3,
изготовляемые из проволоки Х14ГИНЗТ с фтористо-кальциевым
покрытием простейшего состава [83]. Более поздними исследова-
исследованиями автора было установлено, что повышение никеля до 5—
7% в швах с 14% Сг и 14% Мп значительно улучшает вязкость
металла при весьма низ-
низких температурах, что не-
необходимо учитывать при
выборе технологии сварки
б зависимости от условий
эксплуатации изделий.
В табл. 58 приведен
химический состав ис-
исследованных швов, а в
табл. 59 — механические
свойства сварных швов и
соединений. Из приведен-
приведенных данных следует, что сварной шов, выполненный проволокой
ХНГННЗТ под фторидным флюсом АНФ-6, имеет более высокую
ударную вязкость при низких температурах, чем шов, сваренный
Температу-
Температура испыта-
испытаний,
20
-196
1
25,2
53,9
S
80,4
139,7
--
73,1
40,9
67,9
24,9
щ
IR.2
14,У
электродуговой сваркой
Сваро-
Проволока
АН-26
Проволока
АНФ-6
Проволока
потери,™
ХНГННЗТ, флюс
ХНГННЗТ, флюс
ХНГННЗТ с до-
бавкой №иСг, флюс АН-26
Проволока Х14Г14НЗТ. с до-
добавкой N1,
роволока
текислый г
Электроды
флюс АН-26
Х14П4НЗТ, уг-
"нВ-3 (из про-
волоки ХНГННЗТ)'
с
0,10
0,09
0,09
0,09
0,10
0,10
Мп
13,0
13,6
14,4
13,5
13,0
14,7
0
72
0,55
1
1
0
0
20
20
45
33
ставш
с,
14,0
13,0
16,5
13,8
12,5
13,9
вов, %
N1
3,4
3,5
5,3
6,9
3,4
3,0
TI
0,15
0,23
0,40
0,10
0,13
0,20
Коли
Ферр
7
6
2
Неог
То
™™
6
реде-
2
6
реде-
же

оединен
сваренных дуговой сваркой под флюс о*
Сварочные материалы
Проволока Х14П4НЗТ, . . .
флюс АН-26
Проволока Х14Г14НЗТ, . . .
флюс АНФ-6
Проволока Х14П4НЗТ, . . .
с добавкой Ni и Сг
флюс АН-26
Проволока Х14Г14НЗТ, . . .
с добавкой Ni,
флюс АН-26
Проволока Х14П4НЗТ, . . .
Электроды АНВ-3 из
проволоки Х14П4НЗТ
й
go
IS
20
-196
20
—196
20
-196
—253
20
—196
—253
20
20
—196
ня стал
, в СОЭ
Мел
1
26,1
25,6
52,1
26,7
36,2
51,6
24,4
24,0
34,3
28,5
_
-
и Х14Г14НЗТ,
м ручн
янически
С
79,7
79,3
!32,0
64,9
123,8
107,8
64,0
121,0
119,8
82,1
_
ми эле
СВОЙСТВ
43,6
51,2
36,0
53,2
49,7
15,0
53,4
54,5
25,7
50,0
_
уродам
металла
37,0
34,5
27,8
52,5
-
__
56,3
-
—
46,2
__
-
шва
s
15,9
5,4
17,1
12,9
17,5
11,2
18,0
12,8
11,6
17,4
12,1
3,3
Механ
26,9
30,8
27,0
42,4
Неопр
32,2
34,9
42,8
ические с
78,5
131,0
78,5
131,6
деляли
80,8
97,3
102,4
ойства с
49,6
33,9
49,0
31,1
53,9
46,6
16,4
«PBHI
¦.*
62,1
31,7
47,2
30,7
63,1
28 °

той же проволокой, но под флюсом АН-26. Это можно объяснить
несколько меньшим содержанием силикатных включений в ме-
металле первого шва. По этой же причине прочность шва, выпол-
выполненного под флюсом АНФ-6, на 3—-3,5 кГ/мм2 меньше прочности
швов, сваренных под флюсом АН-26. Удовлетворительные свой-
свойства имеют также швы и соединения из стали Х14Г14НЗТ, сва-
сваренные в углекислом газе проволокой идентичного с основным
металлом состава и ручными толстопокрытыми электродами
марки АНВ-3 из той же проволоки. Вместе с тем увеличение со-
содержания никеля в металле шва, содержащем 14% хрома и 14%
марганца, а также одновременно никеля и хрома способствует
повышению его вязкости, особенно при низких температурах, что
обусловлено увеличением стабильности аустенита. С этой точки
зрения сталь Х14Г14Н4Т и проволока такого же состава для ее
сварки лучше, чем сталь и проволока Х14Г14НЗТ.
Если хромоникельмарганцевые стали типа 14-14-3 и 14-14-4
и проволоки идентичного состава для их сварки пригодны для
изделий, работающих при температуре до —183° С, то для более
низких температур, тем более для изделий, работающих при зна-
значительных нагружениях, необходимы сталь и соответственно про-
проволока и электроды для ее сварки с более высоким содержанием
никеля и хрома. Содержание марганца при этом может быть
меньшим.
Хромоникельмарганцевый аустенитный металл (шов и сталь)
по прочностным характеристикам, особенно по пределу текучести,
незначительно превосходит хромоникелевый аустенитный. Для
повышения характеристик прочности аустенита необходимо леги-
легировать его азотом.
Сварка еталей Х17АГ14,
0Х21Н5АГ7,1Х25Н16Г6АР
Опыты показали, что в отличие от хромоникелевых
аустенитных сталей при сварке хромомарганцевых и хромони-
кельмарганцевых сталей под окислительным низкокремнистым
флюсом (АН-18) проволоками идентичного с основным металлом
состава швы получаются несколько менее вязкими, чем при свар-
сварке под фторидным флюсом и даже под флюсом АН-26. В первом
случае наблюдается интенсивное выгорание марганца, что при-
приводит к понижению степени аустенитности металла шва и к неко-
некоторому засорению его окислами марганца. Так, например, при

сварке под флюсом АНФ-6 стали 1Х25Н16Г6АР проволокой
того же состава в шве содержалось 5,7% марганца, при сварке
под флюсом АН-26 — 5,31% марганца и под флюсом АН-18—
4,1% марганца. Шов, сваренный под флюсом АН-26, при темпе-
температуре + 20° С имел ударную вязкость 25,1 кГ • м(см2, при
— 196° С — 7,1 кГ ¦ м/см2 и при —253° С — 6,5 кГ ¦ м/см2, а удар-
ударная вязкость шва, сваренного под флюсом АН-18, составляла при
+ 20° С 13,3 кГ-м/см2 и при —196° С —5,0 кГ ¦ м/см2.
Таким образом, высокоокислительный флюс для сварки кри-
криогенных изделий из высокомарганцевистых сталей применять
нецелесообразно. При сварке этих сталей под флюсом АН-26 про-
происходит также значительное выгорание марганца и к тому же
сильное насыщение шва кремнием. Поэтому в данном случае
было бы целесообразно применять флюс с меньшим содержа-
содержанием кремнезема, например флюс АНФ-14, АН-22, или даже без-
кремнистые флюсы АНФ-6 или 48-ОФ-6. Однако, как показы-
показывают опыты, благодаря высокому содержанию марганца в швах
при сварке рассматриваемых сталей проволоками идентичного
состава под флюсом АН-26 трещины не образуются и, как сле-
следует из данных, приведенных ниже, при достаточном запасе
аустенитности эти швы обладают хорошей вязкостью даже при
низких температурах. Это, однако, не исключает целесообраз-
целесообразности разработки более совершенного флюса для сварки хромо-
никельмарганцевых аустенитных сталей. О рутилофлюорито-
кальциевом покрытии электродов для сварки таких сталей
особенно хромоникелевых стабильноаустенитных, швы которых
наиболее склонны к образованию горячих трещин, указывалось
В табл. 60, 61 приведены данные по сварке хромоникельмар-
ганцевых сталей с использованием существующих сварочных
материалов, в том числе флюса АН-26. Отметим, что сталь
Х17АГ14 может применяться лишь для изделий, работающих
в обычных температурных условиях в слабоагрессивных средах.
В табл. 62 представлены также данные автора и его сотрудни-
сотрудников * по испытанию некоторых хромоникелъмарганцевых аусте-
аустенитных сталей.
Опыты показали, что для криогенных изделий, работающих
при температуре ниже —196° С, можно рекомендовать чисто-
аустенитную низкоуглеродистую сталь и сварочную проволоку
Я. М. Зэрецкий и яр.

Химический состав ил
на хромоннкелыиарга!
к автоматической дуговой сваркой
0Х2Ш5АГ7
1Х25Н16Г6АР
000X21Н5АГ7
Сва
П оволока
АН-26 . .
Проволока
Проволока
кислый газ
газ ....
Проволока
АН-26 . .
Проволока
АН-26 . .
Проволока
АН-26 . .
рочные материалы
Св-08Х20Н9Г7Т,
Х17АП4, флюс
СВ-08Х20Н9Г7Т
Х25Н16Г6АР,
1Х25Н16Г6АР,
ф.юг
АН-26
флюс
флюс
00ОХ21Н5АГ7, флюс
000X21Н16АГ8,
Ьлюс
г-
0,08
0,14
0,15
0,07
0,10
0,03
0,03
«
10
13
13
6
5
5
7
•1
0
2
1
3
'1
8
Химич
В.
1,26
0,96
0,20
0,48
0,69
0,48
0,60
ск„й состав »н». j.
С,
20,5
17,8
17,5
22,0
24,4
20,3
21,2
м
5,5
_
8,5
15,7
6,4
10,6
и
0,20
-
-
N
0,128
0,224
0,244
Не опре-
0,364
0,105
0,110

Х17АГ14
0Х21Н5АГ7
О00Х21Н5АГ7
1Х25Н16Г6АР
Проволока
Св-08Х20Н9Г7Т,
флюс АН-26 . .
Проволока
Х17АГ14, флюс
АН-26
Проволока
Св-08Х20Н9Г7Т,
углекислый газ
Х1Р7°АП4,Каугле-
Х25Н16Г6АР,
флюс АН-26 . . .
Проволока
000X21Н5АГ7,
флюс АН-26. . .
000X21 HI 6АГ8,
флюс АН-26 . . .
Проволока
1Х25Н16Г6АР,
флюс АН-26 . . .
Пр.,е,а.„. Пр„сб„р.,„
инений, сваренн
н
И
•Л)
2A
20
¦2\i
2ft
-19b
20
-ЯЯЯ
—19b
2ft
-25J
-т.
40,6
52,0
39,0
53,4
46,0
—
40,3
—
39,9
—
41,1
85,8
116,1
"в
Т?
НН
73
л\
4
0
4
В2,8
7П
69
fiH
7ft
171!
Н8
пр
7
Я
,4
7
V
ере
дуго
5,
^1,1
36,9
47,6
42,1
27,0
—
44,9
—
4ft 1
—
чб ч
V/ 1
9,0
ости
к шв
ой
ф
ад
,"9
55
34
49
S?
с
Таблица 61
варкой
i-
Ь
6
9,5
8,0
8,1
1
1 7,2
5 19,4
Ь
?
6,4
12,5
1,8
15,7
4,3
25,1
7,1
6,5
сварного со
Г
У4
87
71
93
71
77
—
3
1
0
72,0
—
79.
—
ед„
1
(электроды) для ее сварки с отношением содержания^52 =
= U-г 1,5.
Преимущество хромоникельмарганцеазотистой стали и швов
по сравнению с описанной выше хромоникельазотистой сталью
состоит в лучшей свариваемости (более высокой стойкости швов
против образования горячих трещин), в более высоких проч-
прочностных свойствах при комнатной температуре и большей раство-

Механические свойства некоторых хромоникель
Марка стали
Х17АГ14
0Х21Н5АГ7
<0,05%С; O,16%N) ......
000X21Н5АГ7
<0,03%С; 0,11 *N)
1Х25Н16АГ8Р ........
<0,Ю%С; 0,16%N)
Темпера-
Температура ис-
пы°сни"'
20
—196
20
—196
-253
20
-196
—253
20
—196
—253
45,0
42,7
90,8
120,0
47,9
107,1
131,2
40,6
90,7
116,7
арган
Меха
кГ1мм'
85,0
е опр
77,9
165,7
157,6
78,7
164,5
170,1
71 1
151,4
184,0
евых
нчески
К %
65,0
деля л
55,5
52,4
19.8
54,0
50,0
29,7
56,9
39,8
30,5
талей
СЕОЙСТ
*, %
75,0
67,1
67,9
70,3
—
а
а
кГ-mIcm'
22,5
6,5
33,1
10,1
8,6
22,9
11,2
8,9
31,0
12,7
10,0
римости азота, что позволяет расширить предел его содержания
и облегчить тем самым попадание в состав стали и проволоки.
Из приведенных данных видно, что повышение запаса аусте-
нитности хромовикельмарганцевого металла за счет увеличения
содержания никеля (даже при несколько меньшем, чем у стали
Х17АГ14, содержании марганца) обеспечивает более высокую
вязкость металла как при комнатной, так и при низких темпера-
температурах. Причем хромоникельмарганцеазотистая сталь 0Х21Н5АГ7
и швы идентичного с ней состава не являются оптимальными
с точки зрения наиболее приемлемых механических свойств свар-
сварных соединений при низких температурах. Металл такого состава
содержит от 2 до 7% ферритной фазы, количество которой воз-
возрастает при снижении содержания углерода до 0,02—0,03%.
Несмотря на низкое содержание углерода, наблюдается некото-
некоторое охрупчивание такого металла при повторном нагреве в ин-
интервале критических температур (табл. П). Последнее может
быть обусловлено недостаточной стабильностью аустенита стали
типа 21-5-7, для которой 0,03% углерода является еще высоким.
Удовлетворительными свойствами при низких температурах
обладает чистоаустенитная сталь 1Х25Н16Г7АР и металл шва
идентичного состава, однако после провоцирующего нагрева
ударная вязкость такого металла сильно снижается, что отчетли-
отчетливо обнаруживается при испытании уже при комнатной темпера-
температуре и тем более при —196°С (табл. 11). Охрупчивание такого
металла (основного и шва) обусловлено выделением карбидов
221

(карбонитридов), причем мартенсит при этом не образуется. Как
отмечалось, этих недостатков не имеет низкоуглеродистая хро-
моникельмарганцеазотистая чистоаустенитная сталь с отноше-
отношением содержания ^^ = 1,0-7-1,4. Сварные соединения из этой
стали с аустенитным швом с несколько большей аустенитностью
(ш \
(^-^ = 1,1-М,5 , выполняемые автоматической сваркой под
низкокремнистым флюсом или ручными электродами с покры-
покрытием, исключающем науглероживание наплавленного металла,
обладают достаточно высокими механическими свойствами при
низких температурах и стабильностью структуры и свойств.
в условиях нагружения, в том числе и до разрыва, при этих тем-
температурах.

СВАРКА
ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ
НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
VI-
19. ВЛИЯНИЕ
ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ
НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА
ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Автор совместно с К. А. Ющенко и В. Г. Фартушным
исследовал свариваемость нескольких ферритно-аустенитных ста-
сталей (табл. 63) [85, 86, 89, 100]. Было установлено, что исследо-
исследованные, ферритно-аустенитные стали, кроме стали Х28АН, отли-
отличаются большой склонностью к росту зерна при воздействии
Таблица 63
Химический состав исс
0X2IH3T
0Х2Ш5Т
1Х21Н5Т
0Х2Ш5Б
0Х2Ш6М2Т ....
Х28АН
0Х18Н2Г8Т
ледова
10
8
10
5
8
2
6
иных ферритн
с
0,06
0,06
0,14
0,10
0,06
0,14
0,08
м„
1,60
0,74
0,58
0,65
0,70
0,61
7,40
э-аусте
S.
0,45
0,60
0,50
0,45
0,44
0,42
0,20
НМТНЫХ
Gr
21,0
20,5
21,4
21,4
20,8
25,7
17,9
СТ
3
5
5
5
6
1
2
алей
4
3
3
7
0
64
30
TI
0,26
0,48
0,80
0,44
0,28
элементы
_
0,72 Nb
0,142 N
сварочного термического цикла (рис. 122, 123 и 124). Наряду
с ростом ферритных зерен при воздействии высокотемпературно-
высокотемпературного нагрева возрастает общее количество феррита, а содержание
аустенитной фазы уменьшается. Такое изменение соотношения
феррита и аустенита в сталях этого типа после кратковременного
высокотемпературного нагрева вполне объяснимо при рассмот-
рассмотрении диаграммы состояния хромоникелевых сплавов на базе
75% Fe (см, рис. 18). Согласно этой диаграммы, при длительном
нагреве ферритно-аустенитной стали при температурах, близких
к температуре плавления, она может стать полностью феррит-

ной. Последующим быстрым охлаждением фиксируется образо-
образовавшаяся структура.
При сварке вследствие кратковременного пребывания ме-
металла околошовной зоны при высоких температурах полное
т -*- а-превращение не происходит и поэтому в металле сохра-
няется некоторое количество аустенита. Вместе с тем размер
зерна и количество феррита, а также ширина зоны перегрева
зависят от погонной энергии сварки, соотношения количества
структурных составляющих в исходном состоянии и чувстви-
чувствительности стали к перегреву (рис. 125). Наиболее значительный
рост зерна и уменьшение аустенитной фазы наблюдаются в око-
околошовной зоне сварного соединения стали 0Х21НЗТ (рис. 123,я).
Сталь типа 21-5Т с содержанием 0,14% С AХ21Н5Т), несмотря
224
I

Рис. 123. Микроструктура металла сколошовной зоны у линии сплавле-
сплавления сварных соединений из сталей, Х150:
Ч-0Х2ШЗТ, 560О Кйл/см; б - ШШ5Т, 4000 каМсн; В-0Х21Н5Т,
()
5600 кал/см), Х300.
15 13

на несколько большее количество в ней аустенита в исходном
состоянии, более склонна к росту зерна и увеличению ферритной
фазы при воздействии термиче-
термического цикла сварки, чем сталь
того же типа, но с меньшим ко-
количеством углерода @Х21Н5Т,
рис. 123,6, б). Аналогично сталям
1Х21Н5Т и 0Х21Н5Т изменяется
структура в сталях 0Х21Н6М2Т
(рис. 124) и 0Х18Н2Г8Т при воз-
воздействии сварочного нагрева. Зна-
Значительно меньшей склонностью к
перегреву (росту зерна) при
сварке обладает сталь 0Х21Н5Б
(рис. 123,г) и еще меньшей —
погон- сталь Х28АН.
:т фер- Кратковременный отпуск свар-
линии) ных соединений исследуемых ста-
шовной ЛеЙ ПрИ темпеРатУРе Д° 700° С не
сталей; изменяет заметно микрострукту-
J-0X21H3T; 2-1Х21Н5Т; S - 0X21 НЕТ; РУ МеТЭЛЛа ОКОЛОШОВНОЙ ЗОНЫ
4-0Х2Ш5Б. (рис. 126,а). После выдержки в
да
20
3D
у
?f
—-
^-
/
к
№.«
1ой энергв
1 (пут
(СП
течение 2,5 ч при температуре 750—800° С в феррите обнару-
обнаруживается некоторое количество аустенита ("[' -фазы), причем
а—?' -превращение происходит в направлении от границ фер-

Г
)Х
У
у
(
s
2
3
-е-
4
5
0 Ю 20 30 АО
ритных зерен к их центру (рис. 126,6). С увеличением выдержки
пря температуре 750—800° С количество у'-фазы, выделившейся
в феррите, возрастает, а повышение температуры отпуска до
850—900° С приводит к интенсивному (ускоренному и более пол-
полному) а — т' -превращению (рис. 126,е).
Вследствие роста зерна и уменьшения количества аустенита
наблюдается снижение ударной вязкости
металла околошовной зоны в соединениях
ферритно-аустенитных сталей (рис. 127).
При этом, чем более склонность стали к
росту зерна, чем значительнее уменьше-
уменьшение количества аустенитной фазы при
воздействии сварочного нагрева, тем зна-
значительнее снижается ударная вязкость
металла. Вместе с тем при дуговой свар-
сварке ударная вязкость металла околошов-
околошовной зоны соединений сталей типа 21-5
сохраняется достаточно высокой.
Повторный длительный нагрев предва-
предварительно перегретого ферритно-аустенит- Г
ного металла может привести к еще боль- 1
шему охрупчиванию его.
Для анализа изменений микрострукту-
микроструктуры и свойств ферритно-аустенитных ста-
сталей после высокотемпературного нагрева
и последующего отпуска были проделаны
следующие опыты. Заготовки из сталей
0Х21Н5Т нагревали в печи при темпера-
температуре 550—900° С в течение 1 ч. В образцах, подвергнутых различ-
различной термической обработке, магнитометрическим методом опре-
определяли количество ферритной фазы и исследовали микрострук-
микроструктуру. При этом были обнаружены изменения микроструктуры
металла, аналогичные изменениям в околошовной зоне сварных
соединений данной стали. На рис. 128 приведены графики изме-
изменения механических свойств исследуемой стали после различной
термической обработки, а на рис. 129 — графики зависимости
содержания элементов в карбидной фазе в стали 0Х21Н5Т от тем-
температуры повторного нагрева (после закалки от 1350" С).
Из приведенных графиков следует, что повторный нагрев
в интервале 550—700° С предварительно закаленной от высоких
температур (перегретой) ферритно-аустенитной стали приводит
к интенсивному ее охрупчиванию, несравнимо более сильному,
Рис. 127. Ударная

чем собственно сам по себе перегрев. Охрупчивание такого ме-
металла после отпуска обусловлено выделением сложных железо-
хромотитанистых карбидов (рис. 129) и связанным с этим
снижением стабильности аустенитной фазы, а также частичным
Y - М-превращением. Отметим,
что аустенит стали 21-5 обла-
20
Ю
n
\
\
f
\
A
\
^^
/
ji-—1
ft
/
——'
с I35ST
Рис 128. Графики влияния температу- Рис. 129. Графики влияния тенперату-
предварвтельно закаленной от 1350° С на содержание железа, хрома и тита-
(нагрев 5 мин) стали 0Х21Н5Т на ее на в карбидном осадке, электролитиче-
неханические свойства. ски выделенного из стали ОХ21Н5Т,
предварительно закаленной от темпе-
температуры 1350" С.
дает малой стабильностью даже в исходном состоянии (в состоя-
состоянии поставки).
При быстром охлаждении от температур 1000—1200° С кар-
карбиды фиксируются в твердом растворе (в данном случае преиму-
преимущественно в аустенитной фазе), а при охлаждении от более
высоких температур, когда в исследуемой стали количество аусте-
нита резко уменьшается, происходит некоторое выделение кар-
карбидов хрома и титана, несмотря на быстрое охлаждение металла.
Это может быть объяснено весьма ограниченной растворимостью
углерода в феррите, значительно меньшем, чем в аустените,
количество которого вследствие перегрева резко уменьшилось.
Отмеченное термическое воздействие на металл и связанное
с этим охрупчивание может быть при сварке на весьма мощных
режимах (с большой погонной энергией) и при многократном
исправлении дефектов и ремонте швов.
Испытания соединений на межкристаллитную коррозию пока-
показали (табл. 64), что при соотношении в ферритно-аустенитной
стали N11 Сг < 0,2 и Ti [ С< 6, а также при уменьшении количе-

Склонность металла околошовной зоны феррнтно-аус
к межкристаллитной коррозии в зависимости от коли
и температуры отпуска
Таблица 64
ества ферритиой фазы
Марна стали
0X2IH3T
)Х21Н5Т
Ш8Н2Г8Т
[Х2Ш5Т
)Х2Ш5Б
0Х2Ш6М2Т
Тол
тина.
10
8
К
1A
5
8
TI/C
Nb/C
4,3
8.0
.4,5
'ЛИ
7,3
0,162
0,258
0,335*
0,247
0,266
—
деляли
Припер
Yco-"
TtTkS
30
55
50
60
55
60
-фазы, %
шовной
У!
Сл.
30—35
10—15
40—45
30-35
Межк
Я
Есть
Нет
Есть
Нет
ИСТЭЛЛ1
?§•
Есть
Нет
Есть
Нет
ГонТ^Г
отпуск
Нет
Есть
Нет
И
Her
• Учтенс
аусте
мрующее дейст!
ааргав
ства аустенитной фазы в околошовной зоне до 20% и менее в со-
соединениях по линии сплавления проявляется склонность к меж-
межкристаллитной коррозии. Отпуск сварных соединений из сталей
0Х21НЗТ и Х28АН при температуре
760—780° С и соединений из стали .
1Х21Н5Т при 850°С предотвращает
межкристаллитную коррозию металла [
околошовной зоны.
Эти данные в сопоставлении с дан-
данными, изложенными в гл. IV, позво-
позволяют заключить, что проявление меж- Pl
кристаллитной коррозии сталей Х28АН
и 0Х21НЗТ после высокотемпературно-
высокотемпературного нагрева обусловлено изменениями
границ ферритных зерен аналогично
изменениям в однофазной феррвтной
стали, а сталей 0Х21Н5Т, 0Х18Н2Г8Т
и 1Х21Н5Т—изменениями коррозион-
коррозионной стойкости аустенитной фазы.
При длительной выдержке в концентр р в
лоте при температуре выше 70° С в околоик

/
\
V
,—„—
/I-
из сталей типа 21-5 и 18-2-8, стабилизированных титаном, обна-
обнаруживается два участка с пониженной коррозионной стойкостью
(рис. 130): первый, непосредственно примыкающий к шву и на-
нагревающийся в процессе сварки при температуре выше 1000° С
до плавления, и второй, расположенный на некотором расстоянии
от шва и нагревающийся в интервале температур 500—800° С.
Как показали испытания в кипящей 56%-ной азотной кислоте
образцов из стали 0Х21Н5Т после на-
нагрева в течение 2,5 ч при различных
температурах, критической температу-
температурой для данного класса сталей является
600—650° С {рис. 131, кривая /).
Можно полагать, что в участке око-
околошовной зоны, удаленном от шва и на-
нагреваемом в критическом интервале
температур, понижение коррозионной
стойкости металла обусловлено обед-
обеднением хромом пограничных слоев
аустенитной фазы вследствие выделе-
ния карбидов, богатых хромом, а так-
же возникновением напряжении в ре-
Рис 131 Графики влияния шетке твердого раствора и частичным
температуры нагрева на кор- Т"* ^-превращением ПОГрЭНИЧНЫХ СЛО-
розионную стойкость в ки- ев зерен.
пящей 56%-ной азотной кис- Визуальным осмотром поверхности
Л°ОТ21Н5БИ('2) испытанных образцов и металлографи-
и ческими исследованиями установлено,
что коррозионная стойкость участка,
примыкающего к шву, значительно ниже, чем удаленного. Отпуск
сварных соединений при температуре 850—900° С в течение 2—
3 ч повышает коррозионную стойкость примыкающего к шву
участка и полностью восстанавливает стойкость второго.
Аналогичные участки околошовной зоны с пониженной корро-
коррозионной стойкостью в серной кислоте обнаруживаются в сварных
соединениях стали 0Х21Н6М2Т.
Степень понижения коррозионной стойкости в первом участке
околошовной зоны находится в прямой зависимости от продол-
продолжительности пребывания металла при высоких температурах
и в обратной зависимости от скорости охлаждения от этой тем-
температуры, т. е. зависит от степени перегрева металла и количе-
количества карбидов, выделившихся при последующем охлаждении.
О таком влиянии продолжительности высокотемпературного
230
I

г
1 n
1
s , j,<
M j
—
нагрева и скорости последующего охлаждения свидетельствуют
графики, приведенные на рис. 132.
Изменение коррозионной стойкости в тех же условиях испы-
испытания хромоникелевой стали 21-5, стабилизированной ниобием,
после нагрева при различных температурах весьма незначитель-
незначительное (рис. 131, кривая 2). Коррозионная стойкость этой стали
мало изменяется и при высокотемпературном нагреве, что об-
обусловлено малой чувствительностью
ее к перегреву.
На рис. 133 показана микрострук-
микроструктура металла околошовной зоны
(участка у линии сплавления со
швом) исследованных сварных соеди-
соединений хромоникелевых сталей после
испытания в азотной кислоте различ-
различной агрессивности и сварных соеди-
соединений хромоникельмолибденовои
стали после испытания в 10%-ной
серной кислоте. Из рисунка видно,
что при длительном воздействии ки-
кипящей азотной кислоты высокой кон-
концентрации в сварных соединениях
ферритно-аустенитных хромоникеле- ' - омажде™|[Я1?1д™*]?"; вогд7
вых сталей, стабилизированных ти-
титаном, в участке, примыкающем к
шву, происходит избирательная (структурная) коррозия. То же
самое наблюдается в сварном соединении сталей 0Х18Н2Г8Т при
испытании в азотной кислоте той же концентрации и 0Х2Ш6М2Т
при испытании в 10%-ной кипящей серной кислоте. Коррозионно-
Коррозионному разрушению подвержена преимущественно аустенитная фаза,
расположенная в виде сравнительно тонких прослоек между
крупными зернами феррита. Чем крупнее зерно феррита, меньше
количество и тоньше прослойки аустенитной фазы, а также чем
меньше соотношение содержания титана к углероду в стали, тем
интенсивнее и при меньшей концентрации азотной кислоты или
при более низкой температуре развивается структурная корро-
коррозия. В соединениях стали 0Х21Н5Б этот вид коррозии отсутствует
(рис. 133,е). Коррозия в этих соединениях равномерная в кипя-
кипящей 65%- и 98%-ной азотной кислоте.
С точки зрения современной теории коррозии [4, 191, 17, НО]
структурную коррозию в сварных соединениях и закаленных от
высокой температуры образцах ферритно-аустенитных сталей,
Рис. 132. Графики влияния
продолжительности нагрева
при температуре 1300° С
и скорости последующего
охлаждения стали 0Х21Н5Т

стабилизированных титаном, можно объяснить разностью элек-
электродных потенциалов аустенита и феррита в этом металле, а так-
также разностью поверхностей структурных составляющих в местах
¦ной кислоте прилегающего к
рных соединений из хромопию
э™ ки'пЯЩей°ШОаГ е - 0Х51Н5Б в
контактирования с агрессивной средой. Согласно этой теории,
в гетерогенном сплаве, представляющем в электролите много-
многоэлектродную систему с несколькими катодами и анодами, пре-
преимущественно будет растворяться фаза, обладающая в данном
электролите наиболее отрицательным электродным потенциалом,
т. е. фаза, которая в этих условиях в работе с другими структур-
структурными составляющими будет анодом или при нескольких анодах
будет наиболее эффективным анодом. Причем, чем больше отри-
отрицательный потенциал и меньше поверхность эффективных анод-
232

ных участков, тем при прочих равных условиях выше плотность
тока на аноде, медленнее поляризуется катод и, следовательно,
быстрее протекает электрохимическая коррозия активного анода.
при температуре 80° С, в — 0Х2Ш5Т в Б0%-ной HNOi при 50° С; г — то же. в
65% ной кипящей HNOj, ж — 0Х2Ш6М2Т в 10%-ной HsSO. при температуре 70° С;
3 —то же, в 10%-ной кипящей HjSO..
Не имея практической возможности в настоящее время изме-
измерить электродные потенциалы структурных составляющих метал-
металла в прилегающем к шву весьма узком участке, можно, однако,
предположительно сделать некоторые выводы в этом отношении,
исходя из неодинакового содержания хрома и разницы в разме-
размерах поверхностей ферритной и аустенитнои фаз исследуемого ме-
металла. Как следует из диаграммы состояния сплавов железо —
хром —никель (см. рис. 18), феррит в сталях этого класса
обогащен хромом и обеднен никелем, а аустенит, наоборот, обед-
233

между структурны]
Марка стали
0X21Н5Т
0Х2Ш5Б
ЭХ21Н6М2Т
Основной металл . .
расстоянии 0,15 мм
шзом
Основной металл
расстоянии 0.26 мм
от шва
швом*
Основной металл . .
Околошовная зона на
расстоянии 0,35 мм
швои
Сг
*
21,4
21,2
21,7
23,6
24,2
22,3
22,0
20,0
т
16,2
1fi,4
17,6
18,6
19,5
20,4
16,0
17,0
Си
Ст
1,32
1,30
1,24
1,27
1,24
1,10
1,37
1,18
Сод
ржание
N1
3,5
3,6
5,0
3,1
3,9
4,8
4,2
5,3
1
6,0
5,9
6,2
6,7
5,5
5,2
7.6
6,5
Си
с<
0,58
0,61
0,82
0,47
0,71
0,92
0..W
0,»2
iHoro элемента
лен хромом и обогащен никелем. При длительном нагреве двух-
двухфазного металла при температуре 1200° С и выше происходит
выравнивание концентрации хрома и никеля между структурны-
структурными составляющими [27]. Действительно, как показали опыты
автора, проведенные совместно с К. А. Ющенко и И. Я. Дзыкови
чем (табл. 65), после высокотемпературного (сварочного) нагре
ва и быстрого охлаждения наблюдается тенденция некоторого
выравнивания концентрации хрома, никеля, ниобия, титана
между ферритной и аустенитнои фазами. Причем, чем выше тем-
температура нагрева металла при сварке, т. е. чем ближе к шву
расположен анализируемый основной металл, тем меньше кон-
концентрационная межфазная неоднородность по этим элементам.
234
J

еталле и в околошоввой зоне сварных соединений
МО
-
-
2,2
2,5
2,2
т
-
_
—
-
-
—
2,1
1,4
1,4
Се
-
-
-
-
-
1,05
1,78
1,58
0.47
0,39
0,49
-
-
0,15
0,26
0,20
т
0,30
0,29
0,33
-
_
0,11
0,21
0,17
С*
57
1,36
1,35
1,26
-
-
—
1,36
1,24
1,18
Nb
_
не.
нет
0,15
-
—
-
_
0,17
0,27
0,35
-
-
Са
-
-
-
0
0
0,43
_
-
створе) к
Однако вследствие кратковременности сварочного термического
цикла разность в содержании элементов между фазами сохра-
сохраняется даже в металле околошовного участка, который нагре-
нагревается при сварке до наиболее высоких температур. Феррит со-
содержит больше хрома, молибдена и титана и меньше никеля, чем
аустенит. Вследствие этого в условиях сильной окислительной
среды способность к пассивации и, следовательно, стойкость
против коррозии аустенитной фазы хромоникелевого металла
оказывается значительно меньше, чем феррита. В окислительных
средах пассивирующая способность и, следовательно, коррозион-
коррозионная стойкость как аустеннтной, так и ферритной стали, а также
аустенитной и ферритной составляющих высоколегированной

стали зависит полностью от содержания хрома [119, 189, 190, 146].
Интенсивному растворению аустенитной фазы, по-видимому,
в данном случае способствуют также напряжения и пластическая
деформация (наклеп) ее, возникшие в процессе высокотемпера-
высокотемпературного нагрева и последующего быстрого охлаждения металла
вследствие разности в коэффициентах линейного расширения
феррита и аустенита. Измерения показали, что микротвердость
аустенитной стали XI8H9T составляет 210—230 кГ/мм2, а аусте-
аустенитной фазы в околошовной зоне стали 0X21Н5Т — 250—
270 кГ/мм2. Учитывая весьма незначительную разницу в химиче-
химическом составе стали Х18Н9Т и аустенитной фазы стали 0Х21Н5Т,
можно заключить, что увеличение микротвердости аустенита
двухфазной стали обусловлено наклепом.
С целью приближенной оценки влияния химического состава,
а также соотношения поверхностей контактирующих с агрессив-
агрессивной средой структурных составляющих на их коррозию была
применена методика моделирования [95]. Для этого исследовали
работу двухэлектродного гальванического элемента феррит —
аустенит в 56%-ной кипящей азотной кислоте. В качестве элек-
электродов, моделирующих структурные составляющие, использова-
использовали ферритную сталь Х25Т и аустенитную Х18Н9Т с одинаковым
соотношением титана к углероду. Электроды из обеих сталей
подбирали с таким расчетом, чтобы соотношение контактирую-
. о - 12 4 6
щих поверхностей — было переменным и составляло -у. у> -р у
и у- Общая (суммарная) поверхность всех пар электродов была
при этом неизменной.
Результаты коррозионных испытаний и измерений представ-
представлены на рис. 134, из которого видно, что, несмотря на большее
содержание хрома в феррите (стали Х25Т) по сравнению с аусте-
нитом (сталью Х18Н9Т), имитирующих а- и 7 -фазы в околошов-
околошовной зоне, при соотношении между поверхностями 1 : 1 скорости
их растворения мало отличаются друг от друга. Этим, по-види-
по-видимому, объясняется повышенная коррозионная стойкость стали
в состоянии поставки, когда количество и размер а- и f -фаз в ней
примерно одинаковы.
Замеры стационарных потенциалов в течение 24 ч в кипящей
56 % -ной азотной кислоте показали, что у обоих электродов
(Х25Т и XI8H9T) значения потенциалов близки: у стали Х18Н9Т
равен 1,025 а, а у стали Х25Т несколько сдвинут в положитель-
положительную область и составляет 1,075 в. Это и обусловливает незначи-

тельную разницу в потерях в весе аустенитного и ферритного
электродов при равной их поверхности. Однако и в этом случае
наблюдается работа элемента, о чем свидетельствует наличие
коррозионного тока в электрической цепи между электродами.
Уменьшение поверхности аустенитной фазы приводит к значи-
значительному увеличению плотности кор-
коррозионного тока на аустенитном элек-
электроде, что, в свою очередь, обусловли-
обусловливает его интенсивное растворение. Так,
если при соотношении площадей
а : т = 1 : 1 потери в весе ферритного
электрода составляют 0,10 г/м2 • ч и
аустенитного 0,22 г/м2 ¦ ч, то при а : т =
= 10: 1 феррит растворяется со ско-
скоростью 0,5 г/м2' ч, а аустенит —
2,8 г/м2-ч. Из этого следует, что в ^2д
электрохимической системе феррит- J (с
аустенит благодаря меньшему содер-
содержанию хрома и меньшей поверхности,
контактирующей с агрессивной средой,
аустенитная фаза в условиях воздей-
воздействия сильной окислительной среды
(крепкой азотной кислоты) является
более эффективным анодом и больше
растворяется, чем ферритные зерна.
Находящаяся в более активном состоя-
состоянии аустенитная фаза в околошовной
зоне расположена преимущественно в
виде сплошной цепочки по толщине
металла, в результате чего локальная
(избирательная) коррозия вглубь ме-
металла усиливается.
Выше указывалось, что с увеличением содержания углерода
в стали (с уменьшением соотношения Tl/С) структурная корро-
коррозия металла околошовной зоны усиливается; коррозия такого
металла наблюдается при воздействии азотной кислоты несколь-
несколько меньшей концентрации и при более низкой температуре. Оче-
Очевидно, избыток углерода в стали приводит к дополнительному
уменьшению содержания хрома в пограничных слоях аустенит-
аустенитной фазы вследствие выделения из а-твердого раствора карбидов
хрома во время пребывания металла околошовной зоны в кри-
критическом интервале температур (800—500° С) при охлаждении
ff —
/
гт
/
/
/
s
-f
134. Гр
кости
гнитного
юших в
¦НОЙ КИП!
НОСТЬ КО]
б
афики в ли;
площадей
ферриткого
электродов
1
шия
и
,ра-
макропаре в
яшей HNOS
ррозионногс
и скорость
розни
., ка
1 ТО-
ret.

после сварки. В данном случае по сравнению со сталью типа 18-8
выделение карбидов хрома более вероятно, так как при высоко-
высокотемпературном нагреве в стали типа 21-5 аустенитная фаза до-
дополнительно обогащается углеродом в результате уменьшения
ее количества (растворимость углерода в феррите во много крат
Ill
ТВ
n
л
V
A
T
¦ '
Нониектоаиия мщ, %
меньше, чем в аустените). Благодаря дополнительному обедне-
обеднению хромом пограничные слои аустенитной фазы по сравнению
со всей массой аустенита и, тем более, по сравнению с феррит-
ными зернами становятся еще более эффективными анодами
и поэтому интенсивно растворяются. Кроме того, с увеличением
площади катодных участков {выделившихся карбидов) умень-
уменьшается омическое сопротивление системы и поляризация катода,
возрастает коррозионный ток и растворение анода [4]. Оба эти
фактора способствуют структурной коррозии металла околошов-
околошовной зоны.
Опыты автора и его сотрудников [95] показали также, что
отмеченное изменение структуры двухфазных сталей под воздей-
воздействием сварочного нагрева обусловливает возникновение в свар-
сварном соединении, контактирующем с агрессивной средой, гальва-
гальванической макропары — основной металл — зона термического
влияния. Для количественной оценки коррозионных токов и ско-
скорости коррозии металла околошовной зоны в контакте с основ-
основным металлом исследовали электрохимическое поведение пары

электродов, имитирующих эти металлы. В качестве электрода,
моделирующего металл околошовной зоны, использовали сталь
1Х21Н5Т, подвергнутую термической обработке, идентичной сва-
Йочному нагреву с погонной энергией примерно 6000 кал/см.
[оверхность электрода, имитирующего околошовную зону, состав-
составляла 9,0 см2, а основного металла — 72 см2. Эти электроды испы-
Таблица 66
ЕЙ
ю лектродов
1X21Н5Т
0
Зона терми-
чия
0,040
0,046
0,374
0,510
1
7
56
,05
,25
2,87
14,02
тывали в кипящей азот-
азотной кислоте различной
концентрации в контакте
между собой и раздельно.
Кроме того, была измеря-
измеряла разность электродных
потенциалов между этими
электродами. Полученные
экспериментальные дан-
данные приведены на рис. 135
и 136 и табл. 66 и 67.
Из этих данных видно,
что в 20%-ной азотной ки-
кислоте, обладающей срав-
сравнительно слабой окисли-
окислительной способностью,
коррозионный ток и скорость коррозии исследуемых электродов
практически одинаковы, что и наблюдается при испытании реаль-
реальных сварных соединений. С повышением концентрации и соот-
соответственно окислительной способности кипящей азотной кислоты
до 40% и более электрохимические свойства и скорость коррозии
исследуемых электродов, соответствующих основному металлу
и околошовной зоне данной стали, изменяются: возрастает кор-
коррозионный ток и усиливается коррозия анода, которым в данном
случае является металл со структурой, аналогичной околошов-
околошовной зоне.
Разница в коррозионной стойкости элементов макропары
обусловлена различными электрохимическими свойствами ее со-
составляющих в данной среде. При этом существенное влияние
оказывает величина стационарного электродного потенциала ме-
металла. Измерения показали {рис. 136), что между элементами
исследуемой макропары в азотной кислоте имеется значительная
разница в электродных потенциалах АЕ. Причем с повышением
концентрации кислоты значение АЕ между зонами сварного со-
соединения возрастает аналогично скорости коррозии их.
В условиях контактирования различных металлов в агрессив-

ной среде, в том числе различных зон сварного соединения,
т. е. когда между ними протекают электрохимические процессы]
коррозионное растворение менее стойкого металла значительно
усиливается по сравнению с растворением его в изолированном
виде— без контакта. Так, при раздельном испытании в кипящей
56%-ной азотной кислоте образцов из стали 1Х21Н5Т в состоянии
поставки и той же стали, предварительно перегретой при высо-
высокой температуре, первый металл корродировал со скоростью
0,53 г/м2 ¦ ч и второй — со скоростью 2,8 г/м2 ¦ ч, а таких же об-
образцов, но в контакте между собой — соответственно 1,05 г/м2 • ч
и 7,25 г/м2 ¦ ч.
Отсутствие структурной коррозии в околошовной зоне стали
0Х21Н5Б можно объяснить меньшей разностью поверхностей
ферритной и аустенитной фаз в этом металле, а также несколько
меньшей межфазной неоднородностью по хрому в нем. По-види-
По-видимому, немаловажное значение имеет также преимущественное
растворение ниобия в аустените (табл. 65), вследствие чего вы-
выделение карбидов из такого аустенита не столь опасно, как в слу-
случае стабилизации стали титаном подобно описанному выше
благоприятному влиянию ниобия на предотвращение ножевой
коррозии в сварных соединениях стали 0Х17Н5АГ9.
Коррозия околошовной зоны сварных соединений стали
0X2IH3T, имеющая вид межкристаллитной, обусловлена, по-ви-
по-видимому, как обеднением аустенитной фазы хромом, так и изме-
изменениями в пограничных слоях ферритных зерен (образованием
напряженных прослоек) при высокотемпературном нагреве
и быстром охлаждении. Поскольку количество аустенитной фазы
в околошовной зоне весьма мало и она расположена в виде
отдельных прерывистых прослоек (рис. 123,а), низкая коррози-
коррозионная стойкость металла в данном случае, по-видимому, обуслов-
обусловлена изменениями на границах ферритных зерен.
То же самое происходит и в сварных соединениях стали
Х28АН, несмотря на малую изменяемость структуры при воздей-
воздействии сварочного нагрева [85].
С уменьшением концентрации азотной кислоты или сниже-
снижением температуры среды структурная коррозия околошовной
зоны исследуемых сварных соединений ослабевает благодаря за-
замедлению катодного и анодного процессов. С повышением темпе-
температуры и концентрации азотной кислоты или при добавлении
к последней более сильных окислителей кривая катодной поляри-
поляризации хромоникелевой стали смещается в область более поло-
положительных потенциалов, а кривая анодной поляризации — в ме-
2*0

