Образования горячих трещин

Несмотря на благоприятное влияние бора при содержании его от 0,3 до 0,5% на стойкость против образования горячих трещин аустенитных швов, ввиду весьма отрицательного влияния образую­щейся при этом боридной фазы на коррозионную стойкость такого металла возможность использования бора для повышения трещиноустойчивости швов при сварке коррозионностойких аустенит­ных сталей исключена.

Известно, что весьма положительное влияние на повышение стой­кости однофазных аустенитных швов против образования горячих трещин оказывают молибден и вольфрам. Благоприятное влияние этих элементов на трещиноус-тойчивость объясняют [207] способ­ностью подавлять развитие физической не-однородности в таком металле после завершения кристаллизации. В ряде ис-точников от­мечается, что подобное влияние оказывает также и ванадий.

Вместе с тем Ю. Н. Каховским и Г. П. Демьяненко установлено (рис. 122), что в швах типа 06Х23Н28МЗДЗТ и 08Х18Н18МЗТ кривые, характеризующие влияние ванадия и молиб­дена на трещиноустойчивость, имеют максимум. Повышение содер­жания молибдена более 4,0% и ванадия более 0,8% в таких швах при погонной энергии сварки свыше 5000 кал/см снижает их стой­кость против образования горячих трещин (рис. 122), причем в швах с 23% Сг, 28% Ni и 3% Сu увеличение количества молибдена более 5 % при­водит к об-разованию также и попереч­ных трещин.

Рис. 122. Влияние ванадия (кри­вая 1) и вольфрама (кривая 2) в швах 05Х18Н18ГЗАМ2 и мо­либдена в швах 05Х18Н18АГЗ (кривая 3) и 06Х23Н28МЗДЗТ (кривая 4) на их стойкость про­тив горячих трещин

(q/v =4500 кал/см).

Отрицательное влияние молибдена в количестве более 3,5% на стойкость против образования горячих трещин аустенитных швов объясняют образовани-ем в нем интерметаллидной второй фазы типа Fe₃₆Cr₁₂ Mo, сообщающей хруп-кость металлу при высоких температурах. Возможно, что увеличение количе-ства молибдена свы­ше 3,5—4,0% в шве данного состава приводит к чрезмер-ному повышению высокотемпературной прочности ме­талла. Следо­вательно, легирование шва молибденом целесообразно до количества, обычно содер-жащегося в коррозионностойких сталях (не бол ее 4%). Легирование же вана-дием ограничивается пределом 0,4 - 0,8%. Поэтому содержание ванадия в хромоникельмолибденовых аусте­нитных проволоках должно быть в пределах 0,5—1,0%.

Легирование проволоки вольфрамом более 2,5% затруднительно в связи с ухудшением ее горячей прокатываемости. Таким образом, для повышения тре-щиноустойчивости не следует вводить вольфрам выше указанного предела.

Как показали исследования, вольфрам повышает прочностные характе-ристики при комнатной температуре аустенитного хромоникельмолибдено-марганцевого азотосодержащего наплавленного ме­талла. При содержании его до 2,0—2,5% в проволоке и некотором снижении содержания молибдена оказы-вается целесообразным ле­гирование им швов при сварке стабильноаустенитных хладостойких сталей повышенной прочности.

Ранее автором было отмечено [134] благоприятное влияние азо­та на по-вышение стойкости против образования горячих трещин аустенитных швов. Общеизвестно также полезное действие марганца на трещиноустойчивость ме-талла. В связи с этим были проведены исследования по выяснению раздельного и совместного влияния этих элементов на трещиноустойчивость хромоникель-молибденовых аустенитных швов (рис. 123 ).

Рис. 123. Влияние марганца при различном содержании азота (а)и азо­та при различном содержании марганца (б)на трещиноустойчивость хромоникель-молибденового аустенитного шва типа 18-17-4Т (сварка под высокоокисли-тельным низкокремнистым флюсом при q/v = 4500 кал/см: 1-0,25% N;

2 - 0,05% N; 3 - 0,10% N; 4- 0,15% N; 5 - 3,0% Мn; 6 - 2,0% Мn;7-6,0% Мn; 8-1,0% Мn.

Опытные швы выполняли под флюсом АН-26 и низкокремнистым высо-коокислительным АН-18. Стойкость против образования горячих трещин опытных швов, выполняемых под окислительным флюсом, была значительно выше, чем под флюсом АН-26.

Как показали опыты, легирование шва на хромоникельмолибденовой ста-ли раздельно марганцем в количестве 3,0—4,0% или азотом не менее 0,10% предотвращает образование горячих трещин при автоматической сварке и ре-жимах с погонной энергией до 4000— 4500 кал/см. Однако при более высокой погонной энергии сварки предотвратить появление горячих трещин в таких швах путем до­полнительного легирования их только марганцем или только азо­том не представляется возможным. Для исключения образования горячих трещин такие швы необходимо легировать совместно мар­ганцем и азотом. Вместе с тем из рис. 123 следует, что кривые изме­нения критической скорости деформирования швов с изменением содержания азота и марганца имеют максимум. Чрезмерное легиро­вание этими элементами ухудшает стойкость сварных аустенитных швов против образования горячих трещин.

Оптимальным с точки зрения трещиноустойчивости однофазных аусте-нитных хромоникельмолибденовых швов является легирование их совместно марганцем в количестве 3,25% и азотом — 0,13%.

Из вышесказанного следует, что при легировании только азотом (в том числе при наличии молибдена) не всегда можно предотвратить образование го-рячих трещин в аустенитных сварных швах.

Легирование швов только марганцем также не исключает воз­можность возникновения горячих трещин в них. Марганец слабо блокирует дислокации] и весьма незначительно увеличивает энергию активации процесса диффузии несовершенств кристал­лической решетки. Роль марганца, как известно, состоит в нейтрализации серы, снижающей стойкость против образования горячих трещин. Однако, как показали опыты, при любом количест­ве марганца полностью избежать возникновения горячих трещин в хромоникельмолибде-новых аустенитных швах не представляется возможным.

Значительное повышение эффекта действия азота и марганца при совме-стном их введении в сварной шов можно объяснить сле­дующим образом. Взаи-модействуя с атомами азота, марганец за­медляет их диффузию, уплотняя таким образом облака и уси­ливая тормозящее влияние последних на перемещение дислокаций и вакансий к границам.

Следует отметить, что даже при наличии достаточного количест­ва молиб-дена, азота и марганца в металле чисто аустенитных швов, выполняемых на умеренных режимах, в них, несмотря на отсутствие горячих трещин, иногда можно обнаружить упомянутые выше вто­ричные границы (чаще прерывистые), особенно после повторного нагрева или при многослойной сварке и наплавке.

По-видимому, не только в уменьшении развития физической не­однород-ности заключается положительное влияние азота и марган­ца, равно как молиб-дена и вольфрама, на повышение трещиноустойчивости аустенитных швов. Можно предположить, что, растворяясь в твердом растворе металла шва, преж-де всего (в большем количе­стве) в наиболее разрыхленных межкристаллитных зонах и в итоге на вторичных границах, азот совместно с марганцем уплотняет кристаллическую решетку этих границ, повышая тем самым высо­котемперату-рную межкристаллитную прочность, а возможно и пластичность металла. При этом межкристаллитные границы по прочности и пластичности становятся бли-зкими телу кристал­литов.

Благодаря этому деформирование металла под действием нараста­ющих напряжений в подсолидусной температурной области и соответ­ствующая час-тичная релаксация этих напряжений происходит не только за счет межкриста-ллитного проскальзывания, но и за счет внутрикристаллитной деформации ме-талла.

При оптимальном содержании азота и марганца или других упрочнителей высокотемпературное межкристаллитное проскальзыванне остывающего металла может происходить лишь при более низких температурах, под действием более высоких напряжений и при большем темпе возрастания деформаций, чем без этих элементов.

Короче, роль марганца и азота, равно как и молибдена, вольфрама и дис-персных оксидов, состоит в уменьшении насыщения границ кристаллитов ва-кансиями решетки в подсолидусной температурной области, а также в предот-вращении раскрытия микрополостей в трещины за счет того же торможения притока вакансий к последним.

Ухудшение трещиностойкости аустенитного шва при чрезмерном леги-рованни азотом, марганцем и другими упрочняющими элементами обуслов-лено, по-видимому, тем, что такая концентрация их вызывает настолько силь-ное упрочнение приграничных зон и самих кристаллитов, что резко снижает способность металла к высокотемпературной пластической деформации (соп-ротивление пластической деформации становится выше сопротивления от-рыва), и под действием возрастающих напряжений легче, т.е. при меньшем темпе нарастания напряжений, происходит хрупкое (путем отрыва) межкри-сталлитное разрушение металла сварного шва.