более подвержены кристаллизационным Трещинам при сварке, чем углеродистые конструкционные стали.

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

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

Остановимся кратко на характеристике этих пугей. Образование в шве двухфазной структуры (аустенит и первичный феррит, аустенит и первичные карбиды, аустенит и боридная фаза эвтектического происхождения, аустенит и хромоникелевая эвтектика) способствует ее измельчению (см. рис. 10-26). В результате удается полностью или частично подавить транскристаллитную первичную структуру. Такие швы несравненно более стойки против образования кристаллизационных трещин, чем однофазные чистоаустенитные

Чтобы получить двухфазное аустенитно-ферритное строение металла шва, обеспечивают в нем соответствующее соотношение содержания ферритизирующих и аустенитизирующих элементов. Это возможно с помощью структурной диаграммы (рис. 10-24). Удовлетворительная стойкость против образования кристаллизационных трещин достигается при наличии в металле шва 2-3% первичного б-феррита.

На этом принципе создано большинство сварочных материалов (электродов и проволок), предназначенных для сварки коррозионностойких аустенитных сталей Х18Н10Т, Х18Н12Т, Х17Н13Д12Т и жаропрочных Х16Н14 (ЭП17), Х16Н16 (ЭП184) и др.

Сварка аустенитных сталей электродами и проволокой с содержанием феррита до 2-3% связана с определенными трудностями. Так, при чрезмерном проплавлении основного металла возможно образование в шве объемов металла с чистоаустенитной структурой, склонного к кристаллизационным трещинам. Поэтому на практике применяют сварочные материалы, обеспечивающие получение в металле шва свыше 2-3% феррита. Например, электроды ОЗЛ-8 (08Х20Н9) обеспечивают получение в на-

плавленном металле 3,5-8,5% феррита, электроды ЭА-400/10У (07Х18Н10Г2) -2-8%, а проволока Св-06Х19Н10МЗТ -до 10%.

Для сварки корневых валиков многопроходных швов, когда доля основного металла в шве значительна, применяют присадочные материалы с более высоким содержанием феррита-порядка 5-10%; например, электроды ЦТ-15-1 (08Х20Н9Г2) дают 5,5- 9,0% феррита; ЦТ-16-1 (08Х20Н9ВБ) - 6,0-9,5% феррита. В некоторых случаях, например при сварке жаростойких аустенитных сталей типа 2Х25Н20С2, отличающихся исключительно высокой склонностью к образованию кристаллизационных трещин, для этих целей применяют сварочные электроды со значительно более высоким содержанием феррита. Так, электроды марки ГС-1 (10Х25Н9Г6С2), используемые для сварки корневых валиков этих сталей, дают в наплавленном металле 25-30% феррита.

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

Вместе с тем не следует забывать, что швы и стали с повышенным содержанием феррита более подвержены сигматизации в интервале температур 450-850° С, а следовательно, и потере пластичности, чем стали и швы с ограниченным содержанием феррита или чистоаустенитные. Поэтому для обеспечения служебных характеристик конструкций и узлов, работающих в интервале критических температур (преимущественно 450-650° С), содержание феррита в шве должно быть ограничено до 2-3%.

Это требование особенно тщательно должно соблюдаться при сварке конструкций, длительно работающих при этих температурах, например контуров атомных станций, высокотемпературных химических реакторов, паропроводов, поверхностей нагрева котлов и др. Для сварки таких конструкций разработаны сварочные проволоки и электроды со строго регламентированным содержанием феррита в пределах 2-5% (например проволоки CB-04X17H10M2 и Св-02Х17Н10М2-ВИ и электроды 48А-1 и 48А-2, созданные на базе этих проволок).

Измельчение структуры шва путем создания в нем ферритной фазы нашло широкое применение на практике. Однако этот путь предотвращения образования кристаллизационных трещин не

может быть использован при сварке сталей с большим запасом аустенитности и тем более сплавов на железоникелевой и никелевой основах. Чтобы при сварке таких сталей и сплавов получить двухфазные аустенитно-ферритные швы, понадобилось бы ввести в них чрезмерно большое количество ферритизаторов. Это неизбежно повлекло бы за собой значительное изменение свойств твердого раствора и резкое падение пластичности металла шва. Поэтому на практике сварку стабильноаустенитных сталей и сплавов выполняют в основном чистоаустенитными или двухфазными аустенитно-карбидными и аустенитно-боридными швами, отличающимися более высокой стойкостью против охрупчивания при длительной эксплуатации. Представляет также значительный интерес сварка двухфазными швами с хромоникелевой эвтектикой.

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

Перечисленные пути предотвращения образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах используют при разработке сварочных материалов. В качестве примера можно привести нашедшие применение на практике сварочные проволоки СВ-08Х21Н10Г6, Св-08Х20Н9Г7Т, 1Х16Н14Г7В2Б (ЭП462), СВ-10Х16Н25АМ6 с 0,1-0,2% азота, 06Х15Н30Г8В7МЗТ (ЭП235), 08Х25Н55В15Т (ЭИ868), Св-06Х15Н60М15 и созданные на их базе сварочные электроды ЗИФ-1 (13Х20Н9Г6Т), ЦТ-23 (16Х15Н15Г6В2Б), ЭА-395/9 (09Х15Н25АМ6), ЦТ-22 (06Х15Н35В7Г6ТЮ), НИАТ-7 (06Х21Н55М10В12), ЦТ-28 (08Х13Н65М15В4) и др.

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

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