нее положительную область [118]. Следовательно, с повышением
температуры или концентрации окислительной среды, в том числе
азотной кислоты, ускоряются катодный и анодный процессы,
в результате чего коррозия металла усиливается. Естественно,
что с понижением концентрации кислоты и температуры наблю-
наблюдается обратное явление. Испытания, проведенные автором, по-
показали, что в сварных соединениях стали типа 21-5 с соотноше-
соотношением Ti/C>6 структурная коррозия отсутствует в азотной кис-
кислоте следующих концентраций: до 30% при кипении, до 50%
при температуре до 80° С и 55% при 50° С.
При длительных испытаниях (до 4400 ч) в производственных
условиях, проведенных В. М. Брусенцовой, выяснилось, что
в сварных соединениях стали 0Х21Н5Т в 47%-ной азотной кисло-
кислоте при температуре 80° С коррозия равномерная и общая корро-
коррозионная стойкость вполне удовлетворительная. В соединениях же
стали 0X2IH3T с незначительным количеством аустенитной фазы
в околошовной зоне (в участке, примыкающем к шву) обнару-
обнаружили структурную коррозию (рис. 133,6) типа межкристаллит-
ной. При менее длительных испытаниях B40 ч) в лабораторных
условиях в 50%-ной азотной кислоте при 70" С избиратель-
избирательная (структурная) коррозия в этих соединениях отсутствует
(рис. 133,а).
Отпуск сварных соединений при температуре 900—980° С или
закалка от 980—1050° значительно повышает коррозионную стой-
стойкость металла околошовной зоны, что объясняется уменьшением
разницы между поверхностями ферритной и аустенитной фаз
благодаря а -> ?'-превращению, а также уменьшением наклепа
аустенитной фазы. При этом в сварном соединении стали
0Х21Н5Т структурно-избирательная коррозия в 65%-ной кипящей
азотной кислоте полностью отсутствует (рис. 137,а), а в соедине-
соединении стали 1Х21Н5Т — значительно уменьшается (рис. 137,6) по
сравнению с нетермообработанными сварными соединениями.
Причем температура отпуска (закалки) 850°С для этого недо-
недостаточна (рис. 137,в).
Различная реакция на сварочный нагрев и последующую тер-
термическую обработку исследуемых двухфазных однотипных ста-
сталей с различным содержанием углерода подтверждает целесооб-
целесообразность снижения содержания углерода не только в аустенитных
коррозионностойких сталях, но и в двухфазных ферритно-аусте-
нитных. Поскольку термическая обработка крупногабаритных
изделий практически неосуществима, из ферритно-аустенитных
сталей, стабилизированных титаном, можно изготовлять изделия,

работающие в средах, не вызывающих структурную коррозию
соединений в состоянии после сварки.
Рассмотрим коррозию двухфазного металла в околошовной
зоне сварных соединений стали 0Х21Н6М2Т. В отличие от окис-
окислительных сред таких, как азотная кислота, пассивирующая
способность в которых аустенитной и ферритной сталей зависит
Рис. 137. Корроз!
0Х21Н5Т
1X2IH5T е
е от температуры 980" С (а) и соединений
на воздухе от 980° С F) и от 850' С (в),
й 6000 кал/см).
от содержания хрома, в неокисляющих средах, в том числе в сер-
серной кислоте, коррозионная стойкость металла определяется глав-
главным образом содержанием никеля, молибдена, меди и других
электроположительных элементов [191, 190]. В работе [230] по-
показано, что в серной кислоте сталь, которая содержит больше
хрома и меньше никеля имеет более отрицательный потенциал,
чем сталь с более высоким содержанием никеля и меньшим —
хрома. Из этих данных следует, что при испытании в серной кис-
кислоте двухфазного хромоникелевого металла {без молибдена)
разрушаться должна преимущественно ферритная фаза, содер-
содержащая меньше никеля, чем аустенитная составляющая. Такой
характер коррозии (вытравление феррита) в серной кислоте хро-
моникелевой ферритно-аустенитной стали наблюдали Т. Г. Крав-
Кравченко, М. А. Веденеева и Ф. С. Раховская [117]. В нашем случае
благодаря наличию молибдена характер коррозии в серной кисло-
кислоте околошовного участка сварного соединения стали 0Х21Н6М2Т
коренным образом меняется. Несмотря на несколько большее

содержание никеля в аустените этого металла по сравнению
с ферритом, низкая концентрация в нем молибдена (см. табл. 65),
по-видимому, обусловливает более отрицательный электрохими-
электрохимический потенциал аустенитной фазы и меньшую пассивирующую
способность в неокисляющей среде (серной кислоте) по сравне-
сравнению с ферритной фазой. Благодаря этому в многоэлектродной
микросистеме исследуемого металла (карбиды, феррит, аусте-
нит) аустенитные прослойки являются в этой среде более эффек-
эффективными анодами и интенсивно растворяются. При этом значи-
значительная разность в размерах поверхностей ферритной и аусте-
аустенитной фаз, контактирующих с агрессивной средой, способствует
ускорению структурной коррозии благодаря увеличению плот-
плотности коррозионного тока.
Таким образом, для уменьшения интенсивности электрохими-
электрохимических процессов в микроэлементах феррит-аустенит и, следова-
следовательно, предотвращения структурно-избирательной коррозии ме-
металла в прилегающем к шву участке околошовной зоны сварных
соединений хромоникелевой двухфазной ферритно-аустенитной
стали в условиях воздействия окислительных сред повышенной
агрессивности и соединений хромоникельмолибденовой двухфаз-
двухфазной стали в условиях воздействия неокислительных сред необхо-
необходимо, чтобы количество структурных составляющих (феррита
и аустенита) и определяемая этим поверхность их в металле
были бы примерно одинаковыми или количество аустенита пре-
превышало бы количество феррита как в исходном состоянии стали,
так и после воздействия термического цикла сварки. Для этого
необходимо не только иметь в стали требуемое соотношение
аустенитизирующих и ферритизирующих элементов и минималь-
минимальное содержание углерода, но и модифицировать сталь с тем, что-
чтобы уменьшить склонность ее к росту зерна и изменяемости коли-
количества структурных составляющих при воздействии сварочного
термического цикла.
Согласно описанным выше экспериментальным данным авто-
автора и литературным сообщениям [182, 160], склонность ферритно-
эустенитной и ферритной сталей к росту зерна при высокотемпе-
высокотемпературном нагреве сильно уменьшается при введении ниобия или
азота. Исходя из этого, автор попытался уточнить составы двух-
двухфазных хромоникелевой и хромоникельмолибденовой сталей
с целью уменьшения их реакции на сварочный термический цикл
[104]. Для этого были выплавлены и исследованы несколько
опытных сталей указанных типов, модифицированных отдельно
азотом, ниобием и совместно (табл. 67). Содержание никеля
16* 243

Марна
0X21Н5Б . . .
ОХ2Ш5АБ . .
0Х20АН5 . .
0Х30АН9 . .
0Х2Ш6АМ2
С
0,04
0,05
0,05
0,06
0,04
0,75
1,08
1,07
1,10
0,50
S,
0,24
0,10
0,10
0,38
0,29
ический
Сг
21,0
21,0
19,8
30,8
21,4
шей
состав.
Ш
5,8
5,7
sU
7,0
к
МО
2,3
Nb
1,0
0,46
N
0,08
0,28
0,24
0,23
0,27
Количе-
феррита
32
20
10
21
25
a j стен итно-ферритных
Марка
0Х2Ш5Б
0X21Н5АБ
0Х20АН5
0Х30АН9
0Х21Н6АМ2
41,7
48,9
44,3
59,9
40,8
63,9
80,8
77,6
83,0
70,4
двухфаэнь
36,3
45,5
56,5
36,7
44,4
IX
53
68
74
62
ли
5
,8
,1
,8
,8
"„.
9,1
12,0
35,0
17,0
18,1
сила
Не
Не
ПО 1ИНИИ
8,7
10,0
26,2
определя-
определя-
в опытных сталях, кроме 0Х30АН9, было сохранено примерно
таким, как и в сталях 0Х21Н5Т и 0Х21Н6М2Т. Для лучшей про-
катываемости в жидкую сталь добавляли 1% церия (ферроце-
рия). После прокатки стали подвергали закалке в воде от тем-
температуры 1050° С. Механические свойства опытных сталей приве-
приведены в табл. 68. Микроструктура металла у линии сплавления со
швом сварных соединений опытных сталей, сваренных с погон-
погонной энергией 4800—5000 кал/см, показана на рис. 138.
Все опытные стали, содержащие азот, наряду с достаточно
высокими прочностными характеристиками, особенно пределом
текучести, обладают весьма высокой пластичностью. Стали с нио-
ниобием, несмотря на мелкозернистую структуру, и независимо от
наличия азота имеют в два-три раза меньшую ударную вязкость
по сравнению со сталями с азотом, но без ниобия. Азотосодер-
жащие стали без ниобия сохраняют высокую ударную вязкость
в околошовной зоне. Введение только ниобия уменьшает, но не
244

предотвращает роста зерна в околошовной зоне, а ниобия со-
совместно с азотом или только азота — сильно уменьшает рост
зерна при воздействии сварочного термического цикла.
Как показали коррозионные испытания, металл околошоаной
зоны сварных соединений всех исследованных сталей стоек про-
¦?.{-*.'
I
Tpjirvp;
0Х21Н5Б
tBipHHX соед
ич сталей 0X21
(б), 0Х21Н5АБ
0Х20АН5
0Х21Н6АМ2
Н5Б
тив межкристаллитной коррозии при испытании по методу AM.
как в состоянии после сварки, так и после провоцирующего на-
нагрева при 650° С в течение 2 ч, и против избирательной коррозии
при испытании соединений из хромоникелевых сталей в кипящей
65%-ной азотной кислоте и из хромоникельмолибденовой стали
в кипящей 10%-ной серной кислоте.
Таким образом, для уменьшения склонности к росту зерна
при воздействии термического цикла сварки и предотвращения
структурно-избирательной коррозии в средах повышенной агрес-
агрессивности металла околошовной зоны сварных соединений двух-
двухфазных ферритно-аустенитных хромоникелевых и хромоникель-
245

молибденовых сталей целесообразно их легировать азотом в ко-
количестве 0,15—0,25%. В качестве заменителя стали Х18Н10Т
целесообразно применять сталь 0Х21АН5 следующего состава'
не более 0,06% С; 0,4—0,8% Мп; до 0,7%. Si; 20—22% Сг; 4,0—
5,0% Ni; 0,12—0,20% N; не более 0,025% S и не более 0,030% Р
либо сталь 0Х21Н5АБ состава: не более 0,07% С; 0,4—0,8% Мгг
до 0,7% Si; 20—22% Сг; 5,2—6,2% Ni; 0,12—0,20% N; 0,60—
1,0% Nb; не более 0,025% S и не более 0,030% Р. По-видимому,
в ряде случаев для окислительных сред повышенной агрессив-
агрессивности найдет применение двухфазная сталь с более высоким
содержанием хрома и, соответственно, никеля, например, сталь
0Х30АН9 следующего состава: до 0,06%. С; 0,4-0,8% Мп; до
0,7% Si; 29,0—31,0% Сг; 8,3—9,7% Ni; 0,15—0,25% N; не более
0,025% S; не более 0,030% Р. При увеличении содержания хрома
более 30—35% до 50% необходимо в таком же количестве повы-
повышать и содержание никеля в сплаве.
Вместо стали Х17Н13М2Т целесообразно применять сталь
0Х21Н6АМ2 состава: не более 0,06% С; 0,4—0,8% Мп; до 0,7% Si;
20—22% Сг; 5,5—6,5% Ni; 1,9—2,6% Mo; 0,12—0,20% N; не более
0,025%S и не более 0,030% Р.
Таким образом, введение азота в нержавеющие аустенитные
и ферритно-аустенитные, или аустенитно-ферритные стали и свар-
сварные швы целесообразно не только и даже не столько с точки
зрения частичной замены и соответственно экономии никеля,
а главным образом, с целью упрочнения металла при одновре-
одновременном повышении пластичности и вязкости, а также, что не ме-
менее важно, с целью модификации сталей для уменьшения их
реакции на сварочный нагрев и модификации сварных швов для
повышения стойкости против образования горячих трещин
и улучшения ряда других свойств. В ближайшее время азот в ка-
качестве легирующего элемента войдет в состав большинства не-
нержавеющих сталей и сварочных проволок, особенно с весьма
низким содержанием углерода.
20. СВАРКА
ХРОМОНИКЕЛЕВЫХ
ФЕРРИТНО-АУСТЕЫИТНЫХ СТАЛЕЙ
Как было показано, механические и коррозионные
свойства двухфазных сталей зависят от соотношения в них коли-
количества феррита и аустенита и от содержания карбидообразую-

щих элементов. Поэтому желательно уточнить это соотношение,
установив оптимальное содержание никеля и ферритизирующих
элементов, в том числе и карбидообразующих в хромоникелевых
швах на сталях типа 21-5.
Влияние никеля
на микроструктуру и свойства
сварных швов с 20—22% хрома
При исследовании влияния никеля на микроструктуру
и свойства сварных швов с 20—22% хрома швы выполняли [101]
дуговой сваркой под окислительным низкокремнистым флюсом
АН-18 на пластинах из сталей 0Х21НЗТ и 0Х21Н5Т проволоками
0Х21НЗТ, 0Х21Н5Т, 06Х19Н9Т с дополнительной засыпкой в про-
простроганные канавки электролитического никелевого порошка.
Содержание никеля в швах составляло 3—12%, количество дру-
других элементов изменялось незначительно (табл. 69). Благодаря
применению окислительного флюса титан выгорал, и в швах его
оставалось не более 0,2%- При таком содержании титан оказы-
оказывал на количество ферритнои фазы и стабилизацию шва весьма
незначительное влияние, которым можно пренебречь.
И швов вырезали в продочьном направлении пятикратные
Табгща 64
Влияние никеля на количество аустеннта и феррита и восприимчивость
К межкристаллитной коррозии сварных швов с 20,6—21 8% хрома
0,06
0,06
0,06
0,07
0,07
0,07
0,07
0,08
0,085
0,09
».
0,76
0,75
0,80
0,68
0,64
0,73
0,81
0,86
0,89
0,82
0,47
0,44
0,52
0,51
0,58
0,56
0,62
0,67
0,57
0,54
C0LTBB
Гг
20,8
21,1
20,6
21,0
21,0
20,7
20,6
21,4
21,8
21,1
V,
3,1
4,0
4,5
5,2
6,1
7,2
8,1
10,2
11,1
11,6
т,
0,16
0,
0,
0,
о
о
0,
0,
0.
о,
9
6
9
8
8
0
5
5
6
85
74
69
57
46
36
27
16
12
3,5
Мсжнри
сварьи
Есть
Нет
Есть
Есть
Нет

A
H"
образцы Гагарина и образцы для коррозионных испытаний, в по-
поперечном — для определения ударной вязкости и стойкости про-
против межкристаллитной коррозии металла в состоянии после
сварки и различной термической обработки. Коррозионная стой-
стойкость оценивалась путем определения склонности металла шва
к межкристаллитной коррозии по
Ь gg «у I I методу AM и к общей коррозии—в
s" 7 J\~ -+—— растворах азотной кислоты.
* -У !\ 1 - Количество ферритной фазы
в швах определяли магнитометри-
магнитометрическим способом и металлогра-
металлографическим анализом. Одновременно
проводили рентгеноспектральный
микроанализ структурных составля-
составляющих, металлографические и элек-
тронномикроскопические исследова-
исследования металла швов.
Опыты показали, что оптималь-
оптимальными механическими свойствами об-
"количестВо'а-тозы %" ладают сварные швы, содержащие
Рис 139 Влияние никеля 20~22% Сг И 5-7% Ni {рис. 139).
(изменения а-фазы) на ме- ^Ри этом наряду с высокой прочно-
ханические свойства свар- стью швы обладают удовлетвори-
ных швов с 20,6—21,8% Сг. тельной пластичностью и ударной
вязкостью. Уменьшение содержания
никеля до 3,1% заметно снижает ударную вязкость и относитель-
относительное удлинение металла шва, что связано со значительным увели-
увеличением феррнтной составляющей (табл. 69) и ростом ферритных
зерен (см. рис. 62, гл. II).
Максимальные значения пределов текучести и прочности при
достаточно высокой пластичности и вязкости шва соответствуют
примерно равному количеству в нем феррита и аустенита и оди-
одинаковому размеру зерен обеих фаз. Увеличение содержания ни-
никеля свыше 6% без дополнительного легирования элементами-
ферритизаторами приводит к уменьшению предела текучести шва
ниже 40 кГ/мм2, а при увеличении никеля свыше 7,0% предел
текучести меньше 35 кГ/мм2. Согласно техническим условиям
сталь 0Х21Н5Т должна иметь ат > 35 кГ/мм2 и °„ > 65 кПмм2.
Указанная прочность стали 0Х21Н5Т, по мнению автора, несколь-
несколько занижена, так как испытания большого количества плавок
стали на протяжении нескольких лет дали более высокие значе-
значения: от > 40 кГ1мм2 и ав > 70 кГ/мм*.

Из условий получения равнопрочного сварного соединения
с достаточными пластическими свойствами металл шва с 20—
22% Сг должен иметь 5—6,5% Ni, что соответствует содержанию
в нем 40—60% ферритной фазы. Такое количество феррита в шве
можно обеспечить, если отношение аустенитизирующих элемен-
элементов к ферритизирующим <j-— = 0,30-r0,40.
Швы, содержащие менее 4,5% Ni (отношение ^^-в- < 0,30)
и свыше 65—70% феррита, в состоянии после сварки подвержены
межкристаллитной коррозии аналогично ферритной стали Х17,
претерпевшей воздействие сварочного нагрева.
Последующий отпуск при 650° С продолжительностью 2,5 ч
частично уменьшает склонность металла
такого шва к межкристаллитной корро- I
зин, а отпуск при 770° С в течение 2,5 ч I
полностью предотвращает ее. J
При повышении количества никеля от j
4,5 до 8%, что соответствует изменению j
количества а-фазы от 60 до 30%, сварные I
швы, содержащие до 0,07% С, стойки \
против межкристаллитной коррозии как j
в состоянии после сварки, так и после j
провоцирующего нагрева при 650° С 2,5 ч, ,
несмотря на недостаточное отношение со- *
держания титана к углероду. Как пока- «
зали дополнительные опыты по сварке •
стали 1Х21Н5Т, сварные швы типа 21-5 '
и 21-6, содержащие более 0,07—0,08% С,
склонны к межкристаллитной коррозии,
несмотря на оптимальное количество фер-
феррита D0—60%). Для предотвращения „-г ,„
межкристаллитной коррозии такие швы ?}?Ъ гГ> пУчЛ N' "
необходимо стабилизировать титаном или ной фази) в состоянии
ниобием либо лучше совместно тем и ' после сварки
Другим.
При содержании более 0,07% С и более 8% Ni (^- > 0,45 J
и при отсутствии стабилизирующих элементов в металле шва
после повторного (провоцирующего) нагрева наблюдается меж-
кристаллитная коррозия (табл. 67, рис. 140). Различная корро-
коррозионная стойкость металла исследованных швов в данном случае
140. Межкрист
0.085% С,
111% Ni

может быть обусловлена лишь повышенным содержанием угле-
углерода при недостаточном содержании титана и уменьшением
количества а-фазы, так как известно, что никель не оказывает
прямого влияния на склонность металла к межкристаллитной
Рис. 141. МшфОструы
с 20,6-21,8% Сг и раз/
о-3.!%; 6-4,0%: s-4,5%; г —5,2%; -3-6,1%; е-11
коррозии. Следовательно, наличие ферритной фазы недостаточно
для предотвращения межкристаллитной коррозии металла шва
при содержании в нем углерода более 0,07%.
Рассмотрим более тщательно причины появления межкристал-
межкристаллитной коррозии у металла хромоникелевых двухфазных швов,
содержащих свыше 65% феррита. Подобное явление, как отме-
отмечалось выше, наблюдалось в ферритно-аустенитной стали Х28АН.
250

Металлографический анализ микроструктуры металла швов
в состоянии после сварки и испытаний на межкристаллитную
коррозию показал, что при содержании никеля до 4,5% и хрома
в среднем 21%, швы имеют развитую столбчатую структуру
феррита с аустенитными прослойками и сильно растравленными
участками на границах т - и а-фаз (рис. 141). Коррозионное
разрушение шва происходит прежде всего вследствие растворе-
растворения этих участков металла и потери связи между зернами фер-
феррита и аустенита. Специальные методы металлографического
анализа с применением цветового и
теплового травления, а также рентге-
неструктурный анализ показали, что
выделившаяся третья фаза не являет-
ся интерметаллидом (ст-фазой). Наи-
большее количество третьей фазы об-
наруживается в швах с содержанием
менее 4,5% N1 при 70% и более ферри-
та. С повышением содержания никеля
размеры и количество этой фазы
уменьшаются и при 4,5% Ni и более
она не выявляется. Можно было пред-
предположить, что образующаяся в данном
случае третья фаза представляет со-
собой продукт ?-> .М-превращения. Что-
Чтобы проверить это, определяли стабиль-
стабильность аустенитной фазы в опытных
швах, пользуясь уравнением
Мн° С = 1174 — 37 X % Сг — 57 X
\
\
\
3,2
Рис. 142. График
Сг,
тературу i;
"^"аустенТ^ГфаТы.
, Ni-1450(% C+ % N).
Содержание никеля и хрома в структурных составляющих,
в том числе и в третьей фазе, исследуемых швов определяли
рентгеноспектральным микроанализом на микрозонде «Камека».
Оказалось, что количество никеля в аустенитной фазе изменялось
пропорционально общему его содержанию в шве; концентрация
хрома изменялась незначительно.
Расчеты показали, что при уменьшении никеля в швах ниже
4,5% мартенситное превращение т -фазы начинается при темпе-
температуре выше 0° С (рис. 142), поэтому возможен ее распад. При-
Примечательно, что в третьей фазе содержание хрома составляло
12—14%, а никеля не превышало 2%. Такой состав соответствует
высокохромистой стали мартенситного класса, расчетная темпе-
температура 1 ->¦ Мн-превращения которой находится около 400° С.

Таким образом, экспериментальные данные позволяют заклю-
заключить, что основной причиной межкристаллитной коррозия свар-
сварных швов с 20—22% Сг и менее 4,5% Ni является образование
в них фазы, обедненной хромом и никелем и представляющей
продукт f — М-превращения. Межкристаллитной коррозии таких
швов подобно коррозии чистоферритного металла, по-видимому,
способствуют также напряжения в кристаллической решетке по-
поверхностных слоев ферритных зе-
рен, возникающие вследствие вы-
выделения (точнее, предвыделения)
карбонитридов.
При длительной выдержке в
азотной кислоте повышенной кон-
концентрации и при повышенной тем-
s
К
1
-Si1
2
i-
J 1 r
1 ^
J
5C°,
Ч
^4^
70 V
Катке
Sjl 1
3
7 8 9 It) It W.5
Рис. 143. Структурно-избиратель-
Структурно-избирательная коррозия металла шва с 21,1%
Сг и 4,0% Ni в 50%-ноЙ кипящей
азотной кислоте, Х150.
знойную стойкость в кипящей
/-65%; 2 -56%; 3-60%.
пературе исследуемые швы, содержащие менее 4,5% Ni (более
65% ферритной фазы), претерпевают также структурно-избира-
структурно-избирательную коррозию (рис. 143), вследствие чего имеют пониженную
общую коррозионную стойкость (рис. 144). При этом локальная
коррозия происходит не только по межкристаллитным прослой-
прослойкам, но и по всей аустенитной фазе подобно хромо никелевому
металлу в околошовной зоне сварных соединений из сталей тина
21-3 и 21-5 с аналогичной микроструктурой. Избирательная кор-
коррозия такого металла с преимущественным растворением аусте-
аустенитной фазы была объяснена значительно меньшей поверхностью

аустенитной фазы, контактирующей с агрессивной средой, по
сравнению с ферритными зернами, наклепом (повышенной твер-
твердостью) аустенита при таком соотношении структурных состав-
составляющих, а также низким содержанием хрома в аустенитной фазе.
Влияние отношения поверхностей двух контактирующих ме-
металлов различного состава на скорость коррозии было показано
в§ 19.
Наклеп аустенитной фазы при уменьшении количества аусте-
аустенита иллюстрируется графиком изменения микротвердости
-
-
s
*"-
57 46 3S 27 16 3,5
(количества а-фазы) в свар- ма и никеля в феррите
ном шве с 20,6—21,8% Сг иите в зависимости о
на микротвердость аустени- содержания никеля и
та A) и феррита B). ства а-фазы в сварн
с 20,6—2
структурных составляющих в за- ,д с«
висимости от содержания никеля i — ~; ^—-fcm~ (
СГ.Г С...
соответственно соотношения
:труктурных составляющих в вы-
в фсррнтной фазе
сокохромистом металле (рис. 145).
Влияние общего содержания никеля и, следовательно, количе-
количества феррита в исследуемых швах на распределение хрома
и никеля между структурными составляющими в виде соотноше-
соотношения концентраций этих элементов представлено на рис. 146, где
кривые построены по данным рентгеноспектрального микроана-
микроанализа. Как следует из рис. 146, ферритно-аустенитный металл
сварных швов обладает значительной межфазной химической
неоднородностью. При этом неравномерность распределения
основных легирующих элементов (хрома и никеля) между струк-
структурными составляющими сильнее проявляется у швов, содержа-
содержащих а-фазу меньше 45% и больше 65%.
253

Характерно, что, несмотря на практически постоянное общее
содержание хрома в исследуемых швах, соотношение содержания
его между структурными составляющими значительно колеблет-
колеблется с изменением количества никеля. В этом случае в швах
с 45—65%-феррита D,5—6,5% N0 неравномерность распределе-
распределения хрома между ферритом и аустенитом минимальна, а при
отличном от указанного предела количестве — значительна.
Большее содержание хрома в феррите по сравнению с аустени-
аустенитом при увеличении количества а-фазы свыше 60—65% обуслов-
обусловливает разность электрохимических потенциалов между струк-
структурными составляющими хромоникелевого металла и вместе
с разностью их поверхностей является причиной преимуществен-
преимущественного растворения аустенитной фазы (структурно-избирательной
коррозии) в окислительных средах повышенной агрессивности,
в том числе в 65%-ной HNO3.
При наличии третьей фазы — продукта т - Af-превращения,
наиболее обедненной хромом и более напряженной, чем феррит
и аустенит, структурно-избирательная коррозия металла усили-
усиливается из-за растворения не только аустенитной, но и этой фазы.
Благодаря структурно-избирательной коррозии возрастают
общие потери в весе хромоникелевых сварных швов с содержа-
содержанием а-фазы более 65%.
Чтобы предотвратить межкристаллитную и структурно-изби-
структурно-избирательную коррозии и обеспечить оптимальную общую корро-
коррозионную стойкость хромоникелеаых ферритно-аустенитных свар-
сварных швов с 20—22% Сг, количество ферритной фазы в них долж-
должно находиться в пределах 40—60%. Для этого в швах без ниобия
и титана при 0,07% С, необходимо, чтобы Ni содержалось 5,5—
6,5% ¦
При наличии в таких швах стабилизирующих элементов,
(ниобия, титана) количество никеля должно быть несколько
больше F—7%). При этом обеспечиваются необходимые меха-
механические свойства сварных соединений стали типа 21-5.
В гл. II отмечалось, что при таком соотношении ферритной
и аустенитной фаз швы имеют наименьшее зерно обеих фаз
и обладают весьма высокой стойкостью против образования го-
горячих трещин.
Оптимальной стойкостью против образования горячих тре-
трещин обладают ферритно-аустенитные швы, содержащие 20—
40% ферритной фазы. По стойкости против трещин швы, содер-
содержащие 30—60% феррита, превосходят хромоникелевые аустенит-
ные швы с 3—8% феррита.
254

Приведенные экспериментальные данные позволили устано-
установить оптимальный химический состав металла шва и наметить
состав электродной проволоки типа 21-8 для дуговой сварки
хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 и 21-6.
Для этого в проволоке ЭП500 (см. приложение, табл. 2) необхо-
необходимо несколько увеличить содержание никеля (до 7,8—9,3%).
Влияние ферритизирующих элементов
на микроструктуру и свойства
хромоннкелевых ферритно-аустенитных
сварных швов
Выше отмечалось отрицательное влияние ванадия
и повышенного содержания кремния на коррозионную стойкость
хромоникелевых швов. Сильное ухудшение свойств сварных швов
происходит при повышенном количестве в них ферритной фазы
[92, 94].
Опытные швы выполняли дуговой сваркой под флюсом АНФ-6
на стали 0Х21Н5Т проволокой идентичного с основным металлом
состава с засыпкой в простроганные канавки в одном случае
феррованадия, в другом — ферросилиция. При этом в швы с по-
повышенным содержанием ванадия и кремния дополнительно вво-
вводили никель для уменьшения ферритизирующего действия по-
последних. Количество феррита в опытных швах полностью сохра-
сохранить неизменным не удалось.
С, увеличением количества ванадия без дополнительного
легирования кремнием несколько возрастало содержание послед-
последнего в шве в результате перехода его из феррованадия. Химиче-
Химический состав металла исследуемых швов приведен в табл. 70.
На рис. 147 представлены графики изменения механических
свойств исследуемых хромоникелевых швов в зависимости от со-
содержания ванадия и кремния, а на рис. 148 и 149 — микрострук-
микроструктура металла этих швов.
С увеличением содержания ванадия или кремния до 0,8%
несколько снижается предел прочности металла шва; дальней-
дальнейшее повышение содержания этих элементов практически не
влияет на предел прочности. Предел текучести и твердость ме-
металла с увеличением содержания ванадия и кремния в исследо-
исследованных пределах неуклонно возрастают, а пластичность и вяз-
вязкость снижаются. Последнее обусловлено как повышением мик-
микротвердости феррита в результате растворения в нем ванадия
255

1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
13
14
15
16
ым содержанием кремния в в
С
0,06
0,06
0,06
0,07
0,07
0,07
0,07
0,08
0,1-8
0,06
0,06
0,07
0,07
0,07
0,08
0,08
Химиче
0,40
0,41
0,40
0,44
0,46
0,43
0,45
0,40
0,47
0,40
0,42
0,46
0,40
0,45
0,46
0,43
S.
0,45
0,50
0,50
0,59
0,60
0J7
0,69
0,80
0,40
0,80
М
1,8
2,0
2,2
надня
Сг
21,1
20,9
20,8
20,4
20,7
20,4
20,4
20,5
20,3
20,9
20,8
21.1
20,6
20,4
20,4
20,7
шве, %
к
5,1
5,
5^
5,
7,
5,
6,0
6,4
6,
V
0,14
0,25
0,44
0,8
1,0
1,5
2,3
3,0
-
0.25
0,25
0,30
0,28
0,22
0,22
0,22
0,19
0,19
0,25
0,28
0,22
0,19
0,19
0,18
0,18
0
0
ар
fr
* 1
A
S,
9
$1 52 5,3 5? SB
Рис. 147. График
1,2 1,4 1,8 2,0 2,2
Содержан Si %
В
свойст
хром<
x феррит
крем
(б) на
и кремния, так и увеличением ферритной фазы вследствие недо-
недостаточного содержания никеля (рис. 148 и 149).
При увеличении до 7—8% Ni в швах такого состава, в том
числе содержащих ванадий и кремний, можно значительно ув(
256

личить разницу между пределами прочности и текучести, повысив
тем самым пластичность металла.
На рис. 150 и 151 представлены графики, характеризующие
влияние ванадия и кремния на общую коррозионную стойкость
хромоникелевых ферритно-аустенитных швов. Кривые строили
держащих 20,4—20,7% Сг, 5,2—6,3% Ni и ванадия (Х150):
а-0,44%; 6-0,80%; в-1,54,; е-2,3%.
для металла шва за вычетом потерь в весе основного металла
сварных соединений, так как изменение коррозионной стойкости
их при дополнительном легировании металла шва происходило
исключительно за счет последнего (рис. 152).
Как следует из приведенных графиков, с повышением содер-
содержания кремния и ванадия общая коррозионная стойкость метал-
металла швов в азотной кислоте ухудшается. Особенно хорошо это
видно при увеличении в металле кремния или ванадия более

0,8—1,0% и тем сильнее, чем выше концентрация и температура
кислоты. Отрицательное влияние ванадия на коррозионную стой-
стойкость швов в исследованных средах наибольшее. Это, по-видимо-
по-видимому, обусловлено тем, что ванадий уменьшает силы межатомной
Рис. 149. Микрос-
держаших 20,4—2
а - 0.80%; б - 1.2%; а - 1,5%; г - 2,2%.
Микроструктура металла хромоьн
х 20,4—21,1% Сг, 5,2—6,6% Ni и к
связи в твердом растворе [65], облегчая самодиффузию атомов
в решетке и уменьшая работу выхода ион-атомов из металла,
находящегося в окислительной агрессивной жидкости.
В гл. III было показано отрицательное влияние ванадия, рас-
растворенного в твердом растворе, на сопротивление ползучести
высокохромистого металла. По-видимому, между силами меж-
межатомной связи в решетке твердого раствора, процессами диффу-
диффузии в нем, жаропрочностью и работой выхода ион-атомов из ме-
металла во внешнюю среду, а следовательно, и коррозионной стой-
стойкостью существует взаимосвязь.

Проведенные автором испытания экспериментальных сталей
типа 21-5 с титаном, титаном и ванадием, ниобием, ниобием и ва-
ванадием, а также соединений этих сталей, выполненных аргоно-
дуговой сваркой неплавящимся электродом без присадки, пока-
показали, что введение в металл даже сравнительно небольшого
количества ванадия (до 0,3%) ухудшает общую коррозионную
стойкость стали в азотной кислоте
повышенной концентрации (табл.
71). Коррозионная стойкость свар-
***
к
/
150- Графики вли!
[ия на коррозионную с
вХ50%°"юй HMol при
a J0
1 20
1"»
1.
т
0
0,03
т
1
|
1
Т
й4 1
V
у
<%
, 1
/
*"
ных соединений этих сталей, выполненных аргоно-дуговой свар-
сваркой без присадки, в 1,4—1,5 раза ниже, чем стали в состоянии
поставки в результате усиленной коррозии металла шва.
При концентрации азотной кислоты до 50% и температуре
70° С исследуемые сварные швы достаточно коррозионностойкие.
Причем как швы с повышенным содержанием ванадия или крем-
кремния, так и без ванадия и с небольшим количеством кремния
стойки против межкристаллитной коррозии в этих условиях
испытания, а также в азотной кислоте более высокой концент-
концентрации и температуры. Поэтому нет надобности легировать их ва-
ванадием и большим количеством кремния. Предпочтительнее

Влияние ванадия на коррозионную стойкость ферритно-аустеннтных хромой и
Марка стали
0Х21Н5Т
1Х2Ш5ТФ
)Х2Ш5Б
0X21Н5БФ
ХиМИ
0,08
0,07
0,08
0,08
0,69
0,62
0,62
0,63
0,62
0,66
0,58
21
'Л
21
.с
,5
,2
сгав
5
h
ь
ШВО
I
0
0
,2
0,30
0,30
—
1)
0
70
1
0
ни
24
в случае необходимости обеспечения стойкости сварных швов
против межкристаллитной коррозии в более сильных агрессив-
агрессивных средах легировать их титаном или лучше ниобием.
Рис. 152. Образцы
240 ч
Небольшое количество ванадия @,3—0,5%) можно вводить
в швы с аустенитно-ферритнои структурой для повышения пре-
предела текучести его до уровня основного металла при сварке
ферритно-аустенитных и ферритных сталей. При этом отрица-
отрицательное действие ванадия может быть нейтрализовано некото-
некоторым повышением в шве содержания хрома.
Однако уместно отметить, что чрезмерное улучшение корро-
коррозионной стойкости шва по сравнению с основным металлом мо-

с
50° С
0,002
0,002
0,001
0,001
50%-на
а
0,02
0,02
0,01
0,01
орость КОрр
_
0,24
0,35
0,17
0,28
031111 в ^
ри температуре
56й-ная
50" С
0,006
0,007
0,006
0,006
70" С
0,02
0,03
0,02
0,02
..„,„,
0,42
0,49
0,38
0,49
различно
50" С
0,01
0,01
0.008
0.016
* концен
65% -на
же
0,040
0,075
0,035
0,042
рации
кипе„„я
0,50
2,15
0,36
0,54
Таблица 72
к сварное соединение
Ста
11с
:в°
Шо
Эбъект исследов
ль 1X21Н5Т.
1, выполнены
8Х19Н10Б .
волокой
8Х19НФ2С2
ния
ы'й '
ый
с
0,14
0,12
0,12
Л1п
0,58
0,67
0,51
si
0,50
0,80
1,2
с
21
20
20
4
0
2
N1
5,3
7,2
7,6
Т1
0,80
0,25
0,22
Kb
0,70
-
1
1
жет оказать отрицательное влияние на коррозионную стойкость
металла околошовной зоны у линии сплавления со швом в среде
повышенной агрессивности [95].
По методике моделирования, описанной в предыдущем пара-
параграфе, исследовали электрохимическое поведение электродов,
имитирующих основной металл (О. М.) 1Х21Н5Т, околошовную
зону у линии сплавления со швом {3. Т. В.), где развивается
структурно-избирательная коррозия этой стали, и металла двух
швов (табл. 72) с хорошей коррозионной стойкостью AХ20Н7БТ)
и пониженной AХ20Н7СТФ). Полученные экспериментальные
данные приведены на рис. 153, 154 и 155 и в табл. 73. Там же для
сравнения представлены электрохимические характеристики мак-
макропары основной металл — зона термического влияния.

a/e
"
---
Концентрация ныо3 '
Разность электродных потенциалов (рис. 153), коррозионный
ток и скорость коррозии в макроэлементах основной металл
(О. М.) — зона термического влияния C. Т. В.) и основной ме-
металл— шов 1Х20Н7БТ в 20%-ной азотной кислоте мало отлича-
ются( рис. 154 и табл. 73). Более значительная разность потен-
потенциалов, коррозионный ток и соответственно скорость коррозии
металла шва наблюдается в эле-
элементе основной металл — шов
1Х20Н7СТФ. Причем в данной среде
при изменении химического состава
шва коррозия металла околошовной
зоны сохраняется неизменной.
С повышением же концентрации
и соответственно окислительной спо-
способности азотной кислоты электро-
электрохимические свойства и скорость кор-
коррозии зоны термического влияния,
а также шва, изменяются в зависи-
зависимости от химического состава метал-
металла шва. Так, в сварном соединении
стали 1Х21Н5Т со швом типа
1Х20Н7СТФ увеличение концентра-
концентрации кислоты сопровождается значи-
значительно более интенсивным возраста-
возрастанием коррозионного тока в макро-
макропаре О. М.— шов, чем в макропаре
О. М—3. Т. В. (рис. 155), что находит отражение в разности
электродных потенциалов (рис. 153). При этом коррозионная
стойкость шва хуже стойкости металла околошовной зоны. В этом
случае наблюдается особенно значительная разница коррозион-
коррозионной стойкости шва и основного металла (табл. 73).
Иная картина наблюдается, если металл шва на той же стали
1Х21Н5Т имеет состав типа 1Х20Н7БТ, более коррозионностой-
кий, чем предыдущий шов. В этом случае возрастание концент-
концентрации кислоты сопровождается более значительным повышением
коррозионного тока в макропаре 3. Т. В.—-О. М. (рис. 154). При
таком составе коррозионная стойкость шва лучше стойкости
металла околошовной зоны, причем скорость коррозии около-
околошовной зоны в этом случае больше, чем в случае контакта со
швом типа 1Х20Н7СТФ: 8,75 г/м2 ¦ ч против 6,11 г/м2 ¦ н в 65%.-
ной азотной кислоте. Есть основание полагать, что при дальней-
дальнейшем улучшении коррозионной стойкости металла шва при прочих
Рис 153. График?
концентрации кипя
тродами макропары:
/ — основной мeталJ
1Х20Н7СТФ: 2-основнс

равных условиях стойкость околошовной зоны еще больше
ухудшится.
Таким образом, при выборе присадочного металла необходи-
необходимо стремиться обеспечить равенство не только механических
Таблица 73
Влияние состава шва и концентрации кипящей азотной кислоты на скорость
коррозии электродов, имитирующих элементы макропар
сварного соединения стали 1X21Н5Т
Скорость коррозии, г/я»-ч, элементов накропары сварного
Основной металл
Шов 1Х20Н7БТ
Зона термического
Шов 1Х20Н7БТ
Основной металл
Шов 1Х20Н7СТФ
Зона термического
Шов 1Х20Н7СТФ
Основной металл
30НЭ влиянияСКОГ°
20%-ной
0,040
0,043
0,040
0,040
0,040
0,27
0,043
0,25
0,040
0,046
0,423
1,26
0,405
0,946
0,498
2,504
0,675
2,603
0,374
0,51
1,25
4,4
4,36
3,60
1,23
10,00
4,34
6,5
1,05
7,25
65%-ной
2,76
5,67
8,75
4,52
2,71
17,95
6,11
8,33
2,87
14,02
свойств шва и основного металла и стойкость шва против меж-
кристаллитной коррозии, но и равенство общей коррозионной
стойкости металла всех зон сварного соединения. Необходимо
учитывать влияние карбидообразующих элементов {титана и нио-
ниобия) на свойства двухфазных швов на ферритно-аустенитных
. сталях, так как для обеспечения стойкости против межкристал-
. литной коррозии при содержании углерода более 0,07% необхо-
t димы стабилизаторы (карбидообразующие элементы). Кроме
того, для уменьшения выгорания стабилизирующих элементов
263

при дуговом процессе, особенно при сварке в углекислом газе,
и для постоянства содержания их в металле шва при изменения
режима сварки, сварочные проволоки дополнительно легируют
алюминием. Поэтому представляют интерес данные [94] влияния
этих элементов при различном содержании никеля на свойства
двухфазных сварных швов. Опытные швы выполняли на ста-
90
00
00
OB
—4—i
У
N. 1 1
. /
//
I
i _[
Рис. 154. Гр;
ния коррозио
3. Т. В. (пунк
ах О
тирн
1Х21Н5Т со *"щ
1X20Н7БТ в :
я-20%; 6-40
%; в
М —шов
и О. М.—
:ые линии)
вов типа
-56%; г-
Рис. 155.
ния корр(
макроэлем!
3. Т. В. (п
1Х21Н5Т
1Х20Н7СТ"
азотной kv
а-20%; б-
Граф
ункти
со
Ф в
ттраш
1СЛОТЬ
-40%;
'И К
юг
О.
рн
Ш1
за
М — шов
и О- М,-
ые линии)
висимости
кипящей
-56%; г-
65%.
ли 0Х21Н5Т с простроганными канавками автоматической
сваркой под флюсами АН-26 и АНФ-6 проволоками 0Х2Ш5Т
и Св-06Х19Н9Т с дополнительным введением порошка соответ-
соответствующих исследуемых элементов.
В первой партии швов с различным содержанием ниобия ко-
количество прочих элементов составляло: 0,07—0,09% С; 0,50—
0,65% Мп; 0,51 — 1,03%. Si; 20,0—20,8% Сг; 5,2—5,5% Ni и 0,21 —

0,23% Ti, а во второй партии швов — 0,06—0,09% С; 0,55—
0,95% Мп; 0,66-0,87% Si; 20,0-21,0% Сг; 7,2—7,9% Ni, 0,11 —
0,21% Ti. Швы с различным количеством титана содержали:
0,06—0,08% С; 0,43—0,63% Мп; 0,40—0,60% Si; 20,0—20,7% Сг;
5,2—5,6% Ni. Химический состав металла швов, дополнительно
легированных алюминием, следующий: 0,07—0,08% С; 0,50—
0,66% Мп; 0,55—0.75% Si:
20,0—20,2% Сг; 5,1—5,5% Ni;
0,23—0,27% Ti.
Опыты показали, что с уве-
увеличением содержания ниобия
более 0,5—0,6% предел теку-
текучести металла шва типа 21-5
20-5 (а) и 20-7 F).
возрастает, а предел прочности и пластичность уменьшаются
(рис. 156). Ударная вязкость металла исследуемых швов при
введении ниобия неуклонно снижается. Такое изменение меха-
механических свойств обусловлено повышением в структуре металла
количества ферритной фазы (рис. 157), наклепом аустенита,
а также образованием интерметаллидов подобно тому, как это
наблюдалось в хромомарганцевых швах. Как показал рентгено-
стРУКтурный анализ (выполнил канд. техн. наук Н. Л. Карета)
осадка, электролитически выделенного Г. П. Манджелей из ме-
металла опытных швов, при увеличении содержания титана и нио-
ниобия до 0,5% и более в металле данного состава образуются ин-
терметаллидные фазы Fe2Nb и Fe2Ti.

При отношении Ni/Сг = 0,26 и менее и при 8,5—9-кратном
отношении ниобия к углероду количество ферритной фазы
в структуре металла шва возрастает до 70%. а пластичность
и вязкость становятся ниже допустимой. При Ni/Cr = 0,29^-0,30
и Nb/C = 16 шов как при ударном изгибе, так и при растяжении
разрушается хрупко.
Примерно такое же влияние на количество феррита в струк-
структуре хромоникелевого шва и на его
] механические свойства оказывает
титан с той лишь разницей, что с по-
I
\
-¦
V
-*
а? п4 ае as w к
J
Рис. 158. Графики влияния i
швов, содержащи^т "с^и от
5,2 до 6,5% Ni.
вышением его содержания до 0,8% (Ti/C = 9-М1) предел проч-
прочности несколько снижается, а при дальнейшем увеличении ко-
количества титана возрастает; предел текучести при повышении
содержания титана от 0.2 до 1,26—1,30% неуклонно возрастает
(рис. 156). Влияние алюминия на механические свойства хромо-
никелевых швов более значительно (рис. 158), чем ниобия и ти-
титана. Это объясняется тем. что алюминий по сравнению с нио-
ниобием и титаном более эффективный ферритизатор. Как показали
металлографические исследования, из трех исследованных эле-
элементов титан наиболее эффективно измельчает зерно хромони-
келевого двухфазного металла шва.
Увеличение содержания никеля с 5,2—5,5% (Ni/Cr =
= 0,25-^0.26) до 7,2—7,3% (Ni/Cr = 0,35-^0,36) значительно по-
повышает количество аустенита в структуре 20%-ного хромистого
шва (рис. 157,6), вследствие чего введение стабилизирующих
(карбидообразующих) элементов (ферритизаторов) в исследо-
266

ванных пределах меньше изменяет механические свойства
(рис. 159). При более высоком содержании хрома следует ожи-
ожидать некоторого повышения предела те-
текучести металла шва с таким количеством
никеля.
Из приведенных экспериментальных
данных следует, что при 7—9-кратном от-
отношении Ti/C или 8—10-кратном отноше-
2
i
t-70°C
)
V
1,„
и-
\r.
г-як
№-
г.,.
т
1
<\
—
4-
-
1
-
-,
/
7,3% Ni.
Рис. 161. Графики влия-
влияния (б) на общую корро-
лоте концентрации;
/-65%; 2-50%; 3-30%.
нии Nb/C в металле шва с 20—22% Сг механические свойства его
оптимальны, если содержание никеля в нем составляет 6—7%.
При легировании металла шва совместно ниобием, титаном и
алюминием содержание каждого из стабилизирующих элементов
(титана и ниобия) должно быть соответственно уменьшено. При
этом в шве должно быть не более 0,15—0,20% А1.
На рис. 160 и 161 показано влияние исследуемых элементов
на общую коррозионную стойкость в азотной кислоте хромонике-

левых швов. Из рисунков видно, что при содержании ниобия
свыше 0,6% титан и алюминий ухудшают общую коррозионную
стойкость металла ферритно-аустеннтных швов в азотной кисло-
кислоте, особенно швов с недостаточным количеством никеля. В хро-
моникелевых швах типа 20-7 отрицательное воздействие ста-
стабилизирующих элементов (ниобия) на общую коррозионную
стойкость значительно меньше, чем в швах типа 20-5 (рис. 160).
Влияние титана на общую коррозионную стойкость хромоникеле-
вых швов (рис. 161,й) значительно больше, чем ниобия (рис. 160)
и алюминия (рис. 161,6). В отличие от титана ниобий в количе-
количестве, необходимом для связывания углерода, практически не
ухудшает общую коррозионную стойкость швов. В 50%-ной
азотной кислоте при температуре до 70° С сварные швы, стаби-
стабилизированные титаном, также достаточно коррозионностойки
(рис. 161,о, кривая 2).
Анализ приведенных данных по влиянию легирующих элемен-
элементов на свойства двухфазных швов позволяют сделать следующие
общие выводы. Для обеспечения требуемых механических
свойств и коррозионной стойкости сварных соединений хромони-
келевых ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 необходимо,
чтобы в структуре металла шва было 40—60% феррита. Для
этого в шве с 20—22% Сг и 8—10-кратным отношением стабили-
стабилизирующих элементов титана и ниобия к углероду содержание
никеля должно находиться в пределах 6—7%. Максимальная
коррозионная стойкость таких швов может быть достигнута при
стабилизации ниобием. В случае совместного легирования метал-
металла шва ниобием и титаном целесообразно, чтобы количество
первого превышало содержание второго. Для уменьшения выго-
выгорания титана и ниобия и для более стабильного перехода их
в шов при сварке в защитных средах различной окислительной
способности следует сварочную проволоку легировать алюминием
так, чтобы его содержание в металле шва не превышало 0,2%.
В противном случае сильно ухудшаются пластичность, вязкость
и коррозионная стойкость шва.
При низком содержании углерода (не более 0,06%) в швах
могут отсутствовать карбидообразующие элементы. Для упроч-
упрочнения таких швов целесообразно вводить в него азот в количе-
количестве 0,15—0,25%. В этом случае количество ферритной фазы
в шве может составлять 20—50%)-

Свойства
сварных соединений
хромоникелевых
ферритно-аустенитных сталей
Описанные выше экспериментальные данные позво-
позволяют наметить состав шва и соответственно составы сварочных
материалов (проволок, электродов), обеспечивающих оптималь-
оптимальные свойства сварных соединений из ферритно-аустенитных ста-
сталей. Однако не всегда и не во всех случаях представляется
возможным получить требуемую проволоку и электроды, тем бо-
более, что для этих сталей производство их не освоено. Так, опыт-
опытная проволока ЭП500, хотя и освоена производством, но требует
корректировки состава по никелю, а проволока для сварки опыт-
опытной стали 0Х21АН5 (того же состава) еще не выпускалась заво-
заводом даже в виде опытной партии. Поэтому в ряде случаев прихо-
приходится пользоваться проволоками и электродами, выпускаемыми
промышленностью для сварки аустенитных сталей. Естественно,
что сваренные этими проволоками швы, по прочностным харак-
характеристикам, а иногда и по коррозионной стойкости, могут не-
несколько уступать свариваемой стали.
Приведем некоторые данные [90, 104, 86] по сварке сталей
0Х21Н5Т, 0Х21НАН5 и Х28АН с применением сварочных мате-
материалов как оптимального состава (опытных, изготовленных
в лабораторных условиях), так и выпускаемых промышлен-
промышленностью, но наиболее приемлемых для сварки исследуемых сталей.
При сварке стали, содержащей менее 0,07% С и не имеющей ста-
стабилизирующих элементов, можно применять либо проволоки
и электроды с более высоким содержанием углерода и достаточ-
достаточным количеством стабилизаторов (ниобия, титана), либо прово-
проволоку и электроды из нее идентичного с основным металлом со-
состава, причем покрытие электродов должно обеспечить столь же
низкое содержание углерода в шве, как и в свариваемой стали.
Для автоматической сварки исследуемых сталей проволоками,
содержащими достаточное количество ниобия (Св-08Х19Ш0Б,
08Х19Н9ФБС, 06Х25ШЗБТЮ), можно применять флюсы АНФ-6,
48-ОФ-6, АНФ-14 и'АН-26. При использовании же проволоки
0Х21Н5Т (с содержанием никеля по верхнему пределу) для
сварки такой же стали следует применять флюс АНФ-6, так как
флюс АН-26 не обеспечивает стойкости шва против межкристал-
литной коррозии. Поскольку алюминий при содержании более
0,2% в шве сильно понижает механические и коррозионные

свойства металла, проволоки с алюминием целесообразно исполь-
использовать в сочетании с окислительной средой (флюс АН-26, угле- g
кислый газ, смесь аргона с кислородом). I
Материалы, приемлемые для сварки стали 0Х21Н5Т, тем бо- I
лее могут применяться для сварки
стали 1Х21Н5Т (ЭИ811). Механиче-
Механические свойства сварных соединений
обеих этих сталей практически оди-
одинаковые, а коррозионная стойкость
соединения второй стали хуже, чем
первой.
Сталь Х28АН выпускается в ви-
виде тонкого листа. Поэтому для нее
применима преимущественно сварка
в углекислом газе или аргоно-ду-
Состав швов и свойства соедине-
соединений рассматриваемых двухфазных
сталей приведены в табл. 74 и 75,
а коррозионная стойкость сварных
соединений — на рис. 162.
Использование проволок
0Х19Н9ФБС (ЭИ649) и особенно
0Х2Ш8БТ для сварки под флюсом и
в углекислом газе, а также электро-
электродов ЦЛ-11 для ручной сварки стали
" 0\21Н5Т (ЭП53) обеспечивает полу-
сом "проволоками"оЫтш*'(а). чение равнопрочных сварных соеди-
Св-08Х19Н10Б (б), 0Х19Н9ФБС нений и достаточно высокую корро-
(в) и соединений стали зионную стойкость металла швов,
°Хй 0Х21АШРе/")ЫХ проволо." мало отличающуюся от стойкости
кислоте концентрации' азотнои основного металла. Сильное ухудше-
/-30%; 2-50%; Л-56%; 4-65%. НИе КОррОЗИОННОЙ СТОЙКОСТИ СВЗрНЫХ
соединений в кипящей азотной кис-
кислоте повышенной концентрации обусловлено не только увеличе-
увеличением общих потерь металла, но и развитием структурно-избира-
структурно-избирательной коррозии металла в околошовной зоне. Пониженная
пластичность металла шва, сваренного в углекислом газе прово-
проволокой 08Х20Н10С2БТЮ (ЭП156), обусловлена чрезмерно высо-
высоким содержанием кремния и пониженным —¦ никеля.
При использовании стандартной проволоки Св-08Х19Н10Б
металл шва уступает основному металлу по пределу текучести;
270
а. О!
X
Vй
- w
0,01
опт
у
щ
Ч
'¦0
f-2
'/
3
б
У
'У
у
ишений

Таблица
л ферритно-аустенитныи
Марка
0Х21Н5Т
(ЭП53)
ОХ18Н2Г8Т
0Х21АН5
Сварочные
Проволока
0Х21Н5Т, флюс
АНФ-6
06X21Н7БТ
(ЭП500), флюс
АН-26
0Х19НФБС
(ЭИ 649), флюс
АН-26
Св-08Х19Н10Б,
флюс АН-26.
08Х20Н10С2БТЮ
(ЭП 156), угле-
углекислый газ ...
Проволока
06X21Н7БТ
(ЭП500), угле-
0Х19НФБС
(ЭП 649), угле-
ЭлектродыЦЛ-11
Проволока
Св-08Х19Н10Б,
флюс АН-26 . . .
Проволока
08Х20Н10С2БТЮ,
0X2IAH5, флюс
АН-26
Проволока
0Х19Н9ФБС,флюс
АН-26
Химический состав швов, %
0,07
0,07
0,08
0,08
0,08
0,08
0,08
0,08
0,09
0,06
0,07
0,57
0,67
0,58
0,72
1,10
0,51
1,15
4,9
4,0
0,74
0,43
0,62
0,69
1,10
0,82
1,4
0,50
0,97
0,74
0,90
0,76
0,78
20,3
21,0
21,4
20,0
20,0
20,9
20,3
19,0
19,1
21,5
20,9
N1
5,6
6,5
7,5
7,4
6,9
6,4
7,45
5,7
8,0
5,0
7,2
т,
0,30
0,28
0,16
0,15
0,31
0,23
0,20
0,10
0,31
0,16
Nb
0,47
0,62
0,59
0,49
0,40
0,65
0,51
0,47
0,57
*,
0,72V
0,16
0,12
N
0,18
V
0,71

Мари
0X21АН5
OX30AH9
Х28АН
Пр
08)
Сп
во
Сварочные
Ш^ЭФБС, уг-
ектроды ЦЛ-11
ециальные
окГ'охгш?!
Проволока
0Х30АН9, флюс
АН-26
Пр
06)
фл
фл
08
уг
25Н13БТЮ,
юс АН-26 . . .
08Х20Н9Г7Т,
юс АН-26 . . .
20Н10С2БТЮ,
екислый газ
с
0,08
0,07
0,05
0,06
0,10
0,11
0,12
Мп
0,49
1,0
0.45
0,90
1,2
3,7
0,96
Кимиче
Si
0,85
0,76
0,40
0,68
1,1
0,93
0,80
скн
с
Продолжение
с
21,0
21,0
20
4
30,1
27
21
21
3
0
5
N
7
7
5
8
7
5
5
2
5
1
4
0
4
1
ВОВ, %
0.15
_
0,18
0,30
0,22
„ь
0,59
0,63
_
0,60
0,40
л,
V
0,70
опр.
-
N
0,24
N
0,2.)
_
-
все прочие характеристики механических свойств и коррозионная
стойкость шва удовлетворительные.
Наилучшие механические свойства металла шва на стали
0Х21Н5Т обеспечиваются при использовании для дуговой сварки
проволоки 06Х21Н7БТ (ЭП500) с содержанием никеля по верх-
верхнему пределу (не менее 7,2%). Выше отмечалась целесообраз-
целесообразность повышения содержания никеля в этой проволоке до 7,8—
9,3% с учетом возможного максимального содержания хрома
B2%) в ней и в стали.
Проволоку идентичного со сталью состава @Х21Н5Т) можно
применять лишь в случае содержания никеля в основном и при-
присадочном металлах по верхнему пределу. Учитывая трудность
такого отбора металла, следует отказаться от применения этой
проволоки.
Естественно, что проволоки и электроды (ЦЛ-11, ЦТ-15 и им
подобные), пригодные для сварки стали 0Х21Н5Т (ЭП53), можно
272

Таблица 75
он сваркой
Марка
0X21Н5Т
(ЭП53)
ОХ18Н2Г8Т
0X21АН5
ОХ30АН9
Х28АН
Сварочные материалы
Проволока 0Х21Н5Т, флюс АНФ-6 ....
Проволока 06Х21Н7БТ (ЭП500), флюс АН-26
Проволока 0Х19Н9ФБС (ЭИ649), флюс АН-26
Проволока Св-08Х19Н10Б, флюс АН-26 ....
лый газ
Проволока 06Х21Н7БТ (ЭП500), углекислый газ
Электроды ЦЛ-11
Проволока Св-08Х19Н10Б, флюс АН-26. . . .
Проволока ОХ20Н1ОС2БТЮ, углекислый газ
Проволока 0Х21АН5, флюс АН-26
Проволока 0Х19Н9ФБС, флюс АН-26
0Х21АН5
Проволока ОХ30АН9, флюс АН-26
Проволока Св-08Х20Н9Г7Т, флюс АН-26 . . .
Проволока 0Х20Н10С2БТЮ, углекислый газ
КГ/ММ'
43,3
41,9
48,8
31,4
44,8
44,2
43,5
33,4
39,0
45,3
44,6
43,5
42,4
49,8
55,4
с„а
кГ/мм*
84,0
79,5
71,5
76,8
70,8
81,7
72,7
81,0
71,9
79,4
74,6
78,2
71,0
76,9
78,1
%'
28,9
35,1
28,5
40,0
24,3
33.3
2У,5
47,9
42,6
38,2
25,8
30 0
48,0
37,4
33,4
37,0
чеекие
.«
Ф.
37,0
32,1
52,6
41,0
49,0
33,0
57,5
35,2
35,0
54,4
54,0
66,2
55.6
58,4
61.0
57,8
свойства
...
кГ-Щсм*
10.6
12,4
9,7
10,9
9,2
11.7
10.4
9,4
8,0
22,3
10.4
12.6
28,3
12,7
6,3
5,1
соедХний
V
80,2
77.9
73.6
66,5
78,5
—
75,3
76,6
81,4
77,4
79,4
-
68,2
65,8
66,2
загиба
град
140
180
140
170
160
170
180
180
180
180
180
180
140
180
180
180

применять для сварки сталей 0Х18Н2Г8Т и 1Х21Н5Т (ЭП811).
Более высокими механическими и коррозионными свойствами,
например в азотной кислоте концентрации до 65% при темпера-
температуре до 80° С, обладают соединения стали 0Х21АН5 и 0Х21Н5АБ,
модифицированной азотом или азотом и ниобием, сваренные
проволокой или электродами идентичного с ней состава, а также
проволокой 0Х19Н9ФБС или электродами ЦЛ-11. Некоторое по-
повышение общей коррозионной стойкости сварных соединений из
этих сталей в средах повышенной агрессивности обусловлено
отсутствием структурно-избирательной коррозии в околошовной
зоне и в шве. Эти соединения обладают также стойкостью против
межкристаллитной коррозии благодаря сравнительно низкому
содержанию углерода в стали и шве (менее 0,07%) и оптималь-
оптимальному количеству (не менее 20% до 50%) ферритной фазы.
Наиболее высокой коррозионной стойкостью в окислительных
средах (на 30—40% большей, чем стали 0Х21АН5) обладают
сварные соединения из стали 0Х30АН9 со швом такого же со-
состава. Для автоматической сварки этой стали следует применять
проволоку идентичного с основным металлом состава в сочета-
сочетании с флюсом АН-26, а для ручной дуговой — электроды из та-
такой же проволоки с рутилофлюоритокальцевым покрытием при
минимальном (8—12%) количестве мрамора в нем. При этом на-
наряду с хорошей коррозионной стойкостью, в том числе стой-
стойкостью против межкристаллитной коррозии, сварные соединения
имеют удовлетворительные прочность, пластичность и вязкость.
Для сварки стали Х28АН можно применять опробованные
проволоки (см. табл. 75). Поскольку сталь эта применяется для
изделий, работающих в ненагруженном состоянии в слабых
агрессивных средах, нет особой надобности в равнопрочное™
шва с основным металлом и стойкости шва против межкристал-
межкристаллитной коррозии, тем более, что сама сталь приобретает эту вос-
восприимчивость после повторных нагревов в интервале критических
температур [85, 86].
21. СВАРКА
ХРОМОНИКЕЛЬМОЛИБДЕНОВЫХ
ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ
СТАЛЕЙ
К молибденосодержащим ферритно-аустенитным ста-
сталям относятся две марки — стандартная 0Х21Н6М2Т (ЭП54)
и предложенная автором 0Х21Н6АМ2 [104].

В предыдущем параграфе отмечалось, что шов, сваренный на
азотосодержащей хромоникельмолибденовой двухфазной стали
0Х21Н6АМ2 с использованием стандартной хромоникельмолиб-
хромоникельмолибденовой аустенитной проволоки, по коррозионной стойкости усту-
уступает этой стали. Несколько уступает при этом шов и по пределу
текучести вследствие меньшего содержания азота в шве. По-ви-
По-видимому, такие же недостатки имеют швы, выполненные ручной
дуговой сваркой электродами марок НЖ-13 и ЭА-400/10У, пред-
предназначенными для сварки сталей XI7H13M2T и Х17Н13МЗТ.
Учитывая это, для сварки стали 0Х21Н6АМ2 можно рекомендо-
рекомендовать проволоку идентичного свариваемой стали состава и элек-
электроды из этой проволоки с рутилофлюоритовым покрытием.
Для сварки стали 0Х21Н6М2Т были опробованы три проволо-
проволоки: из основного металла, стандартная хромоникельмолибдено-
вая аустенитная и 0Х20НИМЗТБ (ЭП89>.
Экспериментальные данные состава швов и свойств сварных
соединений из рассматриваемых сталей приведены в табл. 76—78
к на рис. 163.
Все исследованные швы и соединения, в том числе сваренные
проволокой 0Х2Ш6М2Т и электродами из этой проволоки, обла-
обладают удовлетворительными механическими свойствами. Пластич-
Пластичность соединений из стали 0Х21Н6М2Т, сваренных аустенитными
проволоками (со швами типов 0Х20Н8М2Т и 0Х20Н8М2БТ), не-
несколько выше, чем сваренных проволокой и электродами из
основного металла. Наиболее высокие механические свойства
(сочетание прочностных характеристик, пластичности и вязкости)
имеют соединения азотосодержащей хромоникельмолибденовой
двухфазной стали 0X2IH6AM2, сваренные под флюсом проволо-
проволокой и ручными электродами идентичного с основным металлом
состава (табл.77).
Исследуемые еварные соединения из сталей 0X2IH6M2T
и 0Х21Н6АМ2 стойки против межкристаллитной коррозии как
в состоянии после сварки, так и после провоцирующего нагрева
при 650° С в течение 2,5 ч.
Сварные соединения стали 0Х21Н6М2Т стойки в муравьиной
кислоте независимо от концентрации при температурах до 60" С,
в 30%-ной кипящей и в 85%-ной фосфорной кислоте при темпе-
температурах до 80° С (табл. 78), в 10%-ной серной кислоте при тем-
температурах до 40° С (рис. 163). Повышение температуры серной
кислоты до 60° С допустимо при значительном снижения кон-
концентрации ее раствора. В этих условиях коррозия поверхности
сварных соединений равномерная.
18» 275

хромоннкель
Марка
0Х21Н6М2Т
(ЭП54)
0Х21Н6АМ2
остав швов, сваренных на ферр
молибденовых сталей дуговой с
2S52
Проволока
0Х2Ш6М2Т, флюс
АНФ-6
(ЭП89), флюс
АНФ-6 Т . . . .
Св-04Х19Н1ШЗ,
флюс АН-26 . . .
Электроды из
0Х21Н6М2Т
ЦЛ-П
Проволока
0Х21Н6АМ2,
флюс АН-26 . . .
0Х2Ш6АМ2 с ру-
тилофлюоритовым
С
0,07
0,07
0,06
0,08
0,06
0,06
Мп
0,50
0,70
0,80
0,91
0,60
0,58
итно-аустен
аркой
Кициче
S]
0,60
0,78
0,70
0,80
0,90
0,30
СКИЙ С
Сг
20,3
20,2
20,0
21,1
20,0
20,1
итных
став и
N1
6,1
8,2
8,1
6,0
5,4
Я, Я
ВОВ, %
МО
2,1
2,6
2,4
2,2
2,3
2,4
Т1
0,22
0,36
0,14
0,20
Nb
_
0,60
0,35
Коррозионная стойкость соединений стали 0Х21Н6АМ2 не-
несколько выше, чем стали того же типа без азота
Сварные соединения со швом 0Х20Н8М2Т, выполненные про-
проволокой Св-04Х]9Н11МЗ, более коррозионностойки в данных
средах, чем со швом 0Х20Н6М2Т (сваренный проволокой
0Х21Н6М2Т). Повышение температуры и концентрации серной
и фосфорной кислот резко ухудшает общую коррозионную стой-
стойкость сварных соединений, особенно зоны термического влияния
стали 0X2IH6M2T на участке, примыкающем к шву, и шва типа
0Х20Н6М2Т.
Как показали опыты [100], металл шва 0Х20Н6М2Т имеет
фер ритно-ау стенитну ю структуру с более 60% феррита, а шов
0Х20Н8М2Т — аустенитно-ферритную с менее 30% феррита.
276

В условиях воздействия кипящей 10%-ной серной кислоты про-
происходит структурно-избирательная коррозия металла исследо-
исследованных швов. В металле шва 0Х21Н6М2Т с ферритно-аустенит-
ной структурой подобно металлу околошовной зоны коррозион-
коррозионному разрушению подвержена преимущественно аустенитная
фаза, а в металле 0Х20Н8М2Т с аустенитно-ферритной структу-
структурой с меньшим количеством феррита по сравнению с аустенитом
разрушается преимущественно ферритная фаза.
С меньшей скоростью корродирует основной металл с тор-
торцовой стороны листа в местах, не подвергавшихся нагреву при
сварке и не претерпевших структурных изменений. Однако и здесь
несколько более быстро корродирует аустенитная фаза, количе-
количество и размер зерен которой в исследуемой стали в состоянии
а 77
хромоникель
Марка
0Х21Н6М2Т
(ЭП54)
0X2IH6AM2
молибденовых сталей, сваренных дуговой с
Проволока 0X2IH6M2T,
флюс АНФ-6
Проволока ОХ20Н1ШЗБТ
(ЭП89), флюс АНФ-б
СВ-04Х19НПМЗ, флюс
АН-26
локи 0Х21Н6М2Т с по-
покрытием ЦЛ-П ....
Проволока 0Х2Ш6АМ2,
флюс АН-26
Электроды из прово-
проволоки 0Х21Н6АМ2 с ру-
тилофлюоритовым по-
покрытием
apKoi
свойства
J
52,6
Не "а
40,0
49,2
39,3
41,2
1
77,3
пред
71,5
70,3
6 У,5
70,0
-г
¦22,3
ляли
М,4
26,7
42,9
34,4
48,8
71), 0
62,0
Ьв,Н
58,6
С
&
11,2
10,6
12,0
У,4
15,7
14,8
С
f
72,1
71,7
70,0
V3.I)
73,2
72,0
Уго
180
180
180
180
180

Коррозионная стойкость в органическ»
сваренных дуговой сваркой
'3-
80
30
тери
S в
Ф
се сварных соединений, *\м
„*,„,
'¦ч, в кислотах
концентрации, %
50 j 85
50 86
при температура», "С
0
010
60,0
70
0,17
0,15
0.37
0,29
0,38
0,39
0,32
0,37
70
0,12
0,10
0Х2Ш6М2Т, флюс
АНФ-6
Св-04Х*19Н11МЗ,
флюс АН-26 . . .
Проволока
0Х20Н11МЗБТ,
¦ с АНФ-6 . . .
0^004
67004
0^002
0,002
М04
0,005
Г
0,001 0,030 0,002 0,65 0,010 60,0
Не определ
Не определ
Не определ
Примечание: 1. В числителе указана скорость коррозии образц
ев еуре 650"в течение 2,5 ч.
лтеле— после нагрева при температуре 650в те
2. Потери в весе стали 0Х21Н6М2Т в состоянии
ной кислоте — 0,35 мм/год, в 80%-ной муравьиной ки
е —0,39 мм/год.

лоставки меньше, чем феррита. С поверхности листа в местах,
удаленных от шва, скорость коррозии в тех же условиях наи-
наименьшая.
Структурно-избирательная коррозия металла шва типа
0Х21Н6М2Т по своему характеру (с преимущественным раство-
растворением аустенитной фазы) и при-
причине аналогична металлу в око-
околошовной зоне сварного соедине-
соединения стали 0Х2Ш6М2Т (см. § 19).
Что касается шва с более высо-
высоким количеством аустенитной фа-
фазы (типа 0Х20Н8М2Т), то иной
характер коррозии его (с преиму-
преимущественным растворением фер-
ритной фазы) обусловлен не толь-
только иным соотношением структур-
структурных составляющих (ферритная
фаза расположена в виде про-
прослоек между дендритами аустени-
та), но и отличным от вышеприве-
вышеприведенного для стали 0Х21Н6М2Т
распределением легирующих эле-
элементов между структурными со-
составляющими (табл. 79).
Как следует из табл. 79, со-
содержание никеля в аустенитной
фазе шва 0Х20Н8М2Т щювышает
ф
Z5
1.5
as
-
1^1 / Mat
Y
Концентрация H,SOt
Рис. 163. Графики влияния кон-
концентрации и температуры сер-
серной кислоты на коррозионную
стойкость соединений из стали
0Х21Н6М2Т, сваренных под
флюсом проволоками
СВ-04Х19Н11МЗ B)
и 0Х2Ш6М2Т A).
ф щ
его содержание в феррите значительно больше, чем превышение
концентрации молибдена в ферритной фазе по сравнению с аусте-
аустенитной. Этим, а также весьма большим отношением контакти-
контактирующих с агрессивной средой поверхностей аустенитной фазы
к ферритной можно объяснить более интенсивное растворение
последней в шве данного состава при воздействии серной кисло-
кислоты повышенной концентрации. Замеченная в опытах меньшая
скорость коррозии ферритной фазы шва 0Х20Н8М2Т по сравне-
сравнению с коррозией аустенитной фазы основного металла в около-
околошовной зоне и в шве 0Х20Н6М2Т обусловлена более высоким
содержанием молибдена в первой фазе.
Таким образом, в зависимости от общего содержания никеля
в стали, и, следовательно, соотношения количества структурных
составляющих содержание никеля и молибдена в а- и т-фазах
изменяется. Это может вызвать в неокнсляющих агрессивных
279

средах преимущественное растворение аустенитной или феррит-
ной фаз. С большей скоростью растворяется та фаза, количество
которой меньше и в которой содержится меньше никеля и мо-
молибдена.
Таблица 79
Распределение легирующих элементов между структурными составляющими
шва типа 0X2GH8M2T
Сг
22
1
16
N
•
4,2
7
8,2
Мо
•
3,7
7
2,2
Т
¦
0,П
7
0,04
С понижением концентрации и температуры кислоты умень-
уменьшается ее коррозионная активность, что, по-видимому, приводит
к снижению разности потенциалов между структурными со-
составляющими металла. Вследствие этого уменьшается скорость
общей коррозии исследованных сварных соединений и при не-
некоторой концентрации и температуре кислоты не происходит
структурно-избирательная коррозия, несмотря на разность в со-
содержании легирующих элементов и поверхностей структурных
составляющих, контактирующих с агрессивной средой.

ПРИЛОЖЕНИЕ

Химический состав не»
АНФ-14
АНФ-16
АНФ-5
АНФ-6
480Ф6
30,0-32,0
14,0—16,0
<5,0
<2,0
<2,0
<4,0
7,0—9,0
2,5—3,5
4,0-8,0
5,0—7,0
5,0-6,5
До 8,0
20,0—24.0
60,0—65,0
50,0—55,0
75,0—80,0
60,0—70,0
45,0—60,0
Химический состав некоторых сварочных проволок,
Марна проволоки
Св-06Х14
Св-10Х13
Св-08Х14ГТ
Св-О8Х18Н2ГТ ....
Св-ЮХПВМФН ....
Св-15Х12ГНМВФ
(ЭП390)
15Х12НМВФБ (ЭП249)
ГОСТ или ТУ
ГОСТ 2246-60
То же
ЧМТУ п^ „„
цниичм2770
ГОСТ 2246—60
ЧМТУ ._, .„
цниичм6712
ЧМТУ 442—61
¦
Содержание
С
<0,08
0,08—0,15
<0,10
<0,10
0,08-0,13
0,12—0,17
0,13—0,18
„„
0,30—0,70
0,30—0,70
0,90-1,30
0,90—1,30
0,35-0,65
0,9-1,3
0,9—1,3

натрий
_
_
5,0—7,0
17,0—25,0
—
Окись
19,0—23,0
20,0—22,0
10.0—12,0
28,0—32,0
30,0—40,0
20,0—27,0
Сера
0.05
0.07
0,07
0,07
0,05
0,05
0,05
Фос-
Фосфор
е более
0,05
0,10
0,02
0,02
0,02
0,02
0,04
1,0
1,0
1,0
1.0
1,5
Для
ных
Для
Примерное н
значение
варки среднелегирован
и высокол
егиро"""""
сварки высоколегиро-
То а
е
х для сварки высок
S
не б
0,03
0,03
0,03
0,03
0,03
0,03
0,03
р
лее
0,03
0,03
0,035
0,03
0,03
0,03
0,03
0,30-0,70
0,30—0,70
0,25—0,65
0.25—0,65
0,30—0,60
0,30—0,60
0,3-0,6
13,0—15,0
12,0—14,0
13,0—15,0
17,0—19,0
10,5—12,0
11,0—12,5
11,0—12,5
<0,6
<0,6
<0,6
2,0-2,5
0,8-1,1
0,6—0,9
0,6—0,9
Т1 0,8—1,3
Mo 1,0—1,3
W 1,0—1,4
V 0,25—0,40
Mo 0,8—1,2
W 0,8—1,2
V 0,25—0,45
Mo 0,7—1,1
W 0,8—1,2
V 0,2—0,4
Nb 0,15—0,3

Марка проволоки
Св-10Х17Т
Св-13Х25Т
Св-02Х19Н9
Св-С6Х19Н9Т
Св-07Х18Н9ТЮ ....
Св-08Х19Н10Б ....
Св-13Х25Н18
06Х21Н7БТ
(ЭП 500)
Св-04Х2Ш8БТ ....
(опытная)
О8Х2ОН9С2БТЮ ....
(ЭП 156)
0ОХ23Н28МЗДЗТ . . .
(ЭП 516)
ГОСТ или ТУ
ГОСТ 2246—60
ГОСТ 2246-60
ГОСТ 2246-60
Тоже
ГОСТ 2246—60
ЧМТУ 1124—64
ЧМТУ 276-60
ЧМТУ 136—64
ЧМТУ 1358-65
Содержание Щ
С
«J.12
<0,15
<0,04
<0,08
<0,09
0,05—0,10
<0,15
<0,08
<0,06
«U
<0,03
<0,7
<0,8
1,0—2,0
1.0—2,0
<2,00
1,20-1,70
1,0-2,0
1,0-2,0
1,0—2,0
<1,0 — 2,0
<0,8
1

Продолжение табл. 2
16,0—18,0
23,0—27,0
(8,0—20,0
18,0—20,0
17,0—19,0
18,5—20,5
№
<0,6
<0,6
8,0—10,0
8,0—10,0
8,0-10,0
9,0—10,5
17,0—20,0
6,8—7,8
7,8—9,3
8,0—10,0
26,0—29,0
s
не б
0,03
0,03
0,018
0,018
0,015
0,018
0,018
0,025
0,03
0,02
0,02
р
0,035
0;035
0,025
0,030
0,030
0,025
0,025
0,035
0,03
0,035
0,03
Tl до 0,5
TI 0,5
Ti 1,0-1,4
Al 0,60—0,95
Nb 0.6—1,0
Tl 0,3—0,6
Ti 0,6—1,0
Nb 0,6—1,0
Al 0,3—0,7
Ti 0,4—0,7
Cu 2,5—3,5
Mo 2,5—3,0

Марка проволоки
00Х23Н28МЗДТ
(ЭП 579)
00Х25Н19Б
(ЭП 580)
0ОХ2ОН15МЗТБ ....
(ЭП 627)
Св-О4Х22Н1ОТБ ....
(ЭП 541)
Св-08Х20Ш5ФБЮ . . .
(ЭП 444)
Св-08Х20Н9Г7Т ....
(Э И 613)
(Св-06Х18Н9ФБС ....
ЭИ 649)
Св-07Х25Н13
Св-08Х25Н13БТЮ . . .
(ЭП 389)
Св-06Х25Н12ТЮ . . .
(ЭП 87)
СИ-04Х19НИМЗ ....
Св-06Х19Н10МЗТ . . .
Св-06Х20Н11МЗТБ. . .
Св-08Х19Н12МЗ ....
ГОСТ или ТУ
ЧМТУ 1338—65
ЧМТУ 1339—65
сйм16
ЧМТУ 1260—64
ЧМТУ 849—63
ГОСТ 2246—60
ЧМТУ 3211—52
ГОСТ 2246-60
ЧМТУ 669—62
ЧМТУ 168—59
ГОСТ 2246—60
-
ЧМТУ 170—59
ГОСТ 2246—60
Содержание
г-
<0,03
<0,03
<0,03
<0,06
<0,04-0,10
«0,10
<0,07
<0,09
<0,10
<0,08
<0,06
<0,08
<0,07
0,06—0,10
МП
<о,з
$0,8
«0,8
1,0—2,0
1,0—2,0
6,0—8,0
1,00—2,00
1,00—2,00
<0,8
<0,8
1,00—2,00
1,00—2,00
л;0,8
1,0—1,7

0,50—1,00
1,30—1,80
0,50—1,00
0,6—1,0
<0,6
0,30—0,80
<0,5-1,0
0,30—0,70
22.0-25,0
24,0-26,0
19—21
21,0-23,0
18,0—22,0
18,0—20,0
23,0-26,0
24,0—26,0
18,0—20,0
18,0—20,0
19,0—21,0
18,5—20,5
8,0—10,0
8,0—10,0
12,0—14,0
12,0—14,0
10,0—12,0
9,0-11,0
20,0—12,0
11,5-13,0
s
p
не более
0,02
0,02
0,025
0,02
0,025
0,018
0,018
0,018
0,02
0,02
0,018
0,018
0,02
0,018
U0,02
0,025
0,030
0,03
0,04
0,035
0,025
0,025
0.035
0,03
0,025
0,030
0,03
0,025
Mo 2,5-3,0
Ti 1,1-1,6
Cu 0,8—1,2
MO 2,5—3,5
Tl 0,5—0,9
Nb 0,2—0,6
Ti 0,6-1,0
Nb 0,5—0,9
Ce 0,12—0,20
V 0,5—0,9
Nb 0,9—1.5
Al 0,4—0,8
TI 0,5-0,9
Nb 0,7—1,1
Al 0,4—0,9
Ti 0,6—0,9
A] 0,4—0,8
Mo 2,0—3,0
Mo 2,0-3,0
Ti 0,50—0,80
Mo 2,5-3,5
Ti 0,6—0,9
Nb 0,6—0,9
Mo 2,3—2,8

Электроды, п
Марка
У0НИ/Х13
НЗЛ/Х13
ЛМЗ-1
ЦЛ-41
УОНИ/Х17Т
НЗЛ/Х17
ВИ-12-6
КТИ-1О
ЦЛ-32
электрода
ЭФ-Х13
ЭФ-Х13
ЭФ-Х13
ЭФ-Х17
ЭФ-Х17
ЭФ-Х17
ЭФ-Х12ВМНФ
ЭФ-Х12МНФ
проволоки
СН-10Х13
Св-10Х13
Св-10Х13
Св-06Х12НД
Св-10Х17Т
Св-10Х17Т
Св-10Х!7Т
Св-ЮХПВМФН
Св-10ХПВМФН
1X13
1X13
1X13
0Х12НД
1Х17Т
1Х17Т
IX17T
ЮХИНВМФ
10X11 ВНМФ
пей
Воз
™
Ни
Во
В ЕрИ
Д » с.рки
подобных
1пг "
Д . св.рк
и ковкой
сталей 1X13 2X13 м
делия и которых поспе
нормал ц я отпуск)
крупногабар тнь и де
стал 0Х12НД 1 с подо
гревом до 200—950 С Пос е сварк
де ин тер
{нормал ац
отпуск)
Для сварк
ОХ17Т рабо
нагрузок и
средах и при
900° С
Для сварки
15X11ВФМ и
еск обрабатываются
депи та ей Х17 и
ющих бе д на* еских
температурах от 600 до
изделий из сталей
15Х12ВМФ (ЭИ802), ра-
ботающих под большим давлением
притемперат
мообработки
720—740° С 5
Для сварки
1Х12В2МФ
уре до 580° С после тер-
(отпуск при температуре
изделий из сталей
(ЭИ756) и 1Х12ВМФР

Ф-1 (зав
им. Фрунзе)
ЦЛ-2АЛ
ЦЛ-ЗАЛ
ОЗЛ-8
ЭА-1
ЭА-1
ЭА-1
ЭА-1
ЭА-1а
Св-04Х19Н9
Св-04Х19Н9
Св-04Х19Н9
Св-06Х19Н9
Св-06Х19Н9
Св-04Х19Н9
Св-08Х19Н10Б
0X19Н9
0Х19Н9
0Х19Н9
ОХ19Н9
0Х2Ш9
(ЭИ993), работающих под большим
давлением При температуре до 610°
Для сварки изделий из стялейХ18Н9,
ОХ18Н10, Х18Н9Т, Х18 Н10Т, рабо-
работающих в слабо агрессивных средах
при отсутствии требований стойкости
сварных швов против межкрнсталлит-
ной коррозии
Для сварки изделий из сталей
1Х18Н10Т, ОХ18Н10Т, ОХ18Н12Б,
0X21Н5Т, ОХ22Н5Т, ОХ22Н6Б,
ОХ21АН5, работающих в агрессивных
средах при требовании стойкости
сварных швов против меж кристаллит-
ной коррозии. Обеспечивается нали-
наличие 2.5-7% феррита в шве
-родами ЦЛ-11, "
е для с
(арки
з сталей
Х18Н10Т, 1Х18Н12Т, 1Х16Н13Б
(ЭИ724), Х20Н12Т-Л, работав
660° С. Обеспечивается наличие 2,5—
4,5% ферритной фазы в шве и стой-
стойкость его против межкристаллитной
коррозии

Продолжение табл. 3
Л-40М
ЦТ-15-1
ЦТ-15-1
Л-38М
03/1-7
ЭН.ТУ-ЗБ
ЗИО-3
АНВ-3
ЭА-1Б
ЭА-1Б
ЭА-1Б
ЭА-1Б
ЭА-1Б
ЭА-1Б
ЭА-1Ба
-
Мар„кД=Гй
Св-04Х19Н9
Св-08Х19Н10Б
Св-08Х19Н10Б
Св-08Х19Н10Б
Св-04Х19Н9
Св-08Х19Н10Б
СВ-08Х19Н10Б
Х14Г14НЗТ
(ЭИ7П)
Hsn давлении
метал
Х18Н9Б
1Х21Ш0Б
1Х21Н10Б
1Х19Ш0Б
ОХ20Н9Б
1Х19Ш0Б
1Х19Ш0Б
Х14П4НЗ
пр сварк
Нижнее
„„.„
То же, что и электродами ЦЛ11
То же, что и электродами ЦЛ-11, а
Х18Н10Т, IX18H12T, 1Х16Н13Б
(ЭИ724), Х20Н12Т-Л, работающих
под давлением при температуре до
660" С. Обеспечивается наличие 2,5—
4,5% ферритной фазы в шве и стой
кость его против межкристаллитно!
Для сварки первого слоя (корня) и
остальных слоев многослойного сты
кового шва при сварке стале(
Х18Н10Т, XI8H10T, X18HI2T
1Х16Н13Б, Х20Ш2Т-Л и других. Обес
печиваетсн 5—9% феррита в наплав
ленном металле, а также стойкость
шва против межкрнсталлитной корро
То же, что и электродами ЦЛ-11
То же, что и электродами ЦЛ-11, а
Х18Н9Т, работающих при температу
ре 660° С
Х14Г14НЗТ н ей подобных, работаю
щих в атмосферных условиях и в
низких температурах до -150° С

ЗИО-7
ЭА-400/10У
ЭНТУ-ЗМ
ЦЛ-4
ЭА-2Б
ЭА-1М2
ЭА-1М2
ЭА-1М2
08Х20Н15ФВЮ
(ЭП444)
CB-WX20H1
07Х25Н12Т
(ЭП77) по
ЧМТУ 183—59
В-04Х19Н1ШЗ
Св-06Х19Н9Т
Св-04Х19Н9
Х17Н5МЗ
(ЭИ925)
0Х18Н1ШЗФ
0X19HI1M3
0Х19Н9М2
Для ,
Обест
протис
Для с
нений
гпаркн
варки
аустен
Г СТОЙР
криста
ОХ
и электрод
комби
итных
хромомарганцевых
гирова
HIipO
xpot
и средне;
I7T и 0XI8T1
сварны?
ной ког
ы АНВ-!
лоникеле.
[ей с ни:
фОЗИ!
)
ВЫХ 1
жоле
Для сварки сталей Х25, Х25Т, ОХ17Т,
Х28АН, ОХ21АН5, OX21HST, ОХ22Н6Б
двухслойного металла Ст. 3+1x13,
: 3+Х18Н10Г, ст. 3+ОХ17Т со сто-
>ны легированного слоя. Обеспечи-
Для сварки изделий из сталей
Х17Н13М2Т, Х17Н13МЗТ, 1X17HI3M2T
(ЭИ448), ОХ21Н6М2Т (ЭИ54), рабо-
работающих в слабоагрессивных неокис-
неокислительных средах (например, в сла-
слабой серной кислоте) при температу-
температурах не выше 300° С без термической
обработки. Обеспечивается наличие
ритной фаз
едоЗ%
феррит
. обеспечива
10% феррита в ал
То же. 2,5-6.0%
Для с
сокопг
варки корро
ется наличие 2,5—
:е
Х15Н9Ю (ЭИ904)

Продолжение табл. 3
Марка
электрода
ЦЛ-2М
ЦЛ-ЗМ
НИАТ-6АМ
НЖ-13
С Л-28
ЭА-1М2
ЭА-1М2Б
ЭА-1М2Б
МЭРяао==ой
Св-О4Х19Н9
Св-06Х19Н9Т
Х15Н9Ю
(ЭИ904)
СВ-04Х19НПМЗ
или
Св-08Х19Н12МЗ,
Св-06Х19Н10МЗТ
0Х20НПМЗТБ
(ЭП89)
Наплавленный
0Х19Н9М
0Х19Н9М
Х15Н7М2СЮ
0Х19Н10МЗБ
0Х19НПМЗБ
В5ЕГ
при сварка
Нижнее
Нижнее
и верти-
То же
Нижнее
и полу-
верти-
Примерное назначение
То же что и электродами
ЭА-400/10У
Для сварки коррозионнестойкой вы
сокопрочной стали X17HSM3 (ЭИ925)
Для сварки изделии из сталей
Х17Н13М2Т, Х17Н13МЗТ,
ОХ21Н6М2Т, ОХ17Н16М5Т,
1Х16Н13М2Б н им подобных, рабо
таюших в средах повышенной агрес
450—700° С, кроме стали ОХ21Н6М2Т
изделия из которой могут работать
при температуре не выше 300" С. Обес
печивается наличие в наплавленном
металле 4—8% феррита и стойкость
шва против МКК
Для сварки сталей Х17Н13М2Т
Х17Н13МЗТ, ОХ21Н6М2Т и послед-
последних швов со стороны высоколегиро-
слойных сталей указанных марок. На-
Наличие ограниченного количества фер-
рантируется. Возможно образование
о- фазы в наплавленном металле (что
приводит к его хрупкости) при про-
продолжительной эксплуатации в интер-
интервале температур 600—700" С

ЭА-Ш2Б Ся-ОШЭШШЗ 0Х1911МЗБ Bi
0Х23Н28МЗДЗТ
(ЭИ943)
ОООХ23Н28МЗДЗТ
(ЭП516) по
ТУ-136-64
Св-08Х20Н10Г6
Св-08Х20Н10Г6,
Св-08Х20Н9Г7Т
Св-08Х20НШГ6
Св-07Х25Н13
ОХ23Н27МЗДЗБ
00Х23Н27МЗДЗБ
ОХ2ОН10Г6
Д Р
X17HI3M3T р
п р р
OX2IH6M2T р
) ур
|_Р8Р^
в р
Д р
Х17Н13М Т
б щ р
500 С
б щ р
300 С К
б щ р
й К
й ф ы ш
ОХ-ЗН28МЗДЗТ
(ЭИ943), 0Х23Н28М2Т (ЭИ628) и им
подобных
хромоникельмарганцевых аустенит-
ных и хромистых феррнтных сталей,
работающих в слабых агрессивных
средах, а также дли сварки комбини-
:рукцис
ржавеющими хромони
: не-
хро-
Для сварки нержавеющих, жаростой-
жаростойких (окалиностойких) сталей X25HI3,
Х23Н18 и им подобных, и Х25Т, Х25,
Х28, Х28АН, работающих при темпе-
температуре выше 850° С до 1050° С, а так-

«Ж»
ОЗЛ-4
ОЗЛ-6
ОЗЛ-8
НИИ-48
ЦЛ-8
03 Л -9
ОЗЛ-5
ЦТ-17
03Л-2
03 Л
АНЖ =
Тип
ЭА-2
ЭА-2
ЭА-2
ЭА-2
ЭА-2
ЭА-2Г6
ЭА-2С2
ЭА-2С2
-
-
Марка сварочной
Св-10Х20Ш5
Св-07Х25Н13
Св-07Х25Н13
Св-13Х25Н18
Св-13Х25Н18
Са-13Х25Н!8
Св-10Х20Н15
Св-10Х20Н15
Св-10Х20Н15
Св-13Х25Н18
Наплавленный
Х25Н13
Х25Н13
Х25813
Х25Н18
2Х25Н18
1Х25Н18Г6
1Х23Н15С2Г
1Х25Н15СГ
1Х2ОН15М2
1Х25Н18С2Г2
ния швов
при сварке
Нижнее
Ниж'нее и
вертикаль-
вертикальное
Нижнее
Ко "всех
Нижнее и
Примерное назначение
же для сварки комбинированных сое
типа Х18Н10Т и дчи выпочнения пе
Ст. 3 + Х18Н10Т
XSOH14C2, Х24Н20С2 и им подобных
работающих при температурах 900—
1100oC, а также нержавеющих ста
лей, работающих в слабоагрессивных
средах при температурах до 350° С
ферритной фазы
3—5% феррита
Для сварки жаростойких сталей
Х23Н13, Х28, работающих при темпе-
температуре 900—950° С в газовой среде
Для сварки изделий из жаростойких
35Х25Н20С2 и им подобных, работаю
щих при температуре 900—1000° С

Таблица 4
Ориентировочные режимы автоматической дуговой сварки
под флюсом стыковых соединений с зазором из нержавеющих сталей
на медной подкладке медно-флюсовой или флюсовой подушке
4-6
5—8
10
12
14
16
18
20
и более
динении,'1**
1.0
1,5
1,5
1.5
2,0
2,0
2,5
3,0
2
3—1
4—5
5
5
5
5
5
Сварочный
170—200
380-550
540 -600
620—660
640- -680
700- 760
720-780
720-800
Напряжение
нуги, в
30-32
28—30
30-34
32—36
34-38
36- -38
36—38
38- 40
Скорость
18—20
35—40
35—40
30—36
30—34
25—30
25-30
24—26
1,0
1,5
2,0
3,0
4—5
6—8
10 и
более
зазор мсж-
, -
-
0,5
0,5
1,0
1,0
Диамегр
проволоки.
0,5
. 0,5-0,6
0,6 0,8
0,8-1,2
1,2-1,6
1,6—2,0
2,0
5
5—6
6—8
7- 9
8—14
14—18
16—24
свг:г
25-60
25--80
35—100
70—140
110—180
160—280
240—400
16—17
16—17
16—18
18 -20
20—24
25—30
27-34
Вылет
электрода.
6—8
6—8
6—&
8—10
10—12
12—14
12—18

е режимы дуговой ручной с
и электродани
Таблица 6
нержавеющих сталей
мм
до 2
<2—2,5
3
3,5—4
5—8
10—12
более 12
2
2—3
3
. 3-4
4
4—5
5
электрода, им
150—200
200—225
250
, 250—300
300
300—400
400
Сварочный ток. а
—
30—50
40—80
55—95
85—130
110—140
110—165
140—180
при ноложетш
вертикальном
30—40
30—50
50-75
60—110
80—120
90—130
110—140
Ориентировочные режимы аргон о-дуговой ручной сварки
неплавящнмея вольфрамовым лантанярованным электродом
0,5
1,0
2,0
3,0
4,0
электрода,
1,0
1,5
2.0
3,0
4,0
0,8—1,0
1,0—1,5
1,5—2,5
2,0—3,0
2,5-3,0
5
6
7
8
10
Сварочный то
иергонмвым
20-30
30—45
50—110
80—120
ЮО—140
к, а, при сверке
пряной поляр-
30-40
35—60
60—120
100—140
120-180
. Напря>

ЛИТЕРАТУРА
1. Абрамов О. В., Жук Н. П., Окисление некоторых сплавов
в условиях термообработки в газовых и электрических печах, Сб. «Корро-
«Коррозия и защита конструкционных металлических материалов», М., Машгиз,
1961.
2. А г а п о в Г. П., Владимиров В. Б., Электрохимические свойства
сварных швов стали типа 18-8, легированной титаном и ниобием, «Свароч-
«Сварочное производство», 1962, № 7.
3. Акимов Г. В., Теория и методы исследования коррозии металлов, М„
изд-во АН СССР, 1945. *•
4. А к и м о в Г. В., Основы учения о коррозии и защите металлов, М., Ме-
таллургиздат, 1946.
5. Андреева В. В., Степанова Т. П., Влияние термической обработки
деномеднстых сталей, Сб. «Коррозия металлов и сплавов», М., Метал-
Металлу ргиз дат, 1963.
6. Антуан Л., Жаллас П., Буше П., Гильбер Ж-, Балле М.,
Медовар Б. И., Б о н д а р е н к о О- П., Клюев М. М., Электрошла-
Электрошлаковый переплав во Франции, «Автоматическая сварка», 1965, № 11.
7. Архаров В. И., О природе межкристаялитного сочленения в поликри-
поликристаллических телах, Труды ИФМ АН СССР Уральский филиал, вып. 16,
8. А р х а р о в В. И., Г е р а с и м о в А. Ф., Г р у з н н П. Л., Исследование
явления внутренней адсорбции на границе сплава Al—Ag с оксидной
пленкой методом радиоактивных изотопов, «Физика металлов и металло-
металловедение», т. II, вып. 2, Свердловск, 1956.
9. А с н и с А. Е., Медовар Б. И., Особенности автоматической сварки
двухслойной стали, «Труды Института электросварки», Сб. № 6, Киев,
изд-во АН УССР, 1949.
10. Бабаков А. А., Нержавеющие стали, М., Госхимиздат, 1956.
П. Б а б а к о в А. А., Ж а д а н Т. А. и др., Улучшение технологии производ-
производства высокохромистого толстого листа, «Сталь», 1957, № 6.
12. Бабаков А. А., Недефицитные нержавеющие стали, «Химическая про-
промышленность», 1959, № 4.
13. Бабаков А. А., Нержавеющие безиикелевые и малоникелевые стали
и их основные свойства, Сб. «Пути экономия нержавеющих сталей», № I,
МДНТП, 1960.
20 13 297

14. Бабаков А. А., Нержавеющие стали без никеля и с пониженным со-
содержанием никеля, ЦИТЭИН, вып. 7, 1961.
15. Бабаков А. А., Замена никеля марганцем и азотом в нержавеющих
сталях, «Металловедение и термическая обработка*, 1961, № 11.
16. Б а же нов В. В., Федяева Т. Р., Электроды для сварки теплоустой-
теплоустойчивой хромистой стали, «Сварочное производство», 1958, JVs 3.
17. Батраков В. П., Теория структурной коррозии металлов и ее приме-
применение к агрессивным средам, Сб. «Коррозия и защита металлов*, М„
Оборонгиз, 1962.
18. Батраков В. П., Теоретические основы коррозии и защиты металлов
в агрессивных средах, Сб. «Коррозия и защита металлов», М., Оборонгиз,
1962.
19. Бахвалов Г. Т., Ту рко век а я А. В., Коррозия и защита металлов,
М., Металлургиздат, 1959.
20. Б ел я к о в Л. Н., Л и в ш и ц Б. Г., П о т а к Я. М., О роли дельта-фер-
21. Бакшицкий Я. "м." и др., Влияние вакуумной выплавки на качество
стали, «Сталь», 1958, № 6.
22. Бокштейн С. 3., Кишкин С. Т., Мороз Л. М., Исследование строе-
строения металлов ме р вы в М„ Оборонгиз, 1959.
23. Браун М. П., Высоколегированные ферритные и аустенитные стали,
Киев, Машгиз, 19
24. Б р у м б е р г Е. М. и др., Изучение микроструктуры высоколегированной
хромо никелевой р ф рмаиии, «Заводская лабо-
лаборатория», 1962, N 5
25. В оли ков а И. Г., «Коррозионное и электрохимическое поведение высо-
высокохромистых сталей Х17Т и Х25Т*, «Автореферат», М„ 1963.
26. В о щ а н о в К- П., Пути насыщения металла шва кислородом и азотом
в процессе сварки, «Автогенное дело», 1936, № 4.
27. Выклицкий М., Кралик Ф., ТумаГ., Распределение элементов
в а- и f -фазах хромо ник елевых аустенитно-ферритных сталей, «Автомати-
«Автоматическая сварка», 1964, № 2.
28. Галинич В. И., По д га е цкий В. В., Влияние азота на пористость
29. Га'рбер Р. И., Гиндин И. А., Ст а р о д у бо в Я. Д.. Термическое
упрочнение двойниковых прослоек железа, «Физика твердого тела», т. 1,
вып. 12, 1959.
30. Гнндии И. А., Стародубов Я. Д., Низкотемпературн
KPynH03ePHHCTO Ж * '
Стародубов Я. Д., Скольжение по rpj
дого тела», т. II, вып. 6, 1960.
32. Гиндин И. А., Стародубов Я. Д.. Непосредственное наб;
возникновения и развития механических двойников при низкотемператур-
низкотемпературном растяжении чистого железа Ф а л в в
т. XVIII, вып. 4, 1964.
33. Гликман Л. А., Степанова В. А., Коррозионное рг р в
высокохромистой нержавеющей стали под напряжением, «Котлострс
1947, № 1.

i И. Н., Дендритная
рский В С, «Физический журнал Советского Союза», 1935, №8.
рюнов Ю. В., Перцов Н. В., Сумм Б. Д., Эффект Ребиндера,
М., «Наука», 1966.
р. Готальский Ю. Н., Сниса р енко В. В., Цнкуле
волока ЭП606 для сварки под флюсом разнородных стал
екая сварка», 1967, № 6.
:. Г р и г о р ь е в А. Т., К у Л р я в ц е в Д. Л., Иеследованш
с марганцем и хромом, «Известия сектора физико-хими!
т. XVI, вып. 2, М., изд-во АН СССР, 1946.
|. Григорьев А. Т., Куд р яв цев Д. Л., Влияние
ОтД(
е npeef
ческих наук», 1948, № 2.
\. Т., ГудэеваН. М„ Исс.._„
хромом, Сообшение 2, Аустенитно-феррм
VIII,
М.—Л., изд-во АН СССР, 19-...
. Григорьев А. Т., Кудрявцев Д. Л., Гудзева Н. М., Превра-
Превращение а ^т в системе железо —хром — марганец, «Журнал прикладной
химии», т. 23, вып. 6, 1950.
!. Григорьев А. Т., «Сплавы железа с хромом и марганцем», (Диаграм-
(Диаграммы состояния), М., изд-во АН СССР, 1952.
i. Г р и г о р ь е в А. Т., Б о н д а р ь И. А., «Известия сектора физико-хими-
физико-химического анализа», т. XXIII, АН СССР, 1953.
. Григорьев А. Т., Бондарь И. А., Превращения в твердом состоя-
состоянии в системе железо — хром — никель, Сообщение 2, Диаграмма состоя-
состояния, «Известия сектора физико-химического анализа», т. XXV, М.—Л.,
изд-во АН СССР, 1954.
, Гриднев В. Н., Строение стыка ферритного зерна, Труды Института
ргии АН УССР, т. II, 1948.
черной металлургии АН ',
, Губарева М. А., М
и свойства металлов», i
i. Гудремон Э„ Спещ
[ р е в а М. А., М о р о з Л. М., «Процессы диффузии, структура
ктва металлов». Сборник статей, М., Машиностр!
1Х18Н9Т, «Метал.
'. Гуляев А. П.,
. Гуляев А. П.,
ние и термическая обработка
!. Г у л я е в А. Н., Металловед
I. Гуляев А. П., М и р о ш н
некоторых нержавеющих ст
ботка металлов», 1965, № 12.
1. Г у л я е в А. П., Минаев А. М, Изучение
ных сталей при низких температурах! «Ме
обработка металлов», 1966, № 10.
i. Гуляев А. П., Козлова Н. А.. Стабил
й
г •, 1964.
. л 1, М., Металлургнздат, 1959.
:тали, т. 2, М., Металлургиэдат, 1960.
И. В., Влияние деформации при низких
фащения и свойства аустенитной стали
>мическая обработка металлов», 1957, № 5.
обработка стали, М., Машгиз, I960,
в Ю. С, Нержавеющие хромомарганцево-
эм, ниобием и молибденом, «Металловеде-
:таллов», 1962. № 2.
ие, М, Металлургиздат, 1963.
(о в а К. Е., Межкристаллитная коррозия
гё, «Металловедение и термическая обра-
ударной
циальные стал
еющих сталей при
*, М., Металлурги

56. Дятлова В. Н., Коррозионная стойкость металлов и сплавов. Справоч-
Справочник, М., .Машиностроение», 1964.
57. Егоров В. П., Круглов Б. И., Брусенцова В. М., Шароно-
Шаронова Т. Н., В а с и л ь е в а Н. М., Б а б а к о в А. А., К а р е в а Е. Н., К а-
х о в с к и й Н. И., Ю щ е н к о К. А., Промышленное освоение сталей с по-
пониженным содержанием никеля, «Химическая промышленность», 1964,
58. Егоров В. П., Брусенцова В. М., Г о нч а ров а Г. В., Шароно-
Шаронова Т. Н., Васильева Н. М., Бабаков А. А., Карева Е. Н., Ка-
Каков с к и й Н. И., Ю щ е н к о К- А., Промышленное освоение сталей с по-
ренвй» (Электрохимия и коррозия), ГИАП, 1966.
59. Е р о х и н А. А., Кинетика металлургических процессов дуговой сварки,
М., «Машиностроение», 1964.
60. Е р о х и н А. А., Новые марки электродов с улучшенными технологиче-
151, № 7.
61. Ерохин А. А., Кузнецов О. М., О повышении стойкости металла
1964, №°7™В ° ра3°ВаНИН Г°РЯЧНХ тРеЩ«н> * втоматическая сварка»,
62. Заруба И. И., Каса тки н Б. С, К а х о в ски й Н. И., Потапьеа-
скнй А. Г., Сварка в углекислом газе, Киев, «Технша», 1966.
63. 3 а х а р о в а М. И., Л а ш к о Н. Ф., Деформация металлов вследствие
фазовых превращений, «Известия АН СССР, ОТН», 1946, № 7.
64. Земзин В. Н., Сварные соединения разнородных сталей, М.— Л., Маш-
гиз, 1966.
65. И л ь и н а В. А., К р и ц к а я В. К., Силы связи и статические искажения
в кристаллах легированного феррита, Доклады АН СССР. 100, 1, 1955.
66. Ильичеве. Я., Ульянов Р. А., СкибннаЛ. В., ШпетнаяА. А.,
Стабильность аустенита в некоторых железохромоникелевых сплавах при
низкотемпературной деформации, «Металловедение и термическая обра-
обработка металлов», 1966, № 10.
67. Исследование по нержавеющим сталям, Труды комиссии по борьбе с кор-
коррозией металлов, вып. 2, М., изд-во АН СССР, 1956.
68. К а з е н н о в Ю. И., Колосова Л. П., Металлургические особенности
сварки аустенитных кислотостойких сталей с 23% хрома и 23—28% нике-
никеля. «Автоматическая сварка», 1957, № 2.
69. Казенное Ю. И., Беликова И. Г., Ак ш ен цев а А. П., Свойства
сварных соединений высокохромистой стали, легированной азотом и нике-
никелем, Сборник НИИХимМаш, № 33, М., 1960.
70. Касаткин Б. С, Мусияченко В. Ф., Окислительный флюс АН-17
для сварки углеродистых и низколегированных сталей, «Автоматическая
сварка», 1962, № 6.
71. Касаткин Б. С, Структура и механизм хрупкого разрушения стали,
Киев, «Техн!ка», 1964.
72. К а х о в с к и й Н. И., О структуре и свойствах околошовной зоны свар-
сварных соединений стали 2X13, «Автоматическая сварка», 1958, № 2.
73. Каховский Н. И., Сварка высоко хром истой стали 2X13 в среде угле-
углекислого газа, «Автоматическая сварка», 1958, № 4.
74. К а х о в с к и Й Н. И., О структуре и свойствах околошовной зоны свар-
сварных соединений стали Х17Н2, «Автоматическая сварка», 1958, № 6.
75. Каховский Н. И., Механические свойства сварных соединений кисло-

тостойкой стали Х17, выполняемых в углекислом газе аустенитной прово-
проволокой. «Автоматическая сварка». 1958, № 9.
76. Каховский Н. И.. П о н из о вце в А. М., Сварка и заварка раковин
1960, № 3.
77. Каховский Н. И., Понизовцев А. М., Сварка в углекислом газе
соединений из сталей Х20НЗГЗД2Л и 20ГСЛ, «Автоматическая сварка»,
1960, № 4.
78. Каховский Н. И., Сварка в углекислом газе стали Х17Н2, <Автома-
тическая сварка», 1961, № 2.
79. Каховский Н. И., Понизовцев А. М-, Васильев В. Г.,
Ленд Р. О., Сварка в углекислом газе комбинированных соединений
сталей 15Х11МФБ со сталями 15Х1М1Ф и 20ХМФ, «Автоматическая свар-
сварка», 1961, № 11.
80. К а х о в с к и й Н. И., Ю щ е н к о К. А., Ф а р т у ш н ы й В. Г., Материа-
81. К^аТ^скиТгГи., Фа ртутный'в" Г, Юшкевич 3. В., Сварка
тонколистовой стали Х18Н2АГ5, «Автоматическая сварка», 1962, № з.
82. К а х о в с к и й Н. И., Ю щ е н к о К- А., Электрошлаковая сварка высоко-
высокохромистой стали марки 10Х14АДЛ^ «Автоматическая сварка», 1962, № 5.
83. Каховский Н. И., Фартушный В. Г., Технология сварки нержа-
нержавеющей стали Х14П4НЗТ (ЭИ711). «Автоматическая сварка», 1962. № 7.
84. Каховский Н. И., Ющенко К. А., Юшкевич 3. В., Истри-
н а 3. Ф., Электродуговая сварка коррозионностойкой ферритно-аустенит-
ной стали 0Х21Н6М2Т, «Автоматическая сварка», 1962, № П.
85. К а х о в с к и й Н. И., Фартушный В. Г., Ю щ е н к о К. А., Д и д е-
б у л и д з е Д. В., Исследование межкристаллитной коррозии металла
околошовной зоны сварных соединений из стали Х28АН, «Автоматическая
сварка», 1962, № 12.
86. К а х о в с к и й Н. И., Ф а р т у ш н ы й В. Г., Сварка тонколистовой стали
Х28АН под флюсом и в углекислом газе, «Автоматическая сварка»,
1963, № 3.
87. Каховский Н. И., Дидебулидэе Д. В., Дуговая сварка высоко-
высоколегированных ферритных сталей, «Автоматическая сварка», 1963, № 4.
68. Каховский Н. И., Ющенко К. А., Ф а рту ш ный В. Г., Юшке-
Юшкевич 3. В., Сварка коррозионностойкой аустенитной хромоиикельмарганце-
азотистой стали 0Х17Н5Г9АБ (ЭП55), «Автоматическая сварка», 1963, № 7.
89. К а х о в с к и й Н. И., Ю щ е и к о К. А., Влияние сварочного нагрева на
микроструктуру и свойства сталей типа 21-3 и 21-5, «Автоматическая
сварка», 1963, № 10.
90. Каховский Н II Ющенко К. А., Юшкевич 3. В., Б а б а-
к о в А. А., К а р е в а Е Н., Ш а р о н о в а Т. Н., Электродуговая сварка
коррозионностоикич ферритно-аустенитных сталей типа 21-3 и 21-5, «Авто-
«Автоматическая сварка» 1963, № 12
91. Каховский Н II, Понизовцев А. М, Влияние некоторых упроч-
свама * ™ № ™сокохротсшх жаропрочных сталях, «
92. Каховский Н И, Ющенко К. А., Влияние ванадия и кремния
на свойства хромоникелевых ферритно-аустенитных швов, «Автоматиче-
«Автоматическая сварка», 1964, № 4

93. Каховский Н. И., Ф а р т у ш н ы Й В. Г., Влияние марганца на струк-
94. К а х о в с к и й Н. И., Ющенко К. А„ Влияние ферритообразующих
элементов на свойства хромоникелевых сварных швов типа 20-5 и 20-7,
«Автоматическая сварка», 1964, № Ш.
95. Каховский Н. И., ЛангерН. А., Ющенко К. А., Чалюк Г. М.,
Электрохимические свойства сварных соединений ферритно-аустен>
хромоникелевых сталей типа 21-5, «Автоматическая сварка», 1964, Hs а.
96. Каховский Н. И., Дидебулидзе Д. В., Дуговая сварка стали
Х25Т, «Сварочное производство», 1965, № 1.
97. К а х о в с к и й Н. И., Ф а р т у ш н ы й В. Г., Влияние титана и ниобия на
структуру и свойства хромоникельмарганцевых сварных швов, «Автома-
98. ™Гхоа^киРйаН. И.,'ф'артушный В. Г., Парфесо Г. И., Кап-
Капли на Г. С, Об образовании о-фазы в высоколегированных хромомар-
ганцевых сталях, «Автоматическая сварка», 1968, № 1.
99. Каховский Н. И., Дидебулндзе Д. В., Дуговая сварка 17%-ных
100. К а хИоСв cVh ЙЛН.' И.ГющТнко"^ аТ*Д з ыко'в ич И. Я., Юшке-
Юшкевич 3. В., Коррозионные свойства сварных соединений стали 0Х21Н6М2Т,
«Металловедение и термическая обработка металлов», 1966, № 2.
101. Каховский Н. И., Ющенко К- А., Влияние никеля на микрострук-
микроструктуру и свойства сварных швов с 20—22% хрома, «Автоматическая свар-
сварка», 1966, № 5.
102. Каховский Н. И., Поннэовцев А. М„ Вивсик С. Н., Нико-
Никола енко М. Р., Сварка жаропрочной хромистой стали ЭИ756, «Автома-
«Автоматическая сварка», 1966, № 6.
103. КаховскийН.И., ФартушныйВ Г ДемьяненкоГП «Ав
тематическая сварка под флюсом 0Х23Н 8МЗДЗТ А
сварка», 1968, № 4.
104. Каховский Н. И., Ющенко К А С AM Ay
ферритные стали, стойкие проти рук ур б р рр
«Автоматическая сварка», 1967, № 9
105. Каховский Н. И., СолохаАМХр ел рж ш
сталь с весьма низким содержани у р А р
1968, № 2.
106. Кинцел А. Б., Френке Р., В р рж ющ ж р
прочные стали, М., Металлургизда 1945
107. Клинов И. Я-, Коррозия химичес 1 р ур рр
материалы, М., Машгиз, 1954.
108. Козлова Н. А., ЛебедевДВМ ржю
щих аустенитных сталей при —253 СМ р
обработка металлов», 1Г- ** '"
АН ССГР 1QS6
109.
ПО.
ш.
1960, №
Машгиз,
стойкие
в Р.
гарган
|бь-е
, 1958.
(бье
стали
112. Корнилов
А., Петре
цеалюминие
Л., Гохм;
Л, Гохм
, М„ Металл
И. И., Жел
IB Г.
выми
!Н И.,
ан И
ургизл
Л 1
эл
Нр
. н

113. Кланов И. Я-, Коррозия химической аппаратуры и коррозионностой-
кие материалы. М„ Машгиз, 1960.
114. Королев М. Л., Азот как легирующий элемент стали, М., Металлург-
издат, 1961.
115. Костенец В. И., Механические свойства металлов и сплавов при ста-
статической нагрузке при низких температурах (—196 и —253°С), «Журнал
технической физики», т. XVI, вып. 5. 1946-
116. Котрелл А. X., Строение металлов и сплавов, М„ Мет ал лургиз дат, 1961.
117. К р а в ч е н к о Т. Г., В е д е н е е в а М. А., Р а х о в с к а я Ф. С, Травле-
Травление аустенитно-ферритной стали ЭИ811, Сб. «Коррозия и защита конструк-
конструкционных материалов», М., Машгиз, 1961.
118. Куртепов М. М., Акимов Г. В., Коррозионные свойства нержаве-
нержавеющих сталей в окислительных растворах, Доклады АН СССР, т. 87,
№ 6, 1952.
119. Куртепов М. М„ Акимов Г. В., Коррозионые свойства нержавею-
нержавеющих сталей а окислительных растворах, Доклады АН СССР, т. 87,
№ 1, 4, 5, 1955.
120. ЛангерН. А., ЯгупольскаяЛ. Н., Э р р
сварка», 1963,Н№ 12^ еДИНе"ИИ
121. ЛангерН. А., ЯгупольскаяЛ. Н., Каховский Н. И., Ющ
ко К- А., ФартушныйВ. Г., ЧалюкГМ С р рр
ловедениеИи термическая обработка металлов 1966 N 2
122. ЛашкоН. Ф., Лашко-АвокянС. В., О кристаллизационных трб
щинах при сварке, «Автоматическая сварка», 1961, № 6.
123. Лебедев Д. В., МолотиловБ. В., Ов БМ О
низме низкотемпературной деформации сила ж — ж
лезо — кобальт — ванадий и технического ж Сб ру ЦНИИЧМ
«Специальные стали и сплавы», вып. 39, М., М ур 1965
124. Левин И. А., Бабаков А. А., Лютов ЭВ М*р
1950,0№\ВЫСОК01Ф°МИСТЬ1Х СТаЛеИ' * еСТН Ж Р
125. Л е в и н И. А., Г и н с б у р г С. А., Микроэл р
доаання межкристаллитной коррозии, Сб. И ел рр
металлов», М., изд-во АН СССР, 1951.
126. Левин И. А., О причинах межкристаллитной рр рж щ
сталей, Сб. «Коррозия металлов и методы борьбы с нею», М., Оборг
гиз, 1955.
127. Левин И. А., Исследования по нержавеющим сталям, «Известия АН
СССР», 1956.
Л И А
128. Левин И. А., Ги не бур г С. А., Влиян р
процесс коррозии высокохромистых сталей, Сб И е
, М„ изд-во АН СССР, 1961.
3 В Н М
, „ д ,
129. Левин Е. Е., 3 е м з и н В. Н., М а с а л ев а Е. М., Снитко М. Н.
Бабаева Е. В., Солдатова А. С, Л р
сталь ЭИ-402-М-Л для деталей турбин и ар \р рбй ру
рой 650" С. «Энергомашиностроение», 1963, К 1
130. Лена А. Дж., Реакция выделения в сп ж
Сб. «Старение сплавов», М., Госчерцветмет, 1962
131. Л и б е р м а н Л. Я., Б о е в а А. В., Жаропр р
работы при 550—600° С, «Металловедение i бр б 1956

132. Л юбавский К. В., Некоторые вопросы металлургии автоматической
сварки под флюсом стали ЭЯ1-Т, «Автогенное дело», 1949, № 4.
133. Мак Лин, Границы зерен в металлах, М., Металлургиздат, 1960.
134. Макара А. М., Трещины в околошовной зоне легированных улучшае-
улучшаемых сталей, «Юбилейный сборник, посвященный Е. О. Патону», Киев,
нэд-воАН УССР, 1951.
135. Малевский Ю. Б., Медовар Б. И., Вторичные карбиды и образова-
образование и-фазы в сварных швах стабильно а у стенитной стали типа 25-20, «Ав-
«Автоматическая сварка», 1957, № 5.
136. Малевский Ю. Б., Медовар Б. И., Влияние холодной деформации
на превращения I"*6 в сварных швах на стали типа 25-20, «Автомати-
«Автоматическая сварка>, 1959, № 7.
137. Малевский Ю. Б., Медовар Б. И, Манжелей Г. П, Химиче-
Химический состав а -фазы в аустенитных швах 25-20, «Автоматическая сварка»,
1960, №8.
138. Медовар Б. И., Лангер Н. А., Стойкость сварных соединений хро-
моникелевой стали в азотной кислоте, «Автоматическая сварка», 1951, № 4.
139. Медовар Б. И., РоссошинскийА. А., О« -фазе в сварных швах
1954!°№ ЗеЛеВЫХ ау"еНИТНЫХ СТЙЛеЙ ТИПа 18~8' * втаматйческая сварка»,
140. Медовар Б. И., Гуревич С. М., Бескислородные флюсы для сварки
высоколегированных сталей и сплавов, « втоматическая сварка»,
141. Медовар Б. И., Лангер Н. А., Коррозионное разрушение сварных
соединений нержавеющей стали, «Автоматическая сварка», 1955, JJs 6.
142. Медовар Б. И„ Сигма-фаза в чистоаустенитном сварном шве на стали
типа 25-20, «Автоматическая сварка», 1956, № 5.
143. Медовар Б. И., О механизме образования горячих трещин при сварке
аустенитной хро моникелевой стали, Сб. «Проблемы дуговой и контактной
электросварки», М., Машгиз, 1956.
144. Медовар Б. И., Малевский Ю. Б., Влияние величины зерна на
превращение |-*i в аустенитной стали типа 25-20 и сварных швах этой
стали, «Автоматическая сварка», 1957, № 6.
145. Медовар Б. И., Дудко Д. А., Рублевский И. Н., Окисление
элементов при сварке в углекислом газе аустенитной проволокой, «Авто-
«Автоматическая сварка», 1957, № 3.
146. М е д о в а р Б. И., Сварка хромоникелевых аустенитных сталей, М., Маш-
147. Медовар Б. И., К вопросу о природе кристаллизационных трещин при
сварке аустенитных сталей и сплавов, «Автоматическая сварка», 1959, № 8,
148. Медовар Б. И., Консультация, «Автоматическая сварка», 1961, №5.
149. Медовар Б. И., Латаш Ю. В., Электрошлаковый переплав, Киев,
«Наукова думка», 1965.
150. Медовар Б. И., Чекотило Л. В., Герман С. И., Левен-
б е р г Н. Е., Л а т ы ш е в Ю. В., Механизированная дуговая сварка аусте-
нитного жаропрочного сплава ЭИ-725 (ХН35ВТР), «Автоматическая свар-
сварка», 1965, № 1.
151. Меськин В. С, Основы легирования стали, М., Металлургиздаг, 1964.
152. Миролюбов Е. Н., Жук Л. М., К вопросу о механизме коррозии
Сб. «Коррозия металлов и сплавов», Металлургиздат, 1963.
153. Мовчан Б. А„ О причинах и механизме образования горячих трещин
304

в сварных швах с однофазной аустенитной структурой, «Автоматическая
сварка», 1959, № 6.
154. Мовчан Б. А., Микроскопическая неоднородность в литых сплавах,
Киев, Гостехиздат УССР, 1962.
155. Мовчан Б. А., Современные данные о границах кристаллитов в литых
металлах и сплавах, Сб. «Новые проблемы сварочной техники», Киев,
«Техшка», 1964.
156. Нехендзи Ю. А., Стальное литье, М., Металлургиздат, 1948.
157. Новожилов Н. М., Суслов В. И., Сварка плавящимся электродом
в углекислом газе, М., Машгиз, 1958.
158. Ньюкерк Д. Б., Общая теория, механизм и кинетика старения спла-
сплавов, Сб. «Старение сплавов», М., Госчерцветметиздат, 1962.
159. Обработка жидкого металла в вакууме, «Сталь», 1956, № 9.
160. Одесский Д. А., В оз дай ж енски й В. М., Влияние титана и азота
на структуру и свойства сварного соединения тонколистовой высокохро-
высокохромистой стали, «Металловедение и обработка металлов», 1957, № д.
161. Панченко Е. В., Скачков Ю. А., и Др., Лаборатория металлогра-
металлографии, М., «Металлургия», 1965.
162. Петров Г. Л., Земзин В. Н., Электроды для сварки жаропрочных
сталей, Сб. ЛДНТП, 1956.
163. Петров Г. Л., Земзин В. Н„ ГонсеровскийФ. Г., Сварка жа-
жаропрочных нержавеющих сталей, М.— Л., Машгиз, 1963.
164. Петров Г. Л., Субач А. П., Разработка безокислительных электрод-
менты, «Сварочное производство»И'1966, № 9.
165. П е т р о в Г. Л., 3 е м з и н В. Н., Влияние ферритной фазы на кристалли-
щин при сварке, «Сварочное производство», 1967, № 2.
166. Петч Н., Успехи физики металлов, т. 2., М., Металлургиздат, 1958.
167. Пивник Е. М., Изотермическое превращение феррита в высоколегиро-
высоколегированных аустенитно-ферритных сплавах, «Журнал технической физики»,
т. XXV, вып. 1, 1955
168. Поборжил Ф., Зезулова М., Легирование азотом аустенитных
хромомарганцовистых сталей, «Сталь», 1959, № 7.
169. Посысаева Л. И., Бабаков А. А., Петровская В. А., Влия-
Fe —Сг — Ni-стали в экстракционной фосфорной кислоте, «Защита метал-
металлов», 1968, № 2.
170. Погодин-Алексеев Г. И., Теория сварочных процессов, М., Маш-
Машгиз, 1950.
171. Приданцев М. В., Бабаков А. А., Лившиц Г. Л., Стали с пони-
пониженным содержанием никеля, М., Металлургиздат, 1961.
172. Приданцев М. В., Бабаков А. А., Нержавеющие стали с пони-
пониженным содержанием никеля, «Сталь», 1962, № 11.
173. Приданцев М. В., Левин Ф. Л., Влияние марганца на структуру
и свойства немагнитных нержавеющих сталей, «Металловедение и терми-
термическая обработка металлов», 1965, № 12.
174. Прокошкин Д. А., Зудин И. Ф., Шарипкулов Р. С, Б а н-
н ы х О. А., Легирование хромомарганцовистой нержавеющей стали, М.,
изд-во АН СССР, 1961.
175. Просвирин В. И., Саверина Н. А., Изменение фазового состава
нержавеющих сталей с азотом аустеннтного и ферритного i

_„.ШТМАШ,кн. 52,°М., Машг7иэ°В1е9Д52ШЯ
Прохоров Н. Н., Проблема прочности
ции, «Сварочное производство:
»я ГГ. Д., Брей Р. С, Д1
1авов», М., Г.
иагре
ДНИ
6. Про
криста.
7. П р о х
сталей», Труды
9. Рунов А. Ё"исследов'
тоспособности сварных с(
лей, Сб. «Вопросы сва
кн. 104, М., Машгиз, 1962.
). Самарин А. М., Кор
и», XXXII, 1
вопросов улучшения сб
си в энергомашиностроен
лев М. Л., Паисов И
ы, «Металлург», 1938, № 1
гт п о в А. Ф„ Исследованш
варке, М., Машг
¦, 1962.
и рабо-
жаропрочных ста-
., ЦНИИТМАШ,
мечников в. п., Альферова Н. С,
>йства высокохромистой жароупорной стач(
юрчелетти В. В., Идельчик Б. М.
:кая стойкость некоторых новых сортов
зия и борьба с ней», т. 3, 1937, № 4.
П. А„ Свойства хромомарганце
сталь», 1935, № 5
5. Стали с понижен
издат, 1961.
3. С у п р у н о в В. А., К и
жений на коррозию сваг
7. Тимофеев М. М„ Че
содерж
х устг
...я», 1966, № 3
в П. И., Выбор >
( р ) М
«В р
Х18Н9Т И
Г. П., П Ы1
1Ы АН СССР,
а Г. П., Яе
Э. Томашов Н. Д., Ч
состояния нержавеющих сталей в сильно
клады АН СССР, т. 98, 1954, № 3.
1. Т о м а ш о в Н. Д., Электрохимическая т р
вия коррозионной устойчивости металлич
т. XXIV, вып. 4, М., изд-во АН СССР, 1955
1. Том а шов Н. Д., Теория коррозии и защ
издат, 1959.
2. Тонашов Н. Д., Чернова Г. П., М р
!говой коррозии, Сб. «Коррозия нетал,
У '
в М., М<
in X18H12M3T, «
и н Е. А., Баб
и термическая обработка мер
УльянннЕ. А., Бабак.
в А. А.,
ка», 1957, № 2.
¦ р о в а В. И., Свой
i при низких температурах, «Метал;
ллов», 1965, № 12.
», М., Метг
1йкой аустен!
обрабо:
>, 191
L № 5.

й . , Квский Н. И., Бабаков А. А., Федо-
ФедоАустенитная хромо марганце азотистая сталь и технологиг
Автоматическая сварка», 1965, № 12.
в-Лутиков Г. П., Шешенев М. Т., Влияние легирую-
.Металловедение и обработка металлов», 1956, № 6.
198. Хансен М., Андерко К., Структура двойных сплавов, т. II, М.,
Металлургиздат, 1962.
199. Химушин Ф. Ф„ Хромомарганцовистые стали аустенитного и аустенит-
но-ферритного типа, Труды ВИАМ, № 32, ч. 1, 1935.
200. Химушин Ф. Ф., Куров а О. И., «Качественная сталь», 1936, № 6.
201. Химушин Ф. Ф., Нержавеющие кислотоупорные и жароупорные стали,
М., Металлургиздат, 1945.1"
202. Химушин Ф. Ф., Нержавеющие стали, М., Металлургиздат, 1963.
экономии нержавеющих сталей», Моск. дом научно-технич. пропаганды,
1960.
204. Ч и ж е в с к и й Н. П., Железо и азот, Томск, 1914.
205. Чижик А. И., Хейн Е. А., Жаропрочные хромистые нержавеющие
стали для деталей с рабочей температурой до 550—650" С, «Металловеде-
«Металловедение и обработка металлов», 1956, № 9.
206. Шамовский Э. X., П рохор о в А. А., Качество металла, наплавлен-
наплавленного дуговой сваркой в атмосфере азота, «Автогенное дело», 1936, № 4.
207. Шултин А. И., Хромоиарганцевая нержавеющая сталь, «Металлург»,
т. 8, № 4, 5, М„ ГОНТИ — НКТП, 1933.
208. Шоршоров М. X., Соколов Ю. В., Температурный интервал обра-
сплавов, «Сварочное производство», 1962, №1
209. Шоршоров М. X., Металловедение сварки стали и сплавов титана,
М., «Наука», 1965.
210. Экспресс-информация Института научной информации АН СССР, серия
«Металлургия и металлообработка», № ММ-23, 21.5. 1956.
211. Языков В. А., Поглощение азота хромом, сплавами железо — хром
и железо алюминий «Качественная сталь» 1935 № 5
212. Aborn P., Bain Е.,' Trans. Amer. Soc Steel Treatment, 18, 1930.
213. AveryH., USA Patent 246S, 780, 1949.
214. Bain E. C, Aborn R. H., Metals Handbook Amer. Soc. Met. Cleveland,
1948, s. 1260—1261.
215. Bastien P. G., Journal of the Iron and Steel Inst. vol. 183, part 3,
July, 1956.
216. BecketF. M., '¦Chromium-Manganese Steel", Yearbook, Amer. Iron and
Steel Inst., 1930.
217. В i n d a r у A. L., К о h P. R., Transact. Amer. Soc. for Metals, v. 43, 1951.
218 Binder W Brown С Franks R Resistance to Sensitization of
Austenitic Chromium — Nickel Steel of 0,03% Max. Carbon Content. Trans.
ASM v. XL1, 1949, p. 1301—1370.
219. Binder W. O., Spendelow H. R., Trans. Amer. Soc. Metals, v. 43,
1951, p. 759.
220. В rO hi F., Structure and Properties of Chromium —Manganese Steels
with up to 1% C, 15% Mn and 30% Cr, Archiv Eiir Eisenhtittenw., 10, 1936—
1937.

221. Burgess С. О., F о г g e n g W. D., Constitution of Iron Chromium —
Manganese Alloys, Trans. Amer. Inst. of Mining and Metallurgical Engi-
Engineers, Iron and Steel Division, v. 131, 1938.
222. Carpenter O. R., lessen N. C. Some Factors Controlling the Decti-
lity of 25% Cr-20% Ni Weld Deposits, The Welding Journal. 26A2).
Reseaeh Suppl, 727-sto 741-s A947).
223. С h a r m e г В., Reactivity of Crystal Interfaces, Proceedings International
Symposium on the Reactivity of Solids, Gothenburg, 1952.
224. Cina В., Journal of the Iron and Steel Inst., v. 171, 1952, № 1—4.
225. Cina В., Lavender I., Journal of the Iron and Steel Inst., v. 174,
1955, № 1—4.
226. С о 1 e g a t e G. Т., Metallurgia, 41, №№ 243, 245, 246, 247, 1950.
227. Cottrell A. M., Assessement of weldability by rapid dilatation tests,
Journal of the Iron and Steel Inst., v. 174, ], № 5, 1953.
228. DelongW., OstramG., SzumanowsklE., Welding Journal, 35,
№ 11, 1956.
229. E b e г 1 e F., Report № 2805, Macr., 1943, The Baboeck and Wilcox Tube Co.
230. EdeleanuC, PotentiostatA., Iron and Steel Inst., 1953.
231. Eichellan G., Hull F., Transactions of ASM, 1953, № 45, p. 77—104.
232. F i 1 d A., BloomR, L i n n e r t G., NDRC, Report, 1943, Dec. 14.
233. F о r m W. G., Baldwin W. M., Trans. Amer. Soc. Metals, 1956, 48.
234. Franks R., BinderW. O., Thompson J., Austenitic Chromium —
Manganese —Nickel Steel Containing Nitrogen, Trans. Amer. Soc. for
Metals, v. 47, 1955.
235. Giles D., The Book of Stainless Steels, Amer. Soc. for Metals. 1935,
p. 267—276.
236. Gow I. Т., Harder О. E., Trans. Amer. Soc. for Metals, v. 30, 1942,
p. 855; v. 32, 1944, p. 408; Harder О. Е., Metals and Alloys, v. 21, M> 3,
1945, p. 726.
237. H e n г у О., ClaussenG., L i п п е г t G., Amer. Welding Soc, 1949.
238. Heumann Th., Rosener, Z. Elektrochem., 57, 1953.
239. Hochmanl., Revue de Metallugic, 1951.
240. HoudremoniE., Tо f a u te W., Komzerf allsbestandigkeit nichtrosten-
der ferritischer und marten si tiscer Chromstahle, Stahl und Eisen, Bd. 72,
1952.
p Anitic
Metals, v. 50,
1958.
242. Hurlich A., Watson 1. E., Selection of Metals for use at Cryogenic
Temperatures, Metal Progress, v. 79, № 4, 1961.
243. R a p a t z F., Anvendung der mit Stickstoff legierten nichtrostenden und
Warmebestandigen Stable, Stahl und Eisen, Bd. 61, 1941.
244. К е г г J. G., К e I m e г D. A., Chromium Recovery During Submerged —
Arc, Welding Journal, September, 1952, 31, № 9, p. 431s—438.
245. К i e f e г G. Т., R e n s h a w W. G., Corrosion, 6, N 8, 1950.
246. Roster W., Iron End of the Iron — Manganese — Cromium System,
Archiv fur das Eisenhflttenw., 7, 1933—1934.
247. Roster W., Die Eisenecke des Systems Eisen — Mangan — Chrom,
Arlhiv fur das Eisenhuttenw., 7, 1933—1934.
248. Rrainer H., Mirt O., Constitution Diagram of Nitrogen Containing
Chromium and Chromium — Manganese Steels, Archiv fur das Eisenhuttenw.
v. 15, 1941—1942.

249. К г i v о Ь о к V. N.. Alloys of Iron and Chromium, Trans. Amer. Soc. for
Metals, v. 23, 1935.
250. L u 1 a R. A., L e n a A. I., К i f e г G. C, Iniergranular Corrosion of Fer-
ritic Stainless Steels, Trans. o[ Amer. Soc. for Metals, 46, 197, 1957.
251. Miller, Iron Steel Inst., Carnegie Scholarship, 1932.
252. Мои nee W. S., a. et., Maritime Reporter, 1960, v. 22, № 1, p. 13.
253. Nenrenberg A. E., Transformation of Iowcarbon 12% Cr. Chromium
Stainless Steels, Metal Progress, № 11, 1951.
254. Newell H. D., Properties and Characteristics of 27% Chromium — Iron,
Metal Progress, 49, № 5, 1946.
255. Parks M., The Welding Journal, June, 1955.
256. Peekner D. and other, The role of mamerials in eryogenier. Mater.
Dery. Engng., 1961, v. 54, № 1, p. 107—115.
257. P i 11 i n g N. В., AckermanD.E., Stahl und Eisen, 49, 1929.
258. P о s t С. В., E b e г 1 у W>S., Trans, of Amer. Soc. for Metals, 43, 243, 1951.
259. Pryce L., AndremsR, Journal, Iron and Steel Inst., 195, № 4, 1960.
260. Pugh I., Nisbet I., Practical estimation of composition balance and
fen-ite content in Stainless Steels, Journal of Metals, 2, 1950.
261. Richter Gerhard, Heinrich Man, Neue Hiitte Stickstoffes gierter
Mangan — Chrom — Stahl fur Inductorkappen, 1963, 8, № 10.
262. Rosenberg S. I., Irish С R., Journal of Research of the National
Bureau of Standarts, v. 48, Jan., 1952.
253. Rothschild G. R., Carbon — dioxideschi elder consumable — electrode
arc Welding, Canadian Welder, Febr., 1956.
264. RozetD, С a mp b e 11 H., Thо m a s R., Effect of weld metal compo-
composition on the strength and ductility of 15% Cr —35% Ni welds., The Weld-
Welding Journal, Oct., 1948.
265. RuttmannW- BaumannK.. MohlingM., Einige Erfahrungen
mit austenitischen, insbesondere warmfesten Schweissungen, Schweifitechnik,
v. II, N 1, 1957.
266. S с h a e f f e г A., Metal Progress, v. 56, 1949, p. 680; Welding Journal,
v. 26, Res. Suppl., 1947, p. 601—620.
267. Sehafraeister P., Ergang R.. Arehiv fur das Eisenhuttenw., 12,
1939, p. 507.
268. Smith R. L., Journal Franklin Inst., 1956, v. 262, N 1, p. 77—78.
269. S t г а и s s В., Z. Elektrochem, 33, 1927.
270. Thielemann R., Proc. ASTM, v. 40, 1940, p. 788.
271. Tofaute W., Schottky В., Arch. Eisenhuttenw., 1940, August, n 20.
272. Tryegve Angel I., Iron Steel Inst. ASM, v. 49, 1949.
273. U h 1 i g H. H., Transactions ASM, 1942, v. 30, p. 947.
274. U h I i g H. H., Corrosion Handbook, N 4, 1948.
275. U h I i g H. H., LordS.S., Z. Elektrochem. Soc, 100, 1953.
276. И н а г а к и M и н ж и о, Ее эцу гакайси, J. Japan Weld Soc, 1965, 34, N 12.
277. Wat kins S., Metals a. Allous, 1941, v. 13, N 1, 2, 3. 4, p. 30, 162, 288.
278. Whittenberger E. J., Rosenow E. R., Carney D. J., Elevated
Temperature Phase Relationship in the Cr — Ni — Mn — N System, Pre-
Presented at Amer. Inst. of Mining and Metallurgical Engineering annual
Mutling, Febr., 1957.
279. Willigen P. C, D e f i z e L. F., Das Lichtbogenschweifien von Stahl
mit СОг als Schutzgas, Schweifien und Schneiden, 9 Jahrgang, Febr., 1957,
280. Allen N. P., Sen of ield T. H., Tate A. E., Mechanical Properties

of a-Solid Solutions of Copper with Zinc. Callium, Jermanium and Arsenic,
Nature, v. 168, 1951.
281. Austin С R., Effect of Elements in Solid Solution on Harduess and
Response to Heat Treatment of Iron Binary Alloys, v. 31, 1943.
282. BainE. C, Functions of the Alloying Elements in Steel, Amer. Soc. for
Metals, 1939.
283. Blum, Grant, Regarding sigma-phase formation, Journal of Metals,
v. 5, N 1. 1953.
284. I г v i n K. J., at al., Journal fron and Steel Inst., 1959, 192.
285. SemkowiezA., Hulnik, 22, 1955.
286. Rosenberg S. J., imd Irish С R., Solubility of Carbon in 18-per-
18-percent— chromium —10 — percent — nickel austenite. Nat. Bur. of Stand.,
J. Of research anlieation. 48 П9521.