ЭЛЕКТРОДУГОВАЯ СВАРКА СТАЛЕЙ

СПРАВОЧНИК

ИЗДАТЕЛЬСТВО

«Н А У К О В А ДУМКА» КИЕВ — 1975

6П4.3(083) КЗО

УДК 621791.7 :6С9Л5—194(03!)

В справочнике представлены основные сведения о сталях различных классов, наиболее широко используемых для сварных конструкций. Описаны металлургические процессы и технолог гические особенности электродуговой сварки углеродистых, легированных и высоколегированных сталей под флюсом, в среде защитных газов и покрытыми электродами с подробными рекомендациями и характеристиками сварочных материалов. Приведены структура, хим»иеский состав, механические и коррозионные свойства сварных швов и соединений. Описаны способы уменьшения и устранения напряжений и деформаций, возникающих при сварке.

Рассчитан на инженерно-технических работников промышленных предприятий и конструкторских организаций, связан* нах с проектированием и изготовлением сварных конструкций из различных сталей.

Рецензенты: д-р техн, наук В. В. Подгаецк ай, канд. техн, наук /7. Г. Гребельник

Редакция справочников

00001—203M22R04)—7500001—203M22R04)—75184—74184—74

00001—203

M22R04)—75

00001—203

M22R04)—75

184—74

184—74

Издательство «Наукова думка», 1975 г.

ПРЕДИСЛОВИЕ

Развитие многих отраслей промышленности во многом зависит от успехов сварочной науки и техники. Сварка является одним из ведущих технологических процессов в промышленном строительстве и судостроении, в машиностроительной промышленности, энергетическом, химическом и нефтяном машиностроении, в авиа- и ракетостроении и т. д.

При изготовлении сварных конструкций и изделий из металлических материалов находят широкое применение различные способы сварки (ручная электродуговая, автоматическая под флюсом, в среде защитных газов неплавящимся и плавящимся электродами, электрошлаковая, электроннолучевая, контактная и т. Д・)・

Усилиями отечественных и зарубежных исследователей достигнуты замечательные успехи в области создания новых и совершенствования уже существующих способов сварки. Однако до настоящего времени наиболее распространенным способом остается электродуговая сварка плавлением.

За последнее время появилось много новых марок сталей (особенно высоколегированных) и сварочных материалов, сведения о которых приводятся в периодических изданиях и не всегда становятся достоянием конструкторов и производственников. Учитывая это обстоятельство, авторы предлагаемого вниманию читателей справочника попытались систематизировать и обобщить сведения, относящиеся к дуговой сварке сталей разных марок.

В справочнике кратко излагаются некоторые теоретические вопросы, связанные с характеристикой свариваемых сталей, металлургией и технологией сварки. Это должно помочь более обоснованному выбору необходимых материалов для сварки стальных конструкций в зависимости от условий их эксплуатации.

Глава I написана Н. И. Каховским и В. Г. Фартушным, главы II, III, IV и VI — Н. И. Каховским, глава V — К. А. Ющенко и глава VII — В. Г. Фартушным.

Автор глав III и IV выражает благодарность Ю・ Н. Каховскому и В. Н. Липодаеву за помощь, оказанную ими при подготовке рукописи.

Авторы выражают благодарность доктору техн, наук В. В. Подгаецкому и кандидату техн, наук П. Г. Гребельнику за ценные замечания, сделанные ими при рецензировании данного справочника.

Критические замечания и предложения авторы просят направлять по адресу: Киев, ул. Репина, 3, изд-во «Наукова думка».

Глава L КЛАССИФИКАЦИЯ И КРАТКАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА СТАЛЕЙ, ПРИМЕНЯЕМЫХ ДЛЯ СВАРНЫХ КОНСТРУКЦИЯ

Стали, используемые для сварных конструкций, делят на конструкционные (углеродистые, низколегированные, среднелегированные, в том числе тепл оу сто йчи вые и высокопрочные) и стали с особыми физическими свойствами (высоколегированные, жаропрочные, жаростойкие и коррозионностойкие, или так называемые нержавеющие).

Конструкционные стали

Углеродистые конструкционные стали

Углерод является основным элементом, определяющим механические характеристики углеродистых конструкционных сталей (его содержание может составлять от 0,06 до 0,9%).

Железо и углерод в жидком состоянии обладают полной взаимной растворимостью. В твердом состоянии растворимость углерода в железе очень ограничена. Различают три вида твердых растворов углерода в железе: а-раствор (феррит), ^-раствор (аустенит) и о-раствор (д-ферригп). Пространственное расположение атомов железа в этих растворах соответствует их расположению в а-, у- и б-железе. Для у- железа характерна кубическая гранецентрированная решетка, для а- и 6-железа — кубические объемноцентрированные решетки, различающиеся лишь межатомными расстояниями. Атомы углерода значительно меньше атомов железа. Размещаясь в междоузлиях решетки железа, они искажают ее. При этом прочность металла увеличивается.

Растворимость углерода во всех модификациях железа зависит от температуры. Феррит может содержать до 0,02% (при 723° С), а при комнатной температуре ——0,006% углерода. В б-железе растворяется до 0,1% углерода. Наибольшее количество углерода растворяется в аустените: при 723° С до 0,8%; при 1130° С до 2%.

Затвердевание сплавов Fe—С при содержании углерода до 0,5% начинается с кристаллизации б-феррита (рис. 1.1). Если сплав содержит до 0,1% углерода, кристаллизация заканчивается образованием однофазной структуры 6-феррита. Сплавы, содержащие ОД—0,5% углерода, при температуре ниже 1485° С претерпевают перетектическое превращение» при котором из жидкого расплава и б-раствора образуется «•раствор. Сплавы, содержащие 0,1—0,189% углерода, после затвердевания приобретают двухфазную структуру (6-раствор + у-раствор). Если содержание углерода превышает 0,18%, сплавы в результате кристаллизации приобретают однофазную структуру 7-раствора.

В сплавах Fe—С происходят фазовые изменения и цосле затвердевания: в низкоуглеродистых сплавах (до 0,18% углерода) при температурах 1400—1490° С — перекристаллизация 6 <± у-растворов; в сплавах, содержащих до 0,8% углерода, при температурах 910—723° С —у© W а-превращение.

При температуре 723 c протекает эвгектоидная реакция, продук- гом ее является эвтектоидная смесь. Эвтектоидная смесь феррита и цементита называется перлитом. При содержании углерода до 0,006% микроструктура стали состоит только из зерен феррита. В стали с 0,1% углерода наблюдается некоторое количество перлита, содержание которого увеличивается по мере увеличения содержания углерода. Сталь, содержащая 0,8% углерода, состоит только из перлита. “

Влияние постоянных примесей на свойства углеродистых сталей.

В углеродистых сталях, как правило,В углеродистых сталях, как правило,ICO水Жидкостью 5-(рерритД /ICO水Жидкостью 5-(рерритД /7200-11007200-1100Аустенит,Аустенит,1000-负力一8微7必■6001000-负力一8微7必■600Содержание углерода. % Рис, 1.1. Диаграмма состояния системы железо —углерод.Содержание углерода. % Рис, 1.1. Диаграмма состояния системы железо —углерод.присутствует некоторое количество постоянных примесей, вводимых специально или попадающих в металл в про- цессе производства. К таким примесям относятся марганец, кремний, сера, фосфор, кислород, водород и азот. Полезными из них являются марганец и кремний.

В углеродистых сталях, как правило,

В углеродистых сталях, как правило,

ICO水Жидкостью 5-(реррит

Д /

ICO水Жидкостью 5-(реррит

Д /

7200-

1100

7200-

1100

Аустенит,

Аустенит,

1000-

负力一

8微

7必■

600

1000-

负力一

8微

7必■

600

Содержание углерода. % Рис, 1.1. Диаграмма состояния системы железо —углерод.

Содержание углерода. % Рис, 1.1. Диаграмма состояния системы железо —углерод.

Марганец в углеро дистых сталях составляет от 0,25 до 1,0%. Растворяясь в феррите, марганец упрочняет его. Вступая во взаимодействие с серой, он образует соединение MnS, значительное количество которого всплывает и удаляется со шлаком. Так как сродство марганца к кислороду велико, его используют как активный раскислитель стали.

Кремний добавляют в сталь (до 0,4%) как активный раскислитель. Он образует с ферритом раствор по

вышенной твердости и увеличивает упругость стали.

Сера и фосфор — крайне вредные примеси. При повышенном содержании серы по границам зерен стали образуется эвтектика Fe—FeS с низкой температурой плавления (985° С). При высоких температурах (нагрев до 1200° С для ковки или прокатки) она плавится, делая сталь хрупкой (явление красноломкости). Содержание серы в сталях ограничивают 0,04—0,05%. Фосфор, растворяясь в твердом растворе феррита, способствует резкому снижению его пластичности. Стали с повышенным содержанием фосфора очень твердые и хрупкие. Содержание его в стали не должно превышать 0,04%.

Кислород — также вредная примесь. Он способствует появлению у стали красноломкости, а оксидные включения сильно охрупчивают ее.

Водород при высоком его содержании вызывает образование в металле чрезвычайно опасных внутренних надрывов — флокенов. При охлаждении металла до температуры 200° С и ниже водород выделяется из твердого раствора и создает большие внутренние напряжения,

приводящие к появлению трещин.

Азот, образуя нитриды, способствует охрупчиванию углеродистой стали. Нейтрализация азота в углеродистых сталях осуществля-

стся введением повышенного количссгн^ алюминияt В пое.to uHie годы даже производство конверторной стали выполняют продувкой кислородом, что исключает насыщение черных сталей азотом. Из сказанного следует, что наличие газов r металле значительно ухудшает его свойства.

Радикальным средством резкого уменьшения содержание газов в металлах является выплавка или разливка металла в вакууме. Вакуумированный металл практически содержит ничтожное количество растворенных газов и обладает более высокими свойствами, чем металл, произведенный обычным способом.

Углеродистые стали общего назначения разделяются па стали обыкновенного качества, применяемые обычно в состоянии поставки без последующей термической обработки (табл. 1.1; 1.2), н качественные конструкционные стали, применяемые для изготовления деталей, подвергающихся термической обработке (табл. 1.3; 1.4).

Таблица 1.1

Химический состав углеродистых сталей обыкновенного качества (по ГОСТу 380-71)

Марка стали

Содержание, %

С

Мп

Si

р

S

ие б

олее

БСтО

《0,23

0,07

0,06

БСт1кп

0,06—0,12

0,25—0,50

《0,05

0,04

0,05

5Ст1нс

0,06—0,12

0,25—0,50

0,05—0,17

0,04

0,05

БСт1сп

0,06—0,12

0,25—0,50

0,12—0,30

0,04

0,05

БСт2кп

0,09—0,15

0,25—0,50

《0,07

0,04

0,05

БСт2пс

0,09—0,15

0,25—0,50

0,05—0,17

0,04

0,05

БСт2сп

0,09—0,15

0,25—0,50

0,12—0,30 .

0,04

0,05

БСтЗкп

0,14—0,22

0,30—0,60

<0,07

0,04

0,05

БСтЗпс

0,14—0,22

0,40—0,65

0,05—0,17

0,04

0,05

БСтЗсп

0,14—0,22

0,40—0,65

0,12—0,30

0,04

0,05

ЬСтЗГнс

0,14—0,22

0,80—1,10

《0,15

0,04

0,05

БСт4кп

0,18—0,27

0,40—0,70

《0,07

0,04

0,05

БСт4пс

0,18—0,27

0,40—0,70

0,05—0,17

0,04

0,05

БСт4сп

0,18—0,27

0,40—0,70

0,12—0,30

0,04

0,05

БСтбпс

0,28—0,37

0,50—0,80

0,05—0,17

0,04

0,05

БСтбсп

0,28—0,37

0,50—0,80

0,15—0,35

0,04

0,05

БСтЙГпс

0,22—0,20

0,80—1,20

《0,15

0,04

0,05

БСтбпс

0,38—0,49

0,50—0,80

0,05—0,17

0,04

0,05

БСтбсп

0,38-0,49

0,50—0,80

0,15—0,35

0,04

0,05

В соответствии с ГОСТом 380—71 сталь углеродистая обыкновенного качества может быть отнесена к одной из следующих групп: А — поставляемая по механическим свойствам; Б —■ поставляемая по химическому составу; В — поставляемая по механическим свойствам и химическому составу. В пределах этих групп изготавливают сталь следующих марок: группа А — СтО, Ст1, Ст2, СтЗ, Ст4, Ст5, Стб; группа Б — БСтО, ВСт1, 6Ст2, БСтЗ, БСт4, БСт5, БСтб; группа В — ВСт2, ВСтЗ* ВСт4, ВСт5.

eo

го 二 s u

9

gggguoiOLOgggLOggggLogggggg O]C4CSJO4O1C^CNCNCMC4C4OICSICS|C>1C4C4CMC4CS|CNOI

OOOOOOOOOOOOOOOOOOOOOO

оооююююююююю1Г)ююююююьоют

一 1111еазсча77аааааас\1засч

oooooooooooooooooooooo

0000000000000000000000 寸寸寸寸寸寸寸寸寸寸V寸寸寸寸寸寸寸寸寸寸寸 0000000000000000000000 ooooooci'ooooooooooooooo

10090900000000000000000 CO 寸 CO 寸 E 寸寸 寸寸 寸 寸寸寸寸寸 寸寸 寸寸寸寸 F 0000000000000000000000

ОООООООООООООООООООООО

一090909090000000000000

Og9g9g 9g9Q0 00 Q0 8Q0Q0Q0GQQ0 00 C0C0 00 оооооооооооооооооооооо О I N N I I I N I I I И I N N I

\〃g ggggioggoooo。。。。。。。。。 WaENcocMcOCMcOggggggggggggg

ooooooooooooooooooooo

(JVj ^T^ C J***w c J4** C (^^C4«464c CC 44c c 4a

0000000000000000000000

о о I о I о I о Wd W*U^ V!

iCM 寸寸 66 寸寸 010010 09 01009 09。

iiiiiiCNGCOE 寸寸 gg99ZZQOOO6 oooooooooooooooooooooo о N U M M M I N П I N U I \цд gzzzzzzcqzazcNZcqzcNgzzz WooooiiiiCMcqcoeO 寸寸 gg99zzoo

ooooocTooooooooooooooo

u иuии

工工нму

ЮОООО00ЮЮ00Ю0Ю0Ю0Ю0Ю0Ю0Ю

OOOiiiiCMZaoom 寸寸 qg99ZZOOQO

ЮЮЮИОЮкОЮЮЮЮЮ

CqCSJCMCNOJ(NC4OJOJCM(N

С 4cAece С 4c 4

00000000000

иэююююшююююиэ счсчсмсчсчсчсчсчсмсчсч се 4Gde 40cde

О。。。ОО。。。。。

о。。。о。。。。。。 寸寸寸寸寸寸寸寸寸寸寸 00000000000

о。。。。。。。。。。

00000000000

■'ф "^( "^f ^"( '*^ "^* ^!4

00000000000

00000000000

g8SSSgg88SS

ggg^g^ggggg ooooooooooo

ooooooooooo

Um

Ю0909090090

IC4C4CQC0 寸寸 999Z

ensedpo КНИ1П1ГО1

QH ВЭ1ЭВ9

-ньшгаяХ HXHEd

-по ds典ohR

%

Kxged

-ио ад

叫

б!

ZI

12 25

£3

阮

63 oe ie 驼

05

61 61

湿 记

% S3 93

IS 驼 ££ 优

玄

51

02

03

兀

93

%

93 /3

驼 ее

К S£

es

0£

95 95

诠

S3

IZ IS OS

OS 61

oe

厶 zs

记

口

S3 35

IS OS

l£

83

83

93 %

双； 勿

£2

ZZ

IS

ss

62

63

zs

92

SS

S2 兀

£Z

S3

09<

09—9^ w—OS

歹 9-3Р 39—传

OS-8c 6 岁一8£ zk-ze

舛一步£ 乔—?£ 乔一驼 0^-12

I£V

зн晚з

UY办10

3UJ£13 и^£1Э PU£JQ

UXU3

(Ю

QS 30Mo9

OS ээнэк

9ЭНЭИ 9H

8R0W ЭН

эиноыяих

-oduoo аонн9иэ<1д

0力 9Э1ГО9

0^—05

OS 8H0W

OOI 81ro9

OOI—0 力

OS 8H3欢

ww dieedpo тниХп 4ro丄 и ©Ogi eh эрилеи udu 'nw *р HHHEduo dswrem

kw -ниУп1гол kith *% ‘为 гинэиик^Л ЭОНЧ1Г9ХНЭОН1О

*Х0 ИХЭЭЬЛМЭ! IT立bdjj

S'l в й и г р в J..S'l в й и г р в J..(IZ——082 A丄30J ou) ваюэьвя олоннэяонмп^о иэивхэ XHioHtfodairjA ряхэиояз эимээьинвхдк

S'l в й и г р в J..

S'l в й и г р в J..

08R0810K1015K1520K202530354045505560657075808508R0810K1015K1520K2025303540455055606570758085303332343638394246505458616466697173101015303332343638394246505458616466697173101015ГруппаII15Г4220Г4625Г50зог5535Г5740Г6045Г6350Г6660Г7165Г7570Г80ГруппаII15Г4220Г4625Г50зог5535Г5740Г6045Г6350Г6660Г7165Г7570Г806060555555—55—555550504545404035353030303030——6060555555—55—555550504545404035353030303030——

08R0810K1015K1520K2025303540455055606570758085

08R0810K1015K1520K2025303540455055606570758085

303332343638394246505458616466697173101015

303332343638394246505458616466697173101015

Группа

II

15Г

42

20Г

46

25Г

50

зог

55

35Г

57

40Г

60

45Г

63

50Г

66

60Г

71

65Г

75

70Г

80

Группа

II

15Г

42

20Г

46

25Г

50

зог

55

35Г

57

40Г

60

45Г

63

50Г

66

60Г

71

65Г

75

70Г

80

60

60

55

55

55

—

55

—

55

55

50

50

45

45

40

40

35

35

30

30

30

30

30

—

—

60

60

55

55

55

—

55

—

55

55

50

50

45

45

40

40

35

35

30

30

30

30

30

—

—

Т а б л и ц а 1.4

Механнческне свойства углеродистых качественных конструкционных сталей (по ГОСТу 1050—60)

Марка стали

Временное сопротивление разрыву %, кГ/мм2

Предел текучести От, кГ/мм*

Относитесь。 ное удлинение 65， %，

Относительное сужение

2, %

Ударная вязкость

ан ,_ кГм/смг

“не менее

Группа I

Для ответственных сварных конструкций применяется только сталь группы В. Для прочих сварных конструкций используется сталь группы Б. Сталь группы А для изготовления сварных конструкций не применяется.

По химическому составу стали группы В должны соответствовать нормам, указанным для сталей группы 6 (табл. 1.1), за исключением нижнего предела содержания углерода. Верхний предел содержания марганца допускается на 0,2% выше указанного в табл. 1.1 для всех марок стали, кроме ВСтЗГпс и ВСт5Гпс.

Механические свойства сталей группы В при растяжении и уело- виях испытаний на изгиб на 180° в холодном состоянии должны соответствовать нормам, указанным для сталей группы А (табл. I. 2).

Стали всех групп, маркированные цифрами 1, 2, 3, 4, по степени раскисленности изготавливают кипящими (раскисленными только марганцем), полуспокойными (раскисленными марганцем и алюминием) и спокойными (раскисленными марганцем, алюминием и кремнием).

Спокойная сталь содержит 0,12—0,30% Si, кипящая—до 0,07% Si. Последняя весьма склонна к старению и чувствительна к сварочному нагреву. Она отличается малой пластичностью при отрицательных температурах. Сварные соединения, изготовленные из спокойной стали, менее склонны к старению и отличаются меньшей реакцией на сварочный нагрев.

Полуспокойная сталь содержит 0,05——0,17% Si и по своем свойствам занимает промежуточное положение между кипящей и спокойной сталями. Она находит ограниченное применение при изготовлении сварных конструкций.

Маркировка сталей ——буквенно-цифровая. Буквы Ст означают 《сталь》，цифры от 0 до 6 — условный номер марки, зависящий от химического состава и механических свойств стали, например СтО, Ст1, Ст2, СтЗ. Буквы Б и В впереди обозначают группу стали (группа А не указывается), например БСтЗ, ВСтЗ, СтЗ.

Для обозначения степени раскисления после цифры добавляют индексы: кп — кипящая, пс — полуспокойная, сп ——спокойная, например СтЗкп, СтЗпс, БСтЗсп, ВСтЗсп.

В марках полуспокойной стали с повышенным содержанием марганца после цифры ставят букву Г, например СтЗГпс, ВСтЗГпс.

Качественная углеродистая конструкционная сталь в соответствии с ГОСТом 1050——60 поставляется по химическому составу (табл. L3), так как обычно подвергается термической обработке; она может быть отнесена к одной из двух групп: I — сталь с нормальным содержанием марганца; II —сталь с повышенным содержанием марганца. В пределах этих групп сталь изготовляется следующих марок: группа I —— 05кп, 08кп, 08, Юкп, 10, 15кп, 15, 20кп, 20, 25, 30, 35, 40, 45, 50, 55, 60, 65, 70, 75, 80, 85; группа II — 15F, 20Г, 25「，ЗОГ, 35Г, 40Г, 45Г, БОГ, 65Г, 70Г. В марке стали двузначные цифры обозначают среднее содержание углерода в сотых долях процента; буква Г ——повышенное содержание марганца. Марки кипящей стали имеют в конце индекс кп. В марке полуспокойной стали в конце стоит индекс пс, напри- уер 08пс.

Механические свойства сталей, поставляемых по ГОСТу 1050——60, зависят от характера термической обработки (табл. 1.4).

Углеродистые стали, применяемые в котлостроении. В соответст- вии с ГОСТом 5520--69 промышленность выпускает листовую горяче-

катаную углеродистую сталь толщиной от 4 до 60 мм, предназначенную для изготовления деталей и частей паровых котлов и сосудов, работающих под давлением. Назначение и условия применения стали регламентируются правилами, устанавливаемыми соответствующими "органами технического надзора. Так, детали паровых котлов и других сосудов, изготовленных из этих сталей, работают под давлением не более 60 атм и температуре не выше 450° С. Поставляется листовая сталь следующих марок: углеродистая — 12К» 15К, 16К, 18К, 20К； низколегированная —16ГС, 09Г2С, 10Г2С1.

Таблица 1.5

Химический состав листовых углеродистых сталей, применяемых в кот- лостроении (по ГОСТу 5520—69)

Марка стали

Содержание, %

С

Si

Мп

S

р

не б

олее

12К

0,08—0,16

0,17—0,37

0,40—0,70

0,040

0,040

15К

0,12—0,20

0,15—0,30

0,35—0,65

0,040

0,040

16К

0,12—0,20

0,17—0,37

0,45—0,75

0,040

0,040

18К

0,14—0,22

0,17—0,37

0,55—0,85

0,040

0,040

20 К

0,16—0,24

0,15—0,30

0,35—0,65

0,040

0,040

Химический состав углеродистых сталей приведен в табл. 1.5, а низколегированных сталей —в табл. L8. Механические свойства листовой стали в состоянии поставки и результаты испытаний на изгиб приведены для углеродистой стали в табл. 1.6, для низколегированной ста* ли — в табл. 1.9.

Легированные конструкционные стали

Легирующие элементы образуют с железом и другими элементами твердые растворы и химические соединения, свойства которых в значительной мере определяют свойства стали. Основная цель легирования —— придание конструкционным сталям высоких механических свойств, повышение стойкости против хрупкого разрушения, а также обеспечение специальных свойств (например, жаропрочности).

По принятой в сварочной технике классификации легированные стали разделяют на низколегированные, среднелегированные и высоколегированные Если содержание каждого из легирующих элементов не превышает 2%, а суммарное их содержание — 5%, то сталь называется низколегированной. Если содержание каждого из легирующих элементов находится в пределах от 2 до 5%, а суммарное их содержание не превышает 10%» сталь называется среднелегированной. Высоколегированной называется сталь, содержащая не менее 5% * одного из легирующих элементов или не менее 10% суммы легирующих элементов.

Твердые растворы легирующих элементов в железе могут быть образованы по типу замещения или внедрения. Такие элементы, как

9

=н°

^冷 禮注

3 U н W 鬚d

3吕g.雲

ОоZ ZI

8

оломэаьиинхэн акэоц

о9009ОOO吟g

Мсе со сосо«со ег оГ

d к

ОООООоОООО

00799z999gg

оg g 9оR0R 咆 9.

аоZSS、999gg

攀

ООООООQQQy

СОodUZ9ZZ99

ЭЭНЭ^ эн ‘% "0 ЗНН ТНИЦрА Э0НЧ1Г91ИЭ0НХ(Э

X ^旨湿 S4言 йймй

1

8

5^居^ 我

m 我旨自 《

,wn/jM ‘％ эин

шгв工з exdEWшгв工з exdEW萱M ^萱M ^-aifflHxodnoo aoHHOWQdg

шгв工з exdEW

шгв工з exdEW

萱M ^

萱M ^

водород, углерод, азот и бор, растворяются в железе и его сплавах по типу внедрения. При этом растворенные элементы располагаются между узлами решетки растворителя. Все прочие элементы растворяются в железе и его сплавах по типу замещения. В этом случае атомы легирующего элемента располагаются в узлах решеток, заменяя собой атомы растворителя.

Влияние легирующих элементов на свойства сталей. Легирующие элементы существенно влияют на степень совершенства кристаллической решетки. Искажение решетки тем больше, чем больше рознятся диал^етры атомов растворяющего и растворяющегося элементов. В результате легирования происходит упрочение стали, увеличение ее твердости, изменение ряда физико-химических свойств. Многочисленными исследованиями, проведенными за два последних десятилетия, было установлено, что упрочение а- и у-растворов происходит при легирова^ нии не только за счет изменения параметра кристаллической решетки, но и вследствие различия валентностей растворителя и растворяемого элемента. Однако количественная оценка этого фактора весьма затруднена, так как не установлена валентность некоторых элементов.

Углерод повышает прочность, снижает пластичность и вязкость легированной стали; он также повышает чувствительность к перегреву и закаливаемости стали и поэтому оказывает отрицательное влияние на ее свариваемость. Увеличение содержания углерода в стали при обычных условиях сварки способствует образованию трещин в околошовной зоне и шве. В современных низколегированных сталях содержание углерода находится в пределах 0,18—0,25%. В сталях, к свариваемости которых предъявляют повышенные требования, содержание углерода не должно превышать 0,12——0,14%. Низко- и среднелегированные конструкционные стали повышенной прочности, содержащие до 0,45% углерода, сваривают с предварительным подогревом, подвергая сварные соединения последующей термической обработке. Влияние углерода усиливается при повышенном содержании в стали марганца, хрома и ряда других элементов.

Марганец — наиболее распространенный элемент в легированных сталях. Он повышает прочность стали и мало влияет на ее пластичность. При содержании углерода до 0,20% марганец в количестве до 1,2% повышает ударную вязкость низколегированной стали. Повышение содержания марганца до 1,8% рационально с точки зрения улучшения свойств стали при условии ограничения в ней содержания углерода 0,14%. Если в стали содержится более 2% марганца, наблюдается ухудшение ее свойств.

Кремний значительно повышает предел прочности стали и в несколько меныпей степени увеличивает ее предел текучести. Влияние кремния на хладноломкость стали неоднозначно. Так, введение 0,15— 0,35% кремния в кипящую сталь приводит к снижению ее порога хладноломкости на 20—25° (в отсутствие алюминия) и на 40° (при совместном раскислении кремнием и алюминием [13]). С увеличением содержания Кремния ухудшается свариваемость стали.

Хром усиливает восприимчивость стали к закалке, особенно при увеличении содержания углерода и других легирующих элементов. Он несколько снижает склонность легированной стали к старению и в небольших количествах способствует некоторому повышению ударной вязкости при комнатной и повышенной температурах [46, 63]. Кроме того, хром, нейтрализуя отрицательное влияние фосфора на ударную вязкость стали, уменьшает ее хладноломкость. При низком

Таблица 1.7

Буквенные обозначения легирующих элементов, используемые при маркировке сталей (по ГОСТу 5632—72)

Элемент

Обозначение

Элемент

Обозначение

Элемент

Обозначен ние

Алюминий

Кобальт

Ниобий

Азот

Кремний

Никель

Бор

Марганец

Титан

Ванадий

Медь

Хром

Вольфрам

Молибден

содержании углерода и в присутствии марганца и кремния хром (при содержании до 1%) не ухудшает свариваемости стали.

‘ Влияние никеля на свойства стали неоднозначно. В ферритных и низкоуглеродистых сталях никель повышает запас вязкости, причем тем сильнее, чем выше его содержание и чем ниже содержание углерода. При этом уменьшается порог хладноломкости стали. Имеются данные [11, 14, 63], что при повышении содержания углерода, а также увеличении суммарного содержания легирующих элементов в стали

Таблица 1.8 Химический состав низколегированных конструкционных сталей (по ГОСТу 5058—65)

Марка стали

Содержание, %

С

Мп

Сг

Ni 1 Си

ie более

14Г

0,12—0,18

0,70—1,00

0,17—0,37

0,30

0,30

0,30

19Г

0,16—0,22

0,80—1,15

0,17—0,37

0,30

0,30

0,30

09Г2

《0,12 .

1,40—1,80

0,17—0,37

0,30

0,30

0,30

、14Г2

0,12—0,18

1,20—1,60

0,17—0,37

0,30

0,30

0,30

18Г2

0,14—0,20

1,20—1,60

0,25—0,55

0,30

0,30

0,30

12ГС

0,09—0,15

0,80—1,20

0,50—0,80

0,30

0,30

0,30

联 16ГС

0,12—0,18

0,90—1,20

0,40—0,70

0,30

0,30

0,30

17ГС

0,14—0,20

1,00—1,40

0,40—0,60

0,30

0,30

0,30

' 09Г2С

<0,12

1,30—1,70

0,50—0,80

0,30

0,30

0,30

10Г2С1

<0,12

1,30—1,65

0,90—1,20

о.зо

0,30

0,30

15r① *

0,12—0,18

0,90—1,20

0,17—0,37

0,30

0,30

0,30

14ХГС

0,11—0,16

0,90—1,30

0,40—0,70

и,ьи— 0,80

0,30

0,30

15ХСНД

0,12—0,18

0,40—0,70

0,40—0,70

0,60— 0,90

0,30— 0,60

0,20— 0,40

10ХСНД

《0,12

0,50—0,80

0,80—1,10

0,60— 0,90

0,50— 0,80

0,40- 0,65

* Содер?кание V 0,05—0,1%

Таблица 1.9 Механические свойства низколегированных конструкционных сталей (по ГОСТу 5058—65)

1

£

h н 6

皂8 纜 0工

辐

с8

Ударная вязкость ан> кГм/сма при температуре, 0c

+20

—40

-70

не менее

14Г

4—10

21

3,5

19Г

4—10

22

3,5

—

09Г2

4—20

21

3,0

——

21—32

21

—

4,0

一

14F2

4—10

21

—

3,5

11—32

21

—

3,0

18Г2

8—10

21

—

4

—

12ГС

4—10

26

—

—

16ГС

4—10

21

4

3

11—20

21

3

2,5

21—32

21

3

2,5

33—60

21

3

2,5

61—160

21

3

2,5

17ГС

4—10

23

4,5

—

11—20

23

3,5

—

09Г2С

4—10

21

—

4

3,5

11—20

21

3,5

3

21—32

21

3,5

3

33—60

21

3,5

3

61—80

21

3,5

3

81—160

21

3,5

3

10Г2С1

4—10

21

—

4

3

11—20

21

6

3

2,5

21—32

21

6

3

2,5

33—60

21

6

3

2,5

61—160

21

6

3

2,5

15F①

4—10

21

—

11—20

21

—

21—32

21

—

ИХГС

4—10

22

—

—

15ХСНД

4—32

21

—

3

3

10ХСНД

4—10

19

—

11—15

19

—

3

16—32

19

—

3

33—40

62

19

—

3

Примечание. Диаметр оправки при изгибе на 180* равен удвоениой тол- щине проката.

благоприятное влияние никеля быстро нивелируется и даже сменяется отрицательным. В количествах, встречающихся при легировании низколегированных сталей, никель мало влияет на свариваемость последних. Несмотря на положигельное влияние никеля на свойства стали, в целом ряде случаев расход его стремятся ограничить из-за дефицитности.

Медь (до 0,5%) вводят в состав некоторых низколегированных сталей для повышения стойкости против коррозии. В таком количестве она не оказывает существенного влияния на свариваемость стали. Как к никель, медь является дефицитным металлом.

i Молибден в значительной степени влияет на свойства сталей, упрочняя ферритную фазу. Его эффективность понижается с увеличением суммарного содержания легирующих элементов. Молибден устраняет отпускную хрупкость стали. Оптимальное его содержание в конструкционных сталях находится в пределах 0,20——0,45%, а дальнейшее увеличение может привести к охрупчиванию стали [21, 65].

Государственным стандартом предусмотрено специальное буквенное обозначение легирующих элементов (табл. 1.7) с указанием среднего содержания этого элемента. Первые цифры марок стали указывают среднее содержание в ней углерода (в сотых долях процента). Цифра, стоящая после буквы, указывает среднее содержание соответствующего элемента (в процентах). Если после буквы цифра отсутствует, значит данного элемента содержится около 1%. Буква А, стоящая в конце марки легированной стали, свидетельствует об ограничении содержания серы и фосфора (в отличие от маркировки высоколегированных сталей, где буквой А обозначают повышенное содержание азота). В табл. I. 8, 1.9 приведены химический состав и механические свойства низколегированных, а в табл. 1.10 — химический состав легированных конструкционных сталей.

Теплоустойчивы© стали

Низколегированные и среднелегированные стали, содержащие хром, молибден, ванадий, повышенное количество углерода и применяемые в энергетическом машиностроении для изготовления котельного оборудования, работающего под нагрузкой при температурах до 565° С, относятся к теплоустойчивым.

В табл. 1.11 приведен химический состав наиболее распространенных сталей этого класса, а их механические свойства — в табл. 1.12. Перлитные стали содержат в небольшом количестве молибден и хром, которые повышают температуру их рекристаллизации и, соответственно, жаропрочность. Для обеспечения стабильности микроструктуры и жаропрочности в состав сталей наряду с элементами-упрочнителями вводят такие карбидообразующие элементы, как ванадий, ниобий, бор. Обладая ббльшим химическим сродством к углероду,чем молибден, хром, вольфрам, эти элементы образуют с углеродом устойчивые карбиды тапа МезС, препятствуя переходу из твердого раствора в карбиды упрочняющих элементов. Содержание в металле стабилизирующих элементов должно соответствовать содержанию углерода. Так, например, излишек ванадия, не связанного в карбид, а растворенного в феррите, может ухудшить сопротивление ползучести металла вследствие уменьшения межатомных связей.

Таблииа 1.10

Химический состав легированных конструкционных сталей (по ГОСТу4543——71)

Группа стали

Марка стали

Содержание, %

С

Si

Мп

Сг

Ni

Mo

A1

T1

V

Хромистая

15Х

0,12—0,18

0,17—0,37

0,40—0,70

0,70—1,00

15ХА

0,12—0,17

0,17—0,37

0,40—0,70

0,70—1,00

20 X

0,17—0,23

0,17—0,37

0,50—0,80

0,70—1,00

——

ЗОХ

0,24—0,32

0,17—0,37

0,50—0,80

0,80—1,10

ЗОХРА

0,27—0,33

0,17—0,37

0,50—0,80

1,00—1,30

35Х

0,31—0,39

0,17—0,37

0,50—0,80

0,80—1,10

38ХА

0,35—0,42

0,17—0,37

0,50—0,80

0,80-1,10

-.~

—

—

40Х

0,36—0,44

0,17—0,37

0,50—0,80

0,80—1,10

45Х

0,41—0,49

0,17—0,37

0,50—0,80

0,80—1,10

—

50 X

0,46—0,54

0,17—0,37

0,50—0,80

0,80—1,10

一

—

—

—

—

Марганцовистая

15Г

0,12—0,19

0,17—0,37

0,70—1,00

—

—

20Г

0,17—0,24

0,17—0,37

0,70—1,00

—

-

25Г

0,22—0,30

0,17—0,37

0,70—1,00

—

——

—

ЗОГ

0,27—0,35

0,17—0,37

0,70—1,00

—

35Г

0,32—0,40

0,17-0,37

0,70—1,00

—

—

40Г

0,37—0,45

0,17—0,37

0,70—1,00

—

—

—

—

45Г

0,42—0,50

0,17—0,37

0,70—1,00

—

—

——

50Г

0,48—0,56

0,17—0,37

0,70—1,00

——

—

10Г2

0,07-0,15

0,17—0,37

1,20—1,60

—

—

—

30Г2

0,26—0,35

0,17—0,37

1,40—1,80

—

—

35Г2

0,31—0,39

0,17—0,37

1,40—1,80

—

—

40Г2

0,36—0,44

0,17—0,37

1,40—1,80

—

—

45Г2

0,41—0,49

0,17—0,37

1,40—1,80

—-

—

50Г2

0,46—0,55

0,17—0,37

1,40—1,80

〜一

—

—

—

一

ХромоАгарган-

18ХГ

0,15—0,21

0,17-0,37

0,90—1,20

0,90—1,20

—

—

цевая

18ХГТ

0,17—0,23

0,17-0,37

0,80—1,10

1,00—1,30

—

0,03—0,09

20ХГР

0,18—0,24

0,17—0,37

0,70—1,00

0,75—1,05

—

—

27ХГР

0,25—0,31

0,17—0,37

0,70—1,00

0,70—1,00

—

25ХГТ

0,22—0,29

0,17—0,37

0,80—1,10

1,00—1,30

—

—Ч» 1

0,03—0,09

ЗОХГТ

0,24—0,32

0,17—0,37

0,80—1,10

1,00—1,30

—

0,03—0,09

40ХГТР

0,38—0,45

0,17-0,37

0,70—1,00

0,80—1,10

—

0,03—0,09

—-

35ХГФ

0,31—0,38

0,17—0,37

0,95—1,25

1,00—1,30

—

—

0,06—0,12

25ХГМ

0,23—0,29

0,17—0,37

0,90—1,20

0,90—1,20

一

0,20—0,30

一

Хромокремни-

ззхс

0,29—0,37

1,00—1,40

0,30—0,60

1,30—1,60

—

стая

38ХС

0,34—0,42

1,00—1,40

0,30—0,60

1,30—1,60

—

—

—

40ХС

0,37—0,45

1,20—1,60

0,30—0,60

1,30—1,60

—

—

—

—

Хромомолибде-

15ХМ

0,11—0,18

0,17—0,37

0,40—0,70

0,80—1,10

—

0,40—0,55

новая и хро-

20ХМ

0,15—0,25

0,17—0,37

0,40—0,70

0,80—1,10

—

0,15—0,25

—

момолибдено-

ЗОХМ

0,26—0,34

0,17—0,37

0,40—0,70

0,80—1,10

—

0,15—0,25

—

—

ванадиевая

ЗОХ МА

0,26-0,33

0,17—0,37

0,40—0,70

0,80—1,10

—

0,15—0,25

—

—

—

35ХМ

0,32—0,40

0,17—0,37

0,40—0,70

0,80—1,10

—

0,15—0,25

一

—

Продолжение табл. /./"

Группа стали

Марка стали

Содержание, %

С

S1

Мп

Сг

NI

Мо

AI

Tf

V

Хромомолибде-

38ХМ

0,35—0,42

0,17—0,37

0,35—0,65

0,90—1,30 2,30—2,70

0,80—1/0

0,20—0,30

новая и хро-

ЗОХЗМФ

0,27—0,34

0,17—0,37

0,30—0,60

-—

—

—

момолибдено- ванадиевая

40ХМФА

0,37—0,44

0,17—0,37

0,40—0,70

——

0,20—0,30

0,20—0,30

—

0,06—0,12

0,10—0,18

Хромованадие- вая

16ХФ 40ХФА

0,12—0,18

0,37—0,44

0,17—0,37

0,17—0,37

0,40—0.70

0,50-0,80

0,80-1,10

0,80—1,10

一一

0,06—0,12

0,10—0,18

Никельмолиб-

15Н2М (15НМ)

0,10—0,18

0,17—0,37

0,40—0,70

1,50—1,90

1,50-1,90

0,20—0,30

0,20—0,30

деновая

20Н2М (20НМ)

0,17—0,25

0,17-0,37

0,40—0,70

—

-—

Хромоникелевая и хромоникелевая

20ХН 40ХН 45ХН

0,17—0,23

0,36—0,44

0,41—0,49

0,17—0,37

0,17-0,37

0,17—0,37

0,40—0,70

0,50—0,80

0,50—0,80

0,45—0,75 0,45—0,75 0,45—0,75 0,45—0,75 0,70-1,10 0,60—0,90 0,60—0,90 0.60—0,90 0,60—0,90

1,25—1,65 1,25—1,65

1,00—1,40 1,00—1,40 1,00—1,40 1,00—1,40 0,80—1,10 1,50—1,90 2,75—3,15 2,75-3,15 2,75—3,15

—

—

一

—

с бором

50ХН 20ХНР 12ХН2 12ХНЗА

0,46—0,54 0,16—0,23 0,09—0,16 0,09—0,16

0,17—0,37

0,17—0,37

0,17—0,37

0,17—0,37

0,50—0,80

0,60—0,90

0,30—0,60

0,30—0,60

一

—

20ХНЗА

0,17—0,24

0,17—0,37

0,30—0,60

—

•—

—

ЗОХНЗА

0,27—0,33

0,17—0,37

0,30—0,60

—

—

—

——

12Х2Н4А

0,09—0,15

0,17—0,37

,0,30—0,60

—

—

--

—

20Х2Н4А

0,16—0,22

0,17—0,37

0,30—0,60

3,2。—3,65 3,25—3,65

—

Хромокремне-

20ХГСА

0,17—0,23

0,90—1,20

0,80—1,10

0,80—1,10 0,80—1,10 0,80—1,10 0,80—1,10 1,10—1,40

0,90—1,20

марганцевая

25ХГСА

0,22—0,28

0,90—1,20

0,80—1,10

—

—

—

и хромокрем-

ЗОХГС

0,28—0,35

0,90—1,20

0,80—1,10

—

—

—

немарганце-

ЗОХГСА

0,28—0,34

0,90—1,20

0,80—1,10

—

—

—

воникелевая

35ХГСА

0,32—0,39

1,10—1,40

0,80—1,10

•—

—

—

~ —

30ХГСН2А (ЗОХГСНА)

0,27—0,34

0,90—1,20

1,00—1,30

1,40—1,80

—

—

Хромомарган- цевоникеле-

15ХГН2ТА (15ХГНТА)

0,13—0,18

0,17—0,37

0,70—1,00

0,70—1,00

1,40—1,80

—

0,03—0,09

вая и хромо- марганцево- никелевая с титаном и бором

20ХГНР 20ХГНТР 38ХГН

0,16—0,23 0,18—0,24

0,35—0,43

0,17-0,37

0,17—0,37

0,17—0,37

0,70—1,00

0,80—1,10

0,80—1,10

0,70—1,10 0,40—0,70

0,50г-0,80

0,80—1,10

0,40—0,70

0,70—1,00

—

0,03—0,09

Хромоникельмолибденовая

14Х2НЗМА 20ХН2М (20ХНМ)

0,12—0,17

0,15—0,22

0,17—0,37

0,17—0,37

0,30—0,60

0,40—0,70

1,50—1,75

0,40—0,60

2,75—3,15

1,60—2,00

0,20—0,30

0,20—0,30

—

—

30ХН2МА (30ХНМА)

0,27—0,34

0,17—0,37

0,30—0,60

0,60—0,90

1,25—1,65

0,20—0,30

-—

一-一

38Х2Н2МА (38ХНМА)

0,33—0,40

0,17—0,37

0,25—0,50

1,30-1,70

1,30—1,70

0,20—0,30

—

—

一

Продолжение табл, U0

Содержание, %

Группа стали

Марка стали

сS1

МП

Сг

Ni

Мо

Al

Ti

V

Хромоникель-

40ХН2МА

0,37—0,44

0,17—0,37

0,50—0,80

——

0,60—0,90

1,25—1,65

0,15—0,25

—

—

молибденовая

(40ХНМА) 40Х2Н2МА

0,35—0,42

0,17—0,37

0,30—0,60

1,25—1,65

1,35—1,75

0,20—0,30

—

—

—

(40X1 НВ А) 38XH3MA 18Х2Н4МА

0,33—0,40

0,14-0,20

0,17—0,37

0,17 0,37

0,25—0,50

0,25-0,55

0,80—1,20

1,35—1,65

2,75—3,25

4,00—4,40

0,20—0,30

0,30—0,40

一

—

—

(18Х2Н4ВА) 25Х2Н4МА

0,21 - 0,28

0,17-0,37

0,25—0,55

1,35—1,65

4,00—4,40

0,30—0,40

-—

一

—

(25Х2Н4ВА)

Хромоникель-

30ХН2МФА

0,27—0,34

0,17—0,37

0,30—0,60

0,60—0,90

2,00—2,40

0,20—0,30

—

0,10—0,18

молибденова- надиевая и

(30ХН2ВФА)

36Х2Н2МФА

0,33—0,40

0,17—0,37

0,25—0,50

1,30—1,70

1,30—1,70

0,20—0,30

—

—

0,10—0,18

хромоникельванадиевая

(36ХН1М ① А) 38ХНЗМФА 45ХН2МФА

0,33—0,40

0,42—0,50

0,17—0,37

0,17—0,37

0,25—0,50

0,50—0,80

1,20—1,50

0,80—1,10

3,00—3,50

1,30—1,80

0,35—0,45 0,20—0,30

—

—

0,10-0,18

0,10—0,18

Хромоалюмини-

(45ХНМФА) 20ХН4ФА 38Х2Ю

0,17—0,24

0,35—0,43

0,17—0,37

0,20—0,40

0,25—0,55

0,20—0,50

0,70—1,10

1,50—1,80

3,75—4,15

0,50—0,80

—

0,10—0,18

евая и хро- моалюминие-

(38ХЮ)

38Х2МЮА

0,35—0,42

0,20—0,45

,0,30—0,60

1,35-1,65

0,15—0,25

0,70—1,10

—-

вая с молибденом

(38ХМЮА)

Марка стали

Содержание

,%

Температура эксплуатации,

с

Мп

Si

Cr

—

№, не более

Мо

V

S 1 р

не более

12МХ

15ХМ

20ХМ 12ХМФ 12Х1МФ 15Х1М1Ф

15Х2М2ФБС * 20ХМЛ

20ХМФЛ 15Х1М1ФЛ

0,09—0,16 0,09—0,16 0,15—0,25 0,08—0,15 0,08—0,15 0,10—0,16 0,13—0,18 0,15—0,25 0,18—0,25 0,14—0,20

0,4-0,7 0,4—0,7 0,4—0,7 0,4—0,7 0,4—0,7 0,4—0,7 0,5—0,8 0,4—0,7 0,4—0,7 0,4—0,7

0,15—0,30 0,17-0,37 0,17-0,37 0,15—0,35 0,17—0,37 0,15—0,35

0,7-1,0 0,17—0,37 0,17—0,37 0,15—0,37

0,4—0,6 0,8—1,1 0,8—1,1 0,4—0,6 0,9—1,2 1,1-1,4 1,8—2,3 0,4—0,7

0,9—1,2 1,2-1,7

0,30 0,30 0,40 0,30 0,30 0,30 0,30 0,30 0,30 0,30

0,4—0,6 0,4—0,6

0,15—0,25 0,25—0,35 0,25—0,35

0,9—1,1 1,2-1,5 0,4—0,6 0,5—0,7 1,0—1,2

0,15—0,30

0,15—0,30

0,2—0,35

0,25—0,4

0,2—0,3

0,25—0,4

0,04 0,04 0,04 0,04 0,03 0,03 0,03 0,03 0,03 0,03

0,04 0,04 0,04

0,04 0,025

0,03 0,03 0,03

0,03 0,03

500—510 500—530 520—530 550

《570

《580 580—600 500—510 510—540

570

Таблица 1.11

перлитных сталей

Химический состав и область применения некоторых теплоустойчивых ——

• Содержание Nb 0,08 0,15%.

Механические свойства и режимы типовой термической обработки теплоустойчивых перлитных сталеА

М 邕 рка стали

骰 as

§5

H R

fill 聽醜 爲居氏

目衿

量

Оли

諺&

В 2

离 缴 * di S其向

Предел ползучести °mi, 1% за

Предел длительной прочности Пд, кГ/мм1 ва

Реяшмы тепловой термической обработки

10 000 ч

100 000 ч

10 000 ч

100 000 ч

12МХ

20

45,5

28,4

31,5

66,5

19,3

2,105

Нормализация: 900—

500

40,5

24,0

22,1

61,8

9,6

22,5

15,5

22,5

20,0

930° С; отпуск: 650— 680℃

16ХМ

20

54,0

35,0

25,5

67,5

27,0

2,085

—

Нормализация: 900—

520

42,0

27,0

20,0

62—68

13,5

5,5

一

920° С; отпуск: 630— 650℃

20ХМ

20

56,5

45,0

24,0

68,0

12,0

Отжиг: 850—860° С;

520

43,5

34,0

21,0

73,0

12,5

11,8

4,2

16,0

12,0

закалка >860—880 0 С;

отпуск: 690—700° С

12ХМФ

20

50,0

31,0

23,0

71,0

13,0

Отжиг:960—980° С;

540

36,1

23,0

27,5

82,5

14,0

12,5

9,0—10,0

15,0

12,5

охлаждение в печи со скоростью 100— 150° С/ч до 720° С, далее на воздухе — для труб по ЧМТУ 2579—54; нормализация: 960—980° С; отпуск: 740—760 0 С;

охлаждение на воздухе—для труб по ЧМТУ 2580-54

12Х1М ①

20

54,4

37,6

31,5

73,0

20,0

—

То же

560

38,6

28,3

24,8

81,0

13,0

—

11,0

8,4

14,0

10,5

15Х1М1Ф

20

60,0

38,0

23,0

73,0

20,0

一一-

Нормализация:

580

35,0

26,0

19,0

84,0

12,0

—

一

5,6

16,0

10,5

1000—1050℃; отпуск: 720—740° С

20ХМЛ

20

500

48,0—56,0 38,0

31,0—40,0 30,0

12,0—28,0 22,0

27—66

69,75

7—17 7,0

•—

Предел

ползучести и длительная прочность при 510° С

Отжиг：880—900° С;

нормализация:

—

18,0

7,0

18—20

14—16

880—900° С; отпуск: 600—650° С

20ХМФЛ

20

50—69

32—48

24—14

55—35

2,0—11,3

2,01

Предел

ползучести

и длительная проч

Двойная нормализация:

ность при 540° С

940—950и920—940℃;

550

32—47

22—39

12—21

60—81

7,0—8,5

—

13,0—15,01 6—10

19,0

И,0

отпуск: 690—710° С

15Х1М1ФЛ

20

55—60

35

22,0

69,0

4,0—18,0

2,17

—

Гомогенизация:

565

29

23

18,0

61,0

1,72

5,0—7,5

13,0—17,5

9,0—13,0

1050° С; нормализация: 980—1000℃; от- пуск^ 710—740° С

L2. Стали с особыми физическими свойствами

Особыми физическими свойствами (коррозионной стойкостью, жаростойкостью, жаропрочностью и др.) обладают высоколегированные стали и сплавы на железной, железоникелевой и никелевой основах (последние в справочнике не рассматриваются).

Классификация и характеристика высоколегированных сталей

В соответствия с ГОСТом 5632—72 высоколегированными являются стали, содержащие более 45% железа при суммарном содержании легирующих элементов не менее 10% (по верхнему пределу) и содержании одного из элементов ие менее 8% (по нижнему пределу).

В зависимости от основных свойств высоколегированные стали подразделяются на следующие группы: коррозионностойкие (нержавеющие) стали, обладающие стойкостью против электрохимической, межкристаллитной, питтинговой (точечной) коррозии, коррозии под напряжением и др.; жаростойкие (окалиностойкие) стали, обладающие стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах выше 550° С и работающие в ненагруженном нлн слабо нагруженном состоянии; жаропрочные стали, работающие в нагруженном состоянии при высоких температурах в течение определенного времени и обладающие при этом достаточной окалиностой- костью. Самостоятельную группу, хотя и не предусмотренную стандартом, составляют хладостойкие стали, сохраняющие на протяжении неограниченно длительного времени под напряжением достаточные пластичность и вязкость при температурах от —100 до —269° С и нечувствительные к концентраторам напряжений.

По системе легирования стали делят на хромистые, хромоникелевые, хромоникельмарганцевые, хромомарганцевые, стали, легирован- ные азотом, а также стали с добавками специальных легирующих (молибден, вольфрам, ванадий и др.) и карбидообразующих (титан, ниобий, тантал) элементов.

По химическому составу высоколегированные стали подразделяют на следующие структурные классы: 1 ——мартенситный ——стали с основной структурой мартенсита; 2 — мартенситно-ферритный — стали, содержащие в структуре наряду с мартенситом не менее 5—10% феррита; 3 — ферритный ——стали, имеющие структуру феррита; 4 —— ayстенитно-мартенситный —стали, имеющие структуру аустенита н мартенсита, соотношение которых можно изменять в широких пределах; 5 ——аустенипгно-ферритный (или ферритно-аустенитный)— сгал也 имеющие структуру аустенита и феррита (последнего более •0%); 6 — аустенитный ——стали, имеющие структуру аустенита.

Структура (фазовый состав) стали определяется соотношением содержащихся в ней аустенитообразующих элементов и ферритизато- Ров* На рис. 1.2 приведена диаграмма Шеффлера, иллюстрирующая влияние легирующих элементов на структуру сталей.

Хром является основным ферритообразующим элементом, а никель, наоборот,— аустенитообразующим. Углерод, азот, марганец, медь (в ряде случаев и кобальт) действуют подобно никелю, а молибден, вольфрам, кремний, ванадий, алюминий, титан и ниобий — подобно хрому.

Как следует из диаграммы состояния системы железо — хром (рис. 1.3), безуглеродистые железохромистые сплавы имеют замкнутую 26

область у-твердых растворов, ограниченную 12% хрома и температурным интервалом структурных превращений а (6) -> у н у ~> а, в свою очередь, изменяющимся с изменением количества хрома.

К замкнутой области ^-твердых растворов примыкает гетерогенная область 6 + у-твердых растворов, ограниченная 12 и 13% хрома, за которой вплоть до чистого хрома следуют 6-твердые растворы, не претерпевающие структурных превращений. При введении углерода в железохромистые сплавы граница области существования ^-твердых растворов смещается в сторону более высокого содержания хрома при

Зкбибисент Сг, %

Рис. 1.2. Диаграмма Шеффлера, нллюстрмруклца兄 влияние легирующих элементов на структуру сталей и сварных швов.

одновременном расширении гетерогенной у + б-области. При неизменном же содержании углерода повышение количества хрома приводит к сужению ^-области и расширению двухфазной области (рис. 1.4). Наличие углерода в 12—13%-ной хромистой стали обусловливает ее закаливаемость. После закалки твердость такой стали возрастает тем больше, чем выше содержание углерода. Стали, содержащие 17—25% хрома, титан, небольшое количество углерода и другие ферритообразующие элементы, являются чистоферритными (практически не претерпевающими а (6) -> у-превращений).

Кроме углерода у-область расширяют также никель, азот, в меньшей степени марганец и медь. Прочие легирующие элементы^(феррити- заторы) действуют в противоположном направлении, нейтрализуя (или уменьшая) влияние аустенитизаторов.

Введение в 12—13%-ные хромистые стали 1—2% никеля улучшает их прокаливаемость и предотвращает получение гетерогенной структуры (образование структурно-свободного феррита), вследствие чего повышаются прочность и пластичность закаленного и отпущенного металла.

Легирование 17%-ной хромистой стали, содержащей 0,11—0,17% углерода, никелем в количестве 1,5—2,5% (сталь 14Х17Н2) увеличивает количество аустенита при высоких температурах и способствует понижению температуры у -> Л4-превращения и прокаливаемости,

сообщая стали мартенситную структуру с небольшим количеством б- феррита, а при более высоком содержании углерода — аустенитно- мартенситную структуру (сталь 20Х17Н2). Аустенитно-мартенситная структура сталей с 15——17% хрома и низким содержанием углерода (до 0,1%) (стали XI6Н6, Х17Н5МЗ, Х15Н5М2А, Х15Н5Д2Т) получается при введении 5—7% никеля, а также азота или меди. В результате присадки такого количества аустенитизирующих элементов, а также повышения содержания хрома эвтектоидный распад этих сталей полностью подавляется и температура начала мартенситного превращения (〃н) снижается. Сталь при этом приобретает структуру неустойчивого аустенита с наличием продукта его распада (мартенсита). Причем соот-

Содержание Crf %Содержание Crf %Рис. 1.3. Диаграмма состояния системы железо — хром, иллюстрирующая влияние углерода на смещение v-области.Рис. 1.3. Диаграмма состояния системы железо — хром, иллюстрирующая влияние углерода на смещение v-области.Содержание С, %Содержание С, %Рис. 1.4. Сечение пространственной диаграммы системы Fe — Сг — С при содержании хрома 6, 12 и 15%.Рис. 1.4. Сечение пространственной диаграммы системы Fe — Сг — С при содержании хрома 6, 12 и 15%.

Содержание Crf %

Содержание Crf %

Рис. 1.3. Диаграмма состояния системы железо — хром, иллюстрирующая влияние углерода на смещение v-области.

Рис. 1.3. Диаграмма состояния системы железо — хром, иллюстрирующая влияние углерода на смещение v-области.

Содержание С, %

Содержание С, %

Рис. 1.4. Сечение пространственной диаграммы системы Fe — Сг — С при содержании хрома 6, 12 и 15%.

Рис. 1.4. Сечение пространственной диаграммы системы Fe — Сг — С при содержании хрома 6, 12 и 15%.

ношение количества структурных составляющих (аустенита и мартен* сита), а следовательно, и механические свойства этих сталей могут изменяться при термической обработке. При быстром охлаждении от высоких температур они сохраняют аустенитную структуру, иногда с весьма небольшим количеством мартенсита, т. е. превращение у 今 М если и протекает, то далеко не полно и с большой инерцией. Содержание мартенситной фазы при этом тем больше, чем выше температура начала мартенситного превращения стали и чем медленнее охлаждение. Последующие выдержка при температуре —70° С в течение 2 ч и отпуск (термическое старение) при температуре 300—450° С (I ч) способствуют более полному у -> ТИ-превращению, вследствие чего значительно повышается прочность стали при сохранении достаточно высоких пластичности и вязкости благодаря наличию остаточного аустенита. Содержание в сталях выделившихся карбидов^практически не изменяется. Это свидетельствует о том, что при таком термическом старении происходят только мартенситные превращения.

При дальнейшем увеличении содержания никеля (более 7%) в сталях с 17—19% хрома у -> ^-превращение становится все более вялым и точка превращения (Мн) смещается в направлении более низких температур. При 8—10%-ном содержании никеля температура распада аустенита лежит ниже комнатной и сталь при охлаждении (от высокой температуры) на воздухе или в воде сохраняет при комнатной температуре аустенитную структуру.

В т^бл. 1,13 приведены данные различных исследователей о влиянии легирующих элементов на образование аустенита и феррита в хромоникелевых катаных и литых сталях [80]. Коэффициенты аустени-

тизирующих элементов характеризуют их эквивалентность по отношению к никелю, а ферритизирующих — эквивалентность по отношению к хрому. Эквиваленты, приводимые разными авторами, значительно отличаются друг от друга. Особенно заметна эта разница для углерода и азота. Причем из табл. 1.13 следует, что аустенитизирующее действие азота несколько меньше действия углерода, а нноед^зот даже более сильный аустенитизатор, чем углерод [61]. Несовпадение данных объяс-

Таблица L13

Эквиваленты аустенито- и ферритообразующего влияния различных элементов в хромоникелевых аустенитных сталях и в сварных швах по отношению к никелю и хрому, действие которых принято за единицу *

Элемент

Прокат

Литье

Сварной шов

[Hl]

[87]

[105]

[86]

[20, 57, 93]

Аустенитообразующие элементы

Никель

1

1

1

1

1

Марганец

0,7

—

0,5

—

0,5

Медь

0,3

—

--

—

Углерод

13

30

21

17

30

Азот

—

26

11,5

11

22—26

Ферритообразующие элементы

Хром

1

1

1

1

1

Молибден

4,2

2,25

—

—

1

Вольфрам

2,1

――

—

—

—

Кремний

5,2

一

3

1,6

1,5

Ванадий

11

—

-

—

1

Тантал

2,8

—

—

—

Алюминий

12

—

—

—

—

Титан

7,2

10

—

5

Ниобий

4,5

4

2,8

2

Примечания. 1. В работе [Ш] исследованы легированные конструкции онные и нержавеющие стали, в остальных работах — хромоникелевые нержавеющие стали. 2. В работ е [105] учитывается содержание элементов, находящихся в твердом растворе (Ti, Nb).

няется тем, что влияние того или иного элемента на смещение границ у-области зависит не только от его содержания, но также от содержания в металле других элементов, от режима термической обработки, величины зерна и других факторов. Поэтому приведенные для некоторых элементов эквиваленты являются ориентировочными. Эквиваленты для проката выше, чем для литого металла.

Для катаных хромоникелевых сталей эквиваленты элементов выражаются формулами:

№зкв = %Ni + 30 • %С 十 26 • %N + 0,7 • %Мп + 0,3 ■ %Cu;

СУкв =" %Cr + 12 • %A1 + 11 . %V + 7 . %Ti + 3 . %Si 十

+ 4,5 ■ %Nb 十 2 • % Mo + 2 ■ %W.

Химический состав высоколегированных сталей (по ГОСТу 56 32—72)

Марка стали

.Содержание r %

С

1 Мп 1 Si

Сг

Ni

Ti

1, Стали мартена

житного

класс

a

40Х9С2 (4Х9С2)

0,35—0,45

W0,80

2,00- 9 oo

8,0-10,0

—

40Х10С2М (4Х10С2М)

0,35—0,45

《0,80

1,90-

9,0—10,5

(ЭИ107)

2,60

13Х11Н2В2МФ

0,10—0,16

Wd60

《0,60

10,5-12,0

1,50—1,80

(1Х12Н2ВМФ) (ЭИ961)

20X13 (2X13)

0,16—0,25

《0,80

《0,80

12,0—14,0

30X13 (3X13)

0,26—0,35

^0,80

^0,80

12,0—14,0

40X13 (4X13)

0,36—0,45

《0,80

^0,80

12,0—14,0

30Х13Н7С2 (3X13H7C2)

0,25—0,34

《0,80

2,00—

12,0-14,0

6,00—7,50

(ЭИ72)

3,00

13Х14НЗВ2ФР (ЭИ736)

0,10—0,16

w0,60

《0,60

13.0—15,0

2,80—3,40

《0,05

14Х17Н2 (1Х17Н2)

0,11—0,17

W0,80

W&80

16,0—18,0

1,50—2,50

09Х16Н4Б (1Х16Н4Б)

0,15—0,13

<0,50

<0,60

15,0—17,0

3,50—4.50

2. Стали мартене

и т н о - ф е

p p н T 上

ого класса

15Х6СЮ (X6CQ,

С 0,15

W0,50

1,20—

5,50—7,00

ЭИ428)

1,80

15X11МФ (1Х11МФ)

0,12—0,19

《0,70

《0,50

10,0—11,5

—

15X11МФБ

0,10-0,18

0.4-0,8

《0,55

10,0—12,0

0,8—1,2

—

15Х12ВНМФ

0,12—0,18

0,50—

《0,40

11,0-13,0

0,40—0,80

(9Х12ВМФ) (ЭИ802)

0,90

18Х12ВМБФР

0,15—0,22

忌 0,50

W0,50

11,0—13,0

一

(2Х12ВМБФР, ЭИ993)

14Г12В2МФ

0,10—0,17

0,50—

《0,50

11,0-13,0

(1Х12В2МФ, ЭИ756)

0,80

15X11МВФ

0,14—0,18

0,5—1,0

0,2—

10,5—12,5

0,5-0,8

—•

12X13 (1X13)

0,09-0,15

《0,80

《0,80

12,0—14,0

一

—

3. Стали ферритного класса

10Х13СЮ(1X13CQ,

£07—0,12

《0,80

1,20—

12,0—14,0

ЭИ404)

2,00

08X13 (0X13, ЭИ496)

《0,08

《0,80

《0,80

12,0—14,0

—

12X17 (Х17)

《0,12

《0,80

《0,80

16,0—18,0

—

08X17Т (0Х17Т,

^0,08

《0,80

《0,80

16,0-18,0

5 • С—

ЭИ645)

0,80

15Х18СЮ (Х18СЮ,

^0,15

00,80

1,00-

17,0—20,0

ЭИ484)

1,50

15Х25Т (Х25Т, ЭИ349)

《0,15

《0,80

《1,00

24,0—27,0

5. С-0,90

15X28 (Х2& ЭИ439)

《0,15

W@80

SI,СЮ

27,0-30,0

0,70—1J0

1.00-1,80

0,70—1,20

1,60—2,00

1,60—

2,20

0,70—0,900,35—

0,30

0,70- ЬЮ

D,60— 0,80 0,5一 07 0,50— 0,70

0,40—

0,40—

0,70

0,60

1,70—

0,60-

2,20

0,90

0,8—

0,5一

1.1

0,75

骗一需

0,025

0,025

0,030

0,030

[18一

0,025

0(030

一

0,30

0,025

0,030

一

0,025

0,030

—

0,025

0,030

—-

0,025

0,030

—

0,18—

0,025

0,030

В W 0,004

0,025

0,025

0,030

0,030

0,025

0,030

0,25—

0,025

0,030

0,40 0,2—

0,025

0,030

0,35 0,15-

0,025

0,030

0,30

0,15—

0(025

0,030

0,30

0,15—

0,025

0.030

0,30

0,15—-

0,025

0,030

0,30

0,025

0,030

о 0 5 5 5l5i5

03.03，,03,03,03,03,03 л^ п^ п^о о 25252525й к о ООО о о Q

" о

03

в

十+

Н

++++

+++

++

4-

+ +

斗

+

斗

+

+ ++

+

++ ++

+

卜

+

+

+

+

+

+ +

+

+

+ +

Продолжение табл. /./4

Марка стали

Содержание, %

Группа стали

G

Zn

Si

Cr

Ni

T1

1 Л1 j W j

Nb

V

S j P

Прочих ' элементов

二 M

I H

не более

4, Стали аустенитно-мартенситного класса

20Х13Н4Г9 (2Х13Н4Г9,

0,15-0,30

8,0—

《0,80

12,0-14,0

370-4,70

一

—

—

—

一

0,025

0,035

—

+

ЭИ100) 09Х15Н8Ю (Х15Н9Ю,

《0,09

10,0

<0,80

《0,80

14Q-16Q

7,00—9,40

0,70— 1；30

—

—

—

一

0,025

0,035

一

++

ЭИ904)

07Х16Н6 (RH288)

09Х17Н7Ю(0Х17Н7Ю)

0*05—0,09

<0,09

00,80

40,80

W&80

《0,80

15,5—17,5

16,0-17,5

5,00—8,00

7,00-8,00

—

0,50- 0,80

0,020

0,020

0,035

0,030

+

+

20Х17Н2 (2Х17Н2)

09Х17Н7Ю1(0Х17Н7Ю1)

0,17-0,25

<0,09

^0,80

<0,80

^0,80

《0,80

16,0-18,0

16,5-18,0

1,50—2,50

6,5—7,5

—

0,70—

1,10

—

—

0,025

0,025

0,035

0,035

—

+ +

08Х17Н5МЗ (ЭИ925)

0,06-0,10

《0,80

《0,80

16,0—17,5

4.5-6,5

1—

3,0一

3,5

0,020

0,030

+

б. Стали аустенитно-ферритного (ферритно-аустенитного)

08Х20Н14С2 (0Х20Н14С2, ЭИ732) 20Х20Н14С2 (Х20Н14С2, ЭИ211) 03Х22Н6

08Х22Н6Т

(0Х22Н5Т, ЭП53)

06X21АН5 (опытная)

12X21Н5Т (1Х21Н5Т, ЭИ811)

08X21Н6М2Т (0Х21Н6М2Т, ЭП54) 20Х23Н13 (ЭИ319) 08Х18Г8Н2Т

W0Q8

《0,20

^0,03

W0Q8

40,06

0,09-0,14

^0,08

<0,20 W0R8

《1,50

<1,50

1,00«- 2,00

《0,80

0,4- 0,8

W680

《0,80

《2,00 7,00- 9,00

2,00- 3,00

2,00— 3,00

^0,40

《0,80

《0,7

《0,80

<0,80

<1,00 <0.80

19,0—22,0

19,0—22,0

21,0-23,0

21,0—23,0

200—22,0

20,0—22,0

20,0—22,0

22,0—25,0

17,0-19,0

12,0-15,0

12,0—15,0

5,3—6,3

5,30-6,30

4,0—5,0 4,80—5,80

5,50—6,50

12,0—15,0

1,80—2,80

5 • С—0,65

0,25—0,50

0,20—0,40

0,20—0,50

1,80—

2,50

二

0,025

0,025

0,020

0,025

0,025

0,025

0,025

0,025 0,025

0,035

0,035

0,035

0,035

0,030

0,035

0,035

0,035 0,035

N 0,12— 0,20

+

+

+

+

+

+

+

+

6. Стали а у с т е н

и т Н О Г 0 к

л а с с а

37Х12Н8Г8МФБ

0,34-0,40

7,50-

0,30—

11,5-13,5

7,00—9,00

—

—

1,10一

1,40

0,25- 0,45

1,25- 1,55

0,030

0,035

—

十

(4Х12Н8r8МФВ,ЗИ481)

10Х11Н20ТЗР

《0,10

9,50 $1,00

0,80

<1,00

10,0—12,5

18,0—21,0

2,60—

《0,80

—

0,020

0,035

В 0,008— 0,020

十

(Xi2H2СТЗР, ЭН696) 10X11H23T3MP

《0,10

《0,60

^0,60

10,0—12,5

21,0—25,0

3,20

2,60—

《0,80

—

1,00- i,60

—

—

0,010

0,020

В q 0,02

+

(Х12Н22ТЗМР, ЭПЗЗ)

09Х14Н19В2БР (1Х14Н18В2БР,

0,07—0,12

^2,00

《0,60

13,0— 15,0

18,0—20,0

3,20

2,00— 2,80

0,90- 1,30

0,020

0,035

В w 0,005, Се W 0,020

+

ЭИ695Р)

09ХНН19В2БР1 (1Х14Н18В2БР1, ЭИ726)

0,07-0,12

^2,00

《0,60

13,0—15,0

18,0—20,0

——

2,00-

2,80

0,90—

1,30

0,020

0,035

В W 0,025, Се《0,020

十

2 4 £}"

Продолжение табл. 1.14

Содержание, %1 .

"'"1Группа стали

Марка стали

сМпSi

CrNiTiSPHX SS g§

AlWMoNbVэлементов

—1—患b戛

не болееi н i м i н

10Х14Г14Н4Т

wo,1013,0-芯0,80

13,0-—15,02,8―*4,5 5(С—0,02)・

(Х14Г14НЗТ, ЭИ711)

15,0

0,6__———0,020 0,035—+

45Х14Н14В2М

0,40—0,50 WO,70 WO,80

13,0—15,0 13,0—15,0—

(4Х14Н14В2М, ЭИ69)

2 00—0,25———0,020 0,035一++

40Х15Н7Г7Ф2МС

0,38-0,47 6,00— 0,90-

14,0—16,0 6,00-8,00一'2 800 4 0

(4Х15Н7Г7Ф2МС,

8,001,40

J——0,63——1,50— 0,020 0,035—+

ЭИ388)

0,951,90

08Х15Н24В4ТР (ЭП164)

《0,080,5— W0,60

14,0—16,0 22,0—25,0 1,40—1,08

1,0

_4 0————0,020 0,035 В W 0,005,+

5,0Ce W 0.025

09Х16Н15МЗБ

^0,09CO,80WO,80

15,0-17,014,0—16,0—.,

(Х16Н15МЗБ, ЭИ847)

_2,50- 0,60- 一 0,020 0,035|+十十

12Х17Г9АН4

WO,128,0—《0,80

16,0—18,0 3,50—4,50—3,00°-90

(Х17Г9АН4, ЭИ878)

10,5

_—_——0,020 0,035 N 0,15—+

10Х17Н13М2Т

«0,10^2,0040,80

16,0-18,012,0—14,0 5・С—0,70,25

(Х17Н13М2Т, ЭИ448)

_一2,0——一 0,020 0,035—+

10X17H13M3T

《0,10W2,00WO,80

16,0-18,012,0-14,0 5 • С-0,73,0

(X17H13M3T, ЭИ432)

——3,00——-—0,020 0,035—+

03Х17Н13М2

<0,03《2,00《0,80

16,0-18,012,0—14,0一4,00

——2,00———0,020 0,035—+++

08Х17Н15МЗТ

W0,08《2,00$0,80

16,0-18,014,0-163)0,30-0,602,50

(0Х17Н16МЗТ, ЭИ580)

_—3,00———0,020 0,035—+

04Х17Н16МЗБ (опыт-

《0,04<0,8《0,5

16,0-18,015,5-17,0一4,0。

ная)

一.—2,2—0,4——0,020 0,035—+

15Х17АП4(Х17АГ14,

《0,1513,5—《0,80

16,0—18,0<0,60_3,80,6

ЭП213)

15,5

一一一一一 0,020 0,035 N 0,25—+

03X16H15M3

<0,03$0,8《0,6

15,0—17,014,0—16,0—°，37

(00Х16Н15МЗ, ЗИ844)

.„一2,5———0,015 0,020—+

ОЗХ16Н15МЗБ

《0,03WO,8$0,6

15,0—17,014,0—16,0—3,0

(00Х16Н15МЗБ,

一—2,5—0,25——0,015 0,020—+

ЭИ844Б)

3,00,50

07Х17Н20М2Д2Т

<0,07《2,00^1,00

16,5-18,519,0-21,0 7-С—0,7

——2,00- 一一 0,020 0,035 Си 1,5—2 0+

04Х18Н10(00Х18Н10,

《0,04《2,00《0,80

17,0—19,09,0-11,0—2,50

ЭИ842)

————0,020 0,035—■+

08Х18Н10 (0Х18Н10)

^0,08 W2,OO 《0,80

17,0—19,09,0-11,0—

12Х18Н9 (Х18Н9)

£0,12W2,00《0,80

17,0—19,08,0—10,0—0,020 0,035—+++

17Х18Н9 (2Х18Н9)

0,13-0,21《2,00CO,80

17,0—19,08,0—10,0——0,020 0,035—+++

U3X18H11

$0,03《2,00《0,80

17,0—19,0 10,5—12,5——————°，°2。。，哪—+

12Х18Н10Е (Х18Н10Е,

WO/2W2,00^0,80

17,0—19,09,0—11,0—————-О>020 °，°35-+

ЭИ453)

―一一―一 0,020 0,035 Se или Те +

08Х18Н10Т (0Х18Н10Т,

《0,08《2,00WO,80

17,0-19,09,0-11,0 5-С—0,700,18—0,35

ЭИ914)

___——0,020 0,035—+++

Продолжение табл. 1.14

Содержание, %

Марка стали

С

Мп

Si

Cr

Ni

Ti

12Х18Н10Т (Х18Н10Т)

^0,12

<2,00

《0,80

17,0—19,0

9,0—11,0

(C— 0,02) X X 5—0,80

12Х18Н9Т (Х18Н9Т)

W(M2

《2,0

C0,80

17,0—19,0

8,00—9,50

5 ■ C—0,80

06Х18Н11(0Х18Н11,

ЭИ684)

《0,06

<2,00

wo,80

17,0-19,0

10,0-12,0

03Х18АН10 (опытная)

《0,03

1,0— 2,0

W0,5

17,0—19,0

9,0—11,0

w 0,005

03Х18Н12

《0,03

W0,4

《0,4

17,0—19,0

11,5—13,0

& 0,005

08Х18Н12Т (0Х18Н12Т)

《0,08

《2,0。

《0,80

17,0—19,0

11,0—13,0

5・C— 0,60

12Х18Н12Т (XI8H12T)

《0,12

W2,00

《0,80

17,0-19,0

11,0—13,0

5 • C— 0,70

08Х18Н12Б (0Х18Н12В, ЭИ402)

《0,08

芯 2,00

《0,80

17,0—19,0

11,0-13,0

15Х18Н12С4ТЮ

(ЭИ654)

0,12—0,17

0,5— IQ

3,8—

4,5

17,0-19,0

11,0—13,0

0,4一 0,7

36Х18Н25С2

(4Х18Н25С2)

0,32-0,40

《1,50

2,00— 3,00

17,0—19,0

23,0—26,0

55Х20Н4АГ9 (ЭПЗОЗ)

0,50—0,60

8,0- 10,0

《445

2Q,Q-22,Q

3,5-4,5

—

03Х21Н21МГБ

$0,03

1,8-

2,5

00,6

20,0—22,0

20,0—22,0

45Х22Н4МЗ (ЭП48)

0,40—0,50

0,85—

1,25

0,7— 1,0

21,0—23,0

4Q—5Q

一

10Х23Н18 (0Х23Н18)

^0,10

02,00

《1,00

22,0—25,0

17,0—20,0

20Х23Н18(Х23Н18,

ЭИ417)

^0,20

忌 2,00

^1,00

22,0—25,0

17,0—20,0

06Х23Н28МЗДЗТ (0Х23Н28МЗДЗТ,

ЭИ943)

С0.06

《0,80

WO,80

22,0—25,0

26,0—29,0

0,50— 0,90

12Х25Н16Г7АР

(Х25Н16Г7АР, ЭИ835)

«0,12

5,00- 7,00

01,00

23,0—26,0

15,0-18,0

ОЗХ23Н28МЗДЗТ (ЭП516)

^0,03

CO,80

<0,80

22,0—25,0

26,0—29,0

0,50— 0,90

20Х25Н20С2

(Х25Н20С2, ЭИ283)

&0,20

《1,50

2,00— 3,00

24,0—27,0

18,0-21,0

08Х17Н13М2Т

(0Х17Н13М2Т)

W0Q8

W2Q0

《0,80

16,0—18,0

12,0—14,0

5 • C—0,7

Примечания. 1. Цифры перед буквенным обозначением указывают содержа чених марок стали. 3. Знаком《+冷 указывается назначение стали. В случае, если сталь ство бсрз и церия является расчетным и химическим анализом не определяется. 5. При

Группа стали

1

A1

W

Mo

Nb

V

S

lp

Прочих элементов

||\

\ ^ а

не

более

二 s I у

= 3 I h

—

—

—

——

—

0,020

0,035

++

+

+

0,020

0,035

++

+

+

—

—

—

一

—

0,020

0,025

——

+

—

——

—

—

—

0,020

0,030

N 0,15—0,25

+

--

—

—

—

—

0,020

0,030

+

—

—

—

—

0,020

0,035

+

—

—

—

—

—

0,020

0,035

++

+

+

10 C—

0,020

0,035

+

1,1

0,13—

0,030

0,040

+

+

0,35

—

—

—

0,020

0,036

+

—

—

—

—

0t030

0,035

+

—

—

3,4一

3,7

%Cx

X15-

—

0,020

0vQ30

+

0,80

—

2,5—

0,030

0,035

+

+

3,0

—

—

0,020

0,035

++

+

一

—

0,020

0,036

++

+

—

—

2,5- 3,0

—

—

0,020

0,036

Си 2,6—3,5

+

—

—

——

—

—

0(020

0,035

NO,3—0,45;

В 芯 0,010

++

+

2,5- 3,0

一

—

0,020

0,035

C*u 2,5—3,5

+

—

—

—

—

—

0,20

0,035

+

一

2,0一

3,0

—

一

0,020

0,035

+

ние углерода в стали в сотых долях процента. 2. В скобках указаны прежние обозна- имеет несколько наэизчений, «-}■-1~» означает преимущественное. 4. Ук^йнное колнчт. ведены также некоторые стали, не включенные в ГОСТ 孤^?—72.

Для сварных швов эквиваленты определяются формулами:

NiSKB = %Ni + 30 • %С 十 26 ・ %N + 0,5 ■ %Mn;

Cr9KB %Cr 4- 2 . %Mo+ 1,5 . %Si+5* %Ti + 2 - %Nb 十4-2 . %A1+ 1,5 - %W+%V.

На смещение границы у-областн непосредственное действие оказывают только элементы, входящие в твердый раствор. Элементы (или часть их), образующие в стали структурно-свободные карбиды, нитриды и другие химические соединения, на соотношение количества а- и у-фаз прямого действия не оказывают. В табл. 1.14 приведен химический состав высоколегированных сталей различных классов.

Основы жаропрочности и жаропрочнь!е стали

Жаропрочность — способность металла сопротивляться пластическому деформированию и разрушению под действием длительных механических нагрузок при высоких температурах. Чем выше температура и напряжение, при которых металл

Рис. 1.5. Типичная диаграмма ползучести.Рис. 1.5. Типичная диаграмма ползучести.не претерпевает пластической деформации в условиях длительной нагрузки» тем выше его жаропрочность.

Рис. 1.5. Типичная диаграмма ползучести.

Рис. 1.5. Типичная диаграмма ползучести.

Напряжение, вызывающее разрушение металла при низких температурах, практически не зависит от длительности приложения нагрузки. При повышенной температуре длительность приложения нагрузки играет существенную роль. С учетом фактора времени прочность металла оценивается хар актер истиной, называемой длительной проч

ностью.

Под действием постоянной нагрузки металл претерпевает пластическую деформацию, которая не остается постоянной во времени. Изменяющаяся со временем пластическая деформация образца под дей

ствием постоянного по величине напряжения называется ползучестью.

Кривая ползучести имеет три отчетливо выраженных участка (рис. 1.5). Участок / характеризует деформацию (удлинение) металла с неравномерной (замедляющейся) скоростью. Достигнув определенного значения, скорость деформации в течение длительного времени остается постоянной (участок 2). Это так называемый участок, установившейся ползучести. Скорость ползучести на этом участке может быть определена по тангенсу угла наклона прямой. Незадолго до образования шейки и следующего затем разрушения образца наблюдается увеличение скорости деформации (участок 3).

Жаропрочность металла зависит от его химического состава и структуры. На рис. 1.6 показана длительная прочность различных металлов. Эффективность легирования, как средства повышения жаропрочности металла, зависит от способности легирующих элементов

упрочнять твердый раствор. Упрочнение при легировании происходит в результате увеличения плотности дислокаций и других несовершенств кристаллической решетки. Растворенные вокруг дислокаций атомы легирующего элемента создают поля напряжений («облака»),

которые препятствуют их перемещению под воздействием приложенных напряжений. Таким образом повышается сопротивляемость металла пластической деформации. ,

一 Жаропрочность металла тем больше, чем выше его температура плавления. Температуры плавления и рекристаллизации металла связаны между собой уравнением Трек = аТпл, где а — коэффициент, зависящий от состава и структуры стали. Процесс же рекристаллизации и происходящее при этом разупрочнение определяют скорость ползучести и жаропрочность. Легирующие элементы с высокой температурой плавления и соответственно высокой температурой рекристаллизации повыша-

Рис . L6. Заеисимость длительной прочности за 1О0О ч от температуры.Рис . L6. Заеисимость длительной прочности за 1О0О ч от температуры.ют температуру рекристаллиза

Рис . L6. Заеисимость длительной прочности за 1О0О ч от температуры.

Рис . L6. Заеисимость длительной прочности за 1О0О ч от температуры.

ции твердого раствора и тем самым его длительную прочность (кривая а на рис. 1.7). Повышению жаропрочности металла способст- выделений (карбидов, боридов, нитридов) (кривые б и в на рис. 1.7). Дисперсные выделения в объеме кристаллитов повышают сопротивление деформации до тех пор, пока рабочая температура остается ниже температуры, вызывающей их интенсивную коагуляцию. Если коагуля-

вует также наличие дисперсныхвует также наличие дисперсныхСодержание легирующего элемента Рис. 1.7. Диаграмма влияния легирующих элементов на длительную прочность стали [18]; а — растворение легирующего элемента в металлической основе; 6 — дисперсионное затвердевание, вызываемое выделением специальных карбидов; в — дисперсионное затвердевание, вызываемое выделением интерметаллидов.Содержание легирующего элемента Рис. 1.7. Диаграмма влияния легирующих элементов на длительную прочность стали [18]; а — растворение легирующего элемента в металлической основе; 6 — дисперсионное затвердевание, вызываемое выделением специальных карбидов; в — дисперсионное затвердевание, вызываемое выделением интерметаллидов.ция протекает достаточно интенсивно, количество барьеров, препятствующих перемещению дислокаций, резко уменьшается и деформация металла облегчается. Упрочняю- щее влияние выделений тем самым устраняется.

вует также наличие дисперсных

вует также наличие дисперсных

Содержание легирующего элемента Рис. 1.7. Диаграмма влияния легирующих элементов на длительную прочность стали [18]; а — растворение легирующего элемента в металлической основе; 6 — дисперсионное затвердевание, вызываемое выделением специальных карбидов; в — дисперсионное затвердевание, вызываемое выделением интерметаллидов.

Содержание легирующего элемента Рис. 1.7. Диаграмма влияния легирующих элементов на длительную прочность стали [18]; а — растворение легирующего элемента в металлической основе; 6 — дисперсионное затвердевание, вызываемое выделением специальных карбидов; в — дисперсионное затвердевание, вызываемое выделением интерметаллидов.

Повышая прочность твердого раствора, легирование должно тормозить диффузию и способствовать стабилизации твердого раствора и второй фазы. Интенсивность диффузии определяется главным образом характером и энергией межатомных связей. Чем больше энергия

межатомных связей кристаллической решетки твердого раствора и упрочняющей фазы (например, карбидной), тем меньше скорость диффузии

(перехода элементов нз твердого раствора в карбиды или обратно) и, следовательно, выше температура разупрочнения стали, выше сопротивление ползучести, т. е. выше ее жаропрочность.

Жаропрочные свойства материала не могут быть охарактеризованы каким-либо одним параметром в силу чрезвычайно большого разнообразия требований, предъявляемых к жаропрочным материалам.

101Q2加3/4川‘Время,4101Q2加3/4川‘Время,4РиС/ 1.8. Логарифмический график напряжение —— время до разрушения металла шва типа X17Н2 при температуре 500° С (длительная прочность за 150 000 ч = 14 кГ/мм8).РиС/ 1.8. Логарифмический график напряжение —— время до разрушения металла шва типа X17Н2 при температуре 500° С (длительная прочность за 150 000 ч = 14 кГ/мм8).

101Q2加3/4川‘

Время,4

101Q2加3/4川‘

Время,4

РиС/ 1.8. Логарифмический график напряжение —— время до разрушения металла шва типа X17Н2 при температуре 500° С (длительная прочность за 150 000 ч = 14 кГ/мм8).

РиС/ 1.8. Логарифмический график напряжение —— время до разрушения металла шва типа X17Н2 при температуре 500° С (длительная прочность за 150 000 ч = 14 кГ/мм8).

先三」у smw>0^u-adu先三」у smw>0^u-adu10080601008060402040200 200 4 勿 600 800 1000 Температура. ℃0 200 4 勿 600 800 1000 Температура. ℃Рис. 1.9. Зависимость предела прочности от температуры для: / — хромоникелевой конструкционной стали; 2 ——ферритной жаропрочной (теплоустойчивой) стали; 3 — никелевой жаропрочной стали; 4 —— никелевого жаропрочного сплава (по данным различных источников схематизировано А. П. Гуляевым).Рис. 1.9. Зависимость предела прочности от температуры для: / — хромоникелевой конструкционной стали; 2 ——ферритной жаропрочной (теплоустойчивой) стали; 3 — никелевой жаропрочной стали; 4 —— никелевого жаропрочного сплава (по данным различных источников схематизировано А. П. Гуляевым).

先三」у smw>0^u-adu

先三」у smw>0^u-adu

100

80

60

100

80

60

40

20

40

20

0 200 4 勿 600 800 1000 Температура. ℃

0 200 4 勿 600 800 1000 Температура. ℃

Рис. 1.9. Зависимость предела прочности от температуры для: / — хромоникелевой конструкционной стали; 2 ——ферритной жаропрочной (теплоустойчивой) стали; 3 — никелевой жаропрочной стали; 4 —— никелевого жаропрочного сплава (по данным различных источников схематизировано А. П. Гуляевым).

Рис. 1.9. Зависимость предела прочности от температуры для: / — хромоникелевой конструкционной стали; 2 ——ферритной жаропрочной (теплоустойчивой) стали; 3 — никелевой жаропрочной стали; 4 —— никелевого жаропрочного сплава (по данным различных источников схематизировано А. П. Гуляевым).

В настоящее время жаропрочность материала характеризуется пределом ползучести (апл ) и длительной прочностью (ад).

Предел ползучести ——напряжение, при котором скорость деформации приданной температуре достигает заданной величины. Если изделие

работает длительное время, необходимо, чтобы деформация под действием ползучести не превосходила определенных размеров. В этом случае учитывается суммарная деформация на участке установившейся скорости ползучести (участок 2 на рис. 1.5).

Длительная прочность — напря-

жение, вызывающее разрушение металла при данной температуре за данный отрезок времени.

На рис. 1.8 приведены результаты длительных испытаний стали Х17Н2

при температуре 500° С и различных нагрузках. Полученная графическая зависимость называется диаграммой длительной прочности.

В зависимости от характера работы изделия первостепенное значение при ■конструктивных расчетах приобретает либо предел ползучести, либо предел длительной прочности. Если деталь во время работы должна претерпевать минимальные формоизменения (например,

вращающиеся части изделия из-за опасности их заклинивания), первостепенную роль играет предел ползучести. Если же наиболее важно со

противление разрушению, то за основу расчета принимают предел длительной прочности.

На рис. 1.9 представлена зависимость предела прочности от температуры для различных материалов. При температурах ниже 300® С нет необходимости в применении специальных сталей, а наиболее целесообразно применение конструкционных углеродистых сталей; при температурах до 565° С следует применять низко- и среднелегирован-

ные стали перлитного класса, обычно называемые теплоустойчивымиi при температурах 580—610° С — высокохромистые жаропрочные ста ли, содержащие около 12% хрома; при температурах 700—750° С при- меняют стали аустенитного класса; при более высоких температурах аустенитные стали уступают место высоколегированным сплавам (кобальтовым и никелевым), а также сплавам на основе тугоплавких элементов (молибдена, хрома и др.). Соответствующие температурные интервалы на рис. 1.9 выделены сплошной линией. \

Высокохромистые жаропрочные стали мартенситно-фер^ритного класса, содержащие до 12% хрома, применяют в современном паротур- бостроении. Они занимают промежуточное положение между перлитными и аустенитными сталями. Применение этих сталей вместо перлитных позволяет повысить рабочие температуры и давление пара в котло- турбинных установках без значительного увеличения толщины сечений рабочих элементов. К этой группе относятся стали 15Х11МФБ, 15Х11МВФ, 1Х12В2МФ (ЭИ756), 15Х12ВМФ (ЭИ802), 10Х12ВНМФ (ЭИ962), 2Х12ВМБФР (ЭИ993).

Оптимальные механические свойства рассматриваемых сталей обеспечиваются после закалки от 1050——1100° С с последующим высоким отпуском при 680—740° С. Вследствие дополнительного легирования такими элементами, как молибден и вольфрам, в структуре стали может содержаться до 20—40% структурно свободного феррита, независимо от температуры закалки.

Установлено 150, 58], что лучшими характеристиками жаропрочности обладают стали, содержание структурно свободного феррита в которых не превышает 15——20%. Более высокий процент феррита обусловливает резкое разупрочнение стали при высоких температурах, нестабильность свойств, снижение пластичности и вязкости металла. Для уменьшения содержания феррита 12%-ные хромистые стали дополнительно легируют никелем и марганцем (ЭИ897, ЭИ952, ЭИ962) или повышают содержание в них углерода (ЭИ993).

В табл. 1.15 приведены механические свойства высокохромистых 12%-ных жаропрочных сталей.

Элементами, повышающими жаропрочность 10— 12%-ных хромистых сталей, являются молибден, вольфрам, ванадий, ниобий. Молибден и вольфрам повышают температуру рекристаллизации и соответственно жаропрочность. Ванадий и ниобий, образуя стабильные карбиды, препятствуют переходу молибдена и вольфрама из твердого раствора в карбидную фазу в процессе длительной эксплуатации изделия при высоких температурах и тем самым стабилизируют свойства феррита.

Наилучшие свойства металла обеспечиваются при 0,6——0,8%-ном содержании молибдена. Повышение его содержания до 1% и выше приводит к развитию тепловой хрупкости [56].

Содержание ванадия не должно превышать 0,2—0,3%, в противном случае наступит разупрочнение стали, которое проявляется тем резче, чем выше температура испытаний [77].

Влияние вольфрама на жаропрочность 12%-ных хромистых сталей изучено сравнительно мало. Оптимальное содержание его в рассматриваемых сталях равно приблизительно 4% [77].

Ниобий должен вводиться в количествах, необходимых для связывания углерода. При более высоком его содержании происходит снижение прочностных характеристик и ударной вязкости металла за счет увеличения в нем ферритной фазы. Поэтому содержание ниобия в 12%-ных хромистых сталях ограничивают 0,45% [77, 90].

Таблица ных жаропрочныхТаблица ных жаропрочныхМарка сталиМарка стали15Х11МФБ 15Х12ВМФ (ЭИ802) 1Х12В2МФ (ЭИ756) 1Х11В4МФ (ЭИ757) 2Х12ВМ5 ① Р (ЭИ993)15Х11МФБ 15Х12ВМФ (ЭИ802) 1Х12В2МФ (ЭИ756) 1Х11В4МФ (ЭИ757) 2Х12ВМ5 ① Р (ЭИ993)Кратковременныеи* кГ/ммйкГ /ммя®,%не менее5060136075153040608014507020—40—507514Кратковременныеи* кГ/ммйкГ /ммя®,%не менее5060136075153040608014507020—40—50751435454560753545456075ОО -«s§sc—OS BdAiBdBiiwBiОО -«s§sc—OS BdAiBdBiiwBi20205802020600202020580202060020испытанияДлительная ппоч- ность за 100 000 ч也%°Н, кГм/см1Температура испытаний, ℃кГ/ммяиспытанияДлительная ппоч- ность за 100 000 ч也%°Н, кГм/см1Температура испытаний, ℃кГ/ммя3,06,06,014,063,06,06,014,066005806005756005806006206005806005756005806006209285340092853400

Таблица ных жаропрочных

Таблица ных жаропрочных

Марка стали

Марка стали

15Х11МФБ 15Х12ВМФ (ЭИ802) 1Х12В2МФ (ЭИ756) 1Х11В4МФ (ЭИ757) 2Х12ВМ5 ① Р (ЭИ993)

15Х11МФБ 15Х12ВМФ (ЭИ802) 1Х12В2МФ (ЭИ756) 1Х11В4МФ (ЭИ757) 2Х12ВМ5 ① Р (ЭИ993)

Кратковременные

и* кГ/ммй

кГ /ммя

®,%

не менее

50

60

13

60

75

15

30

40

60

80

14

50

70

20

—

40

—

50

75

14

Кратковременные

и* кГ/ммй

кГ /ммя

®,%

не менее

50

60

13

60

75

15

30

40

60

80

14

50

70

20

—

40

—

50

75

14

35

45

45

60

75

35

45

45

60

75

ОО -«s§sc

—OS BdAiBdBiiwBi

ОО -«s§sc

—OS BdAiBdBiiwBi

2020580202060020

2020580202060020

испытания

Длительная ппоч- ность за 100 000 ч

也%

°Н, кГм/см1

Температура испытаний, ℃

кГ/ммя

испытания

Длительная ппоч- ность за 100 000 ч

也%

°Н, кГм/см1

Температура испытаний, ℃

кГ/ммя

3,0

6,0

6,0

14,0

6

3,0

6,0

6,0

14,0

6

600580600575600580600620

600580600575600580600620

92853400

92853400

Механические свойства высокохромистых 12%-

Группа стали

Марка стали

Изготавливаемые изделия

Гомогенные

12Х18Н10Т

12Х18Н12Т 08Х18Н12Б

10Х23Н18

Трубы, детали печной армату- рьь теплообменники

Трубы, поковки, листы

Издедая с рабочей температурой

Трубы камер сгорания, сопло-

12Х25Н16Г7АР

вые лопатки

Детали газопроводных систем, работающих при температурах до 950℃

Дисперсионно- твердеющие

20Х25Н20С2

45Х14Н14В2М

10Х11Н20ТЗР

Детали, работающие при температурах до 1150℃

Трубы пароперегревателей турбинных установок

Высоконагруженные детали тур- бин, работающие при температуре 700 ℃

Высоконагруженные детали турбин, работающие прй темпепя' туре 750℃'

08Х14Н28ВЗТЮР

аустенитных жаропрочных сталей

ТТацил6аацил6а66Области примененияОбласти применения

Т

Т

ацил6

а

ацил6

а

6

6

Области применения

Области применения

Аустенитные жаропрочные стали широко применяют в различных энергетических установках, реактивных двигателях и т. п. В них вы- сок 日兄 жаропрочность сочетается с высокой о к а л и но сто й костью. Они менее технологичны, чем перлитные стали: обработка резанием и сварка этих сталей вызывают значительные трудности.

В табл. 1.16 приведены некоторые области применения наиболее характерных аустенитных жаропрочных сталей. Рассматриваемые стали условно разделены на две группы: гомогенные стали, не упрочняе-

Т а б л и и、1.17

Жаропрочные свойства некоторых аустенитных сталей

Марка стали

ВЦ?

Кратковременная прочность ав> кГ/мм®, при температуре, ° С

Длительная прочность, кГ/мм®

^100 口 pH температуре ° С

^1000 ПРИ температуре

• С

600

700

800

600

700

600

700

12Х18Н10Т

800

35

30

25

25

12

20

10

08Х18Н12Б

800

38

33

28

28

15

22

12

09Х14Н18В2БР1

750

45

42

—

35

24

28

17

10Х11Н20ТЗР

Г5

70

40

55

40

—

мые термической обработкой (содержащаяся в них вторая фаза практически не оказывает существенного влияния на жаропрочность металла), и дисперсионнотвердеющие стали, упрочняемые термической обработкой (закалка + отпуск) за счет выделения карбидов, карбонитридов, интерметаллидов, карбоборидов.

Основными легирующими элементами рассматриваемых сталей являются хром и никель.

Хром обеспечивает окалиностойкость сталей и в незначительной степени влияет на жаропрочность.

Никель определяет устойчивость у-твердого раствора. При недостатке никеля возможно образование a-фазы при работе изделия в об- ласти высоких температур, что ведет к понижению жаропрочности. С точки зрения повышения жаропрочности увеличение содержания никеля целесообразно до 30%; дальнейшее увеличение его содержания практически не влияет на жаропрочность стали [81].

Молибден повышает жаропрочность сталей, а также их кратковременную и длительную пластичность, но снижает ударную вязкость.

Вольфрам в значительной степени повышает жаропрочность металла в том случае, если он вводится (до 2%) наряду с элементами, вызывающими дисперсионное твердение.

Введение ниобия повышает жаропрочность стали за счет карбидного упрочнения (карбид ниобия NbC относится к числу наиболее тугоплавких). Интерметаллидное упрочнение аустенитных сталей обеспечивается при введении до 3% титана. Образующийся при этом ин- терметаллид NigTi значительно повышает жаропрочность стали. Повышают жаропрочность аустенитных сталей также углерод и азот [64, 101].

Микродобавки бора Значительно повышают жаропрочность стали [84]. Еще эффективнее действие бора, если его содержание достигает 0,3—— 0,8% [55]. Жаропрочные свойства некоторых аустенитных сталей приведены в табл. 1.17.

Основы теории коррозии и коррозионностойкие стали

Коррозия — самопроизвольное разрушение металла вследствие химической или электрохимической гетерогенной реакции, протекающей на его поверхности. Практически все металлы, соприкасаясь с окружающей их газовой или жидкой средой, подвергаются коррозионному

Рис. 1.10. Влияние хрома на образование окалины в стали с 0,5% углерода на воздухе при температурах от 900 до 1200° С [18].Рис. 1.10. Влияние хрома на образование окалины в стали с 0,5% углерода на воздухе при температурах от 900 до 1200° С [18].розионного разрушения при этомрозионного разрушения при этомразрушению, в результате которого их вес (толщина) уменьшается. Коррозия бывает химическая и электрохимическая, р авномерн ая и сосредоточенная.

Рис. 1.10. Влияние хрома на образование окалины в стали с 0,5% углерода на воздухе при температурах от 900 до 1200° С [18].

Рис. 1.10. Влияние хрома на образование окалины в стали с 0,5% углерода на воздухе при температурах от 900 до 1200° С [18].

розионного разрушения при этом

розионного разрушения при этом

Химическая коррозия характеризуется образованием химического соединения при взаимодействии металла с агрессивной средой без возникновения электрического тока (взаимодействие металла с сухими газами, когда влага не конденсируется на поверхности металла, или при контакте металла с жидкостями, не проводящими электрический ток). Наиболее характер ным - примером может служить образование окалины (окисной пленки) при контакте металла с воздухом. Степень кор- зависит от продолжительности

контакта и температуры нагрева металла, а также от степени его легирования, определяющей плотность окисной пленки.

Основными элементами, обеспечивающими высокую окалиностой- кость металла, являются хром (рис. 1.10), кремний и алюминий, имеющие значительно большее сродство к кислороду, чем железо. При достаточной продолжительности контакта металла с воздухом и высокой температуре, обеспечивающих интенсивную диффузию этих элементов из толщи металла в поверхностные слои, наблюдается обогащение окалины этими элементами. На поверхности металла может образоваться защитный слой плотной окисной пленки, препятствующий дальнейшему разрушению.

Защитными свойствами обладают только сплошные пленки* Пленки, не образующие сплошного плотного слоя, не являются защитными, так как через них окисляющий газ может сравнительно свободно проникнуть к участку поверхности неокисленного металла. Продукт окисления оказывает защитное действие только тогда, когда он занимает больший (по сравнению с металлом) объем и может закрыть всю поверхность металла.； Условие сплошности пленок на металлах может быть

внражеНо неравенством [103]:

ме

где VOK — молекулярный объем окисла; Име — объем металла, израс-где VOK — молекулярный объем окисла; Име — объем металла, израс-ходованного на образование молекулы окисла.В табл. 1.18 приведены отношения объемов окислов кходованного на образование молекулы окисла.В табл. 1.18 приведены отношения объемов окислов ксоответствующих металлов. Щелочные и щелочноземельныеОднако при —1 Умесоответствующих металлов. Щелочные и щелочноземельныеОднако при —1 Умене удовлетворяют условию сплошности.не удовлетворяют условию сплошности.11объемам металлывозможобъемам металлывозмож

где VOK — молекулярный объем окисла; Име — объем металла, израс-

где VOK — молекулярный объем окисла; Име — объем металла, израс-

ходованного на образование молекулы окисла.

В табл. 1.18 приведены отношения объемов окислов к

ходованного на образование молекулы окисла.

В табл. 1.18 приведены отношения объемов окислов к

соответствующих металлов. Щелочные и щелочноземельные

Однако при —1 Уме

соответствующих металлов. Щелочные и щелочноземельные

Однако при —1 Уме

не удовлетворяют условию сплошности.

не удовлетворяют условию сплошности.

1

1

объемам металлы

возмож

объемам металлы

возмож

ет а б л и ц а 1.18

Отношения объемов окислов к объемам металлов

Окисел

Окисел

Окисел

ме

у ме

Na

Na2O

0,59

Nb

NbO

1,57

Fe

Fe3O4

2,09

Mg

MgO

0,79

Cu

CuO

1,74

Ta

Ta2O-,

2,32

Al

A12O3

1,31

Ti

TiO2

1,76

W

w203

3,36

Ni

NiO

1,52

Cr

Cr2O3

2,02

Mo

Moo3

3,45

но отслаивание пленки от металла из-за значительных внутренних напряжений. Можно считать, что хорошими защитными свойствами обладают пленки на металлах в том случае, если

2,5>~^>1.

У ме

Как уже отмечалось, кремний и алюминий способствуют повышению жаростойкости стали. Особенно сильно изменяется жаростойкость стали при совместном легировании ее хромом и кремнием или хромом и алюминием. Так, для повышения окалиностойкости аустенитной стали в нее вводят до 3% кремния (сталь Х20Н20С2). Если при нагревании до 1100° С образуется окалина, то при более высокой температуре (1200° С) кремний восстанавливает окислы хрома [44]. 。

Хромоалюминиевые стали обладают исключительно высокой жаростойкостью при температурах до 1300° С и широко применяются для изготовления нагревательных элементов (сталь с 25% Сг и 5% А1).

Никель оказывает положительное влияние на жаростойкость металла при введении его в достаточно больших количествах. Так, сталь типа 15-35 во влажной воздушной среде окисляется меньше, чем сталь типа 18-8. На рис. 1.11 представлена номограмма, позволяющая определять скорость газовой коррозии железохромоникелевых сталей в зависимости от содержания в них хрома и никеля и температуры испытаний. Сталь, содержащая 13% Сг и 35 % Ni, окисляется за год на глубину 2,5 мм при температуре 1040° С (/, 2 на рис. 1.11), в то время как сталь 18-8 претерпевает аналогичное окисление уже при температуре 930℃ (3, 4 на рис. 1.11).

Никельсодержащие стали подвержены опасности быстрого разрушения при работе в сернистой среде. Присутствие в стали никеля приводит к образованию эвтектики «никель ~ сульфид никеля» с низкой температурой плавления (〜650° С), которая проникает в металл по границам зерен и вызывает его охрупчивание. При этом сера более опасна в виде сернистого водорода H2S (восстановительная среда), чем в виде сернистого ангидрида SO2 (окислительная среда).

Марганец (при содержании, превышающем 10%) несколько ухудшает сопротивление окислению высоколегированных сталей, образуя рыхлую и легко отскакивающую окалину. При содержании до 6% отри-

吕1曾д嚓琴甯：};吕1曾д嚓琴甯：};67X07667X076be D9 bnxmnw一 DHUPmbe D9 bnxmnw一 DHUPmТемпература окисления℃ % 820^1600Температура окисления℃ % 820^1600g*喘^/-^那的他爲g*喘^/-^那的他爲求*6当Н旦詹0。^^ ^ ^ 97 5求*6当Н旦詹0。^^ ^ ^ 97 5Рис. 1.11. Номограмма для окисления образцов металла [89].Рис. 1.11. Номограмма для окисления образцов металла [89].определениясистемы Fe —определениясистемы Fe —■3-1 L。глубины Сг — Ni■3-1 L。глубины Сг — Ni

吕1曾д嚓琴甯：};

吕1曾д嚓琴甯：};

67X076

67X076

be D9 bnxmnw一 DHUPm

be D9 bnxmnw一 DHUPm

Температура окисления

℃ % 820^1600

Температура окисления

℃ % 820^1600

g*喘

^/-^那的他爲

g*喘

^/-^那的他爲

求*6当Н旦詹0。

^^ ^ ^ 97 5

求*6当Н旦詹0。

^^ ^ ^ 97 5

Рис. 1.11. Номограмма для окисления образцов металла [89].

Рис. 1.11. Номограмма для окисления образцов металла [89].

определениясистемы Fe —

определениясистемы Fe —

■3

-1 L。

глубины Сг — Ni

■3

-1 L。

глубины Сг — Ni

нательное влияние марганца весьма незначительно. Хромомарганце- вые стали обладают повышенной стойкостью против коррозии в сернистом газе до температуры 900° С и превосходят в этих условиях аустенитные хромоникелевые стали.

Присадка ванадия резко понижает жаростойкость сталей, особенно если его содержание превышает 1% [79, 81].

Молибден понижает окалиностойкость стали. При этом процесс окисления протекает очень интенсивно, сопровождаясь образованием рыхлых слоев окислов [80].

Вольфрам в количестве нескольких процентов не оказывает существенного влияния на жаростойкость сталей до температуры 900° С, при дальнейшем повышении температуры он способствует образованию очень пористой окалины.

Электрохимическая коррозия — процесс растворения металла в электролите, сопровождающийся прохождением электрического тока: электронного — в металле, ионного — в электролите.

Большинство металлов и сплавов по своей природе неустойчиво и стремится перейти в окисленное состояние. При контакте металла с агрессивной средой его ионы из кристаллической решетки переходят в реагент, что энергетически выгодно, так как при этом- понижается свободная энергия системы. Относительной мерой изменения свободной энергии при окислении металлов, а следовательно, их термоди-

намической устойчивости могут служить значения нормального (или так называемого стандартного) электродного потенциала.

Электрохимический потенциал пропорционален энергии перехода иона металла в электролит при данных условиях. Чем отрицательнее электрохимический потенциал металла в данном электролите, тем легче этот металл растворяется. Если два соединенных металла опустить в электролит, то образуется гальваническая макропара с определенной разностью электрохимических (электродных) потенциалов. В табл. 1.19 приведены стандартные электродные потенциалы металлов в водных растворах (потенциал водорода принят за нуль).

Таблица 1.19

Стандартные электродные потенциалы металлов в водных растворах при температуре 25° С

Реакция окисления

Потенциал

Реакция окисления

Потенциал

Au

Au+++

+3e

+ 1,50

Fe

f Fe++

+2g

—0,440

Pt

->

Pt++

+2e

+ 1,19

Cr

—Cr+++

+3e

—0,740

Pd

->

Pd++

+2e

+0,987

Zn

今 Zn++

+2e

—0,762

Hg

Hg++

+2e

十0,854

V f v+++

+3e

—0,876

Ag

Ag+

+e

十0,799

Cr

-> Cr++

+2e

—0,913

Cu

->

Cu+

+ e

+0,521

Nb

f Nb+++

+3e

—1,10

Cu

->

Cu++

+2e

+0,331

Mn

今 Mn++

+2e

—1,18

H2

->

2H+

+2e

0,000

V f v++

+2e

—1,18

Fe

->

Fe+++

+3e

—0,036

Ti

f Ti+++

+3e

—1,21

Pb

->

Pb++

+2e

-0,126

Zr

今 Zr+++

+3e

—1,53

Sn

->

Sn++

+2e

—0,136

Ti

f Ti++

+3c

—1,63

Mo

->

Mo+++

+3e

—0,20

Al

今 A1+++

+3e

—1,66

Ni

->

Ni++

+2e

—0,250

Be

+ Be++

+2e

—1,85

Co

->

Co++

+2e

—0,277

Mg

4 Mg++

+2e

—2,37

Mn

Mn+++

+3e

—0,283

Na

Na+

+ e

—2,714

Cd

->

Cd++

+2e

—0,402

Ca

f Ca++

+2e

—2,87

Характерной особенностью электрохимической коррозии является то, что общая реакция взаимодействия металла с электролитом состоит из двух параллельных процессов: а) анодного — переход металла в раствор в виде ионов (при этом остается избыточное количество электронов на поверхности металла); б) катодного —— ассимиляция электронов

деполяризаторами (атомами, молекулами или ионами раствора), которые при этом восстанавливаются.

Принципиальная схема электрохимического коррозионного разрушения металла приведена на рис. 1.12. Участок металла, который растворяется, называется анодом, а участок металла, где происходит разряд избыточных электронов — катодом. Оба процесса (катодный и анодный) взаимно связаны и не могут протекать самостоятельно.

Окисление железа и его сплавов происходит за счет восстановления ионов водорода:

2H十十2е今Н2,

Злектро/iumЗлектро/iumРис. 1.12. Принципиальная схема электрохимического коррозионного процесса (по Томашову). Д ——катодный деполяризатор.Рис. 1.12. Принципиальная схема электрохимического коррозионного процесса (по Томашову). Д ——катодный деполяризатор.т. е. коррозия металлов, имею- ^~=- щих отрицательный потенциал,

Злектро/ium

Злектро/ium

Рис. 1.12. Принципиальная схема электрохимического коррозионного процесса (по Томашову). Д ——катодный деполяризатор.

Рис. 1.12. Принципиальная схема электрохимического коррозионного процесса (по Томашову). Д ——катодный деполяризатор.

сводится по существу к вытеснению ионов водорода из раствора и переходу самого металла в раствор в виде ионов.

Коррозия возможна в том случае, если металл, погруженный в электролит, обладает макро- и микронеоднородностью по химическому составу и физико- химическим свойствам, вследствие чего одни его участки в данном электролите будут обладать меньшим, а другие — большим потенциалом. Металл в дан

ных условиях представляет собой либо макроскопический гальванический элемент, либо систему многоэлектродных микроскопических елементов. Теория микроэлементов широко развивается в Советском Союзе школой Г, В. Акимова. Однако в работах Н. Д. Томашова показано, что в действительности возникновение микроэлементов (гальванических пар) является только одним из возможных путей перехода системы в термодинамически более выгодное состояние. Для описания кинетики процесса коррозии следует пользоваться поляризационными кривыми. На рис. 1.13 приведена поляризационная диаграмма коррозии. По оси ординат отложен коррозионный ток 厶 пропорциональный скорости коррозии, а по оси абсцисс—значения электродных потенциалов——Е, Если система разомкнута, то начальные значения потенциалов анода и катода соответственно равны £^ и Е?. Если катод и анод контактируют между собой (короткозамкнутая система), то их потенциалы сближаются до общего значения £х, а коррозионный ток системы соответствует максимальному значению /тах. Таким образом, по величине коррозионного тока можно судить об интенсивности коррозии. Поляризационные кривые позволяют судить также о степени торможения коррозии катодным и анодным процессами. Соотношение между отрезками АЕа и АЕк, соответствующими падению потенциала вследствие анодной и катодной поляризации, характеризует соотношение между анодным и катодным торможениями.

Пассивность металлов — состояние относительно высокой коррозионной стойкости, вызванное торможением анодного процесса в определенной области потенциалов. Переход металла из активного со-

стояния в пассивное носит название пассивации. Этот процесс можно проследить по анодной поляризационной кривой, характер которой не зависит от истинной причины пассивного состояния. На рис. 1.14 приведена кривая анодной поляризации хрома в 1 н. растворе H2SO4. Участок / кривой характеризует активное анодное растворение. Когда анодный ток

Рис. 1.13. Поляризационная Диаграмма коррозии.Рис. 1.13. Поляризационная Диаграмма коррозии.достигает своего предельного значения 卜，наступает пассивация металла. Участок II отвечает пассивному его состоянию. Когда потенциал электрода достигает определенного значения (для хрома 十1,3Н,35 В), начина

Рис. 1.13. Поляризационная Диаграмма коррозии.

Рис. 1.13. Поляризационная Диаграмма коррозии.

ется второй подъем кривой тока. Кроме того, становится возможным переход металла в раствор с образованием высоковалентных ионов (участок III). Начинается область перепассивации. Несмотря на наличие защитного слоя, металл и в пассивированном

состоянии подвергается коррозионному разрушению, хотя и очень замедленному (у нержавеющих сталей коррозия составляет сотые доли миллиметра в год).

Рис. 1.14. Кривая анодной поляризации хрома в 1 -н. H2SO4.Рис. 1.14. Кривая анодной поляризации хрома в 1 -н. H2SO4.Существуют две теории, объясняющие причину замедления анодного процесса ——пленочная и адсорбционная. В основе обеих лежит представление об образовании «барьера» (защитного слоя) между металлом и коррозионной средой. Однако природа этого защитного слоя, образующегося на металле при переходе в пассивное состояние, до сих пор не выяснена.

Рис. 1.14. Кривая анодной поляризации хрома в 1 -н. H2SO4.

Рис. 1.14. Кривая анодной поляризации хрома в 1 -н. H2SO4.

ются окислы железа и хрома, аются окислы железа и хрома, аСогласно пленочной теории роль барьера между металлом и коррозионной средой выполняет тончайшая окисная пленка [74, 83]. Состав и строение этой пленки, а следовательно, и ее защитные свойства зависят от состава стали. Так, на поверхности хромоникелевых сталей образу- ромоникельмолибденовых — так

ются окислы железа и хрома, а

ются окислы железа и хрома, а

же окисел молибдена.

Согласно адсорбционной теории каталитическое защитное действие оказывает кислород, адсорбированный поверхностным слоем металла [42, 66].'

В работе [2] высказывается мнение, что наиболее вероятным следует считать пленочно-адсорбционный механизм пассивации. При этом адсорбционный механизм торможения анодного процесса рассматривается как вспомогательный.

Перепассивация металлов ——нарушение пассивного состояния металла при повышении агрессивности реагента или при сильной анодной поляризации.

Устойчивость пассивного состояния, как правило, бывает ограни* чена определенной концентрацией реагента или значением потенциала при его анодной поляризации (см. рис. 1.14), превышение которых влечет за собой увеличение скорости коррозии. Пассивное состояние металла нарушается также при добавлении в электролит веществ, повышающих агрессивность среды (например, добавки К2Сг2О7 в раствор HNO3).

Явление перепассивации объясняется [68] тем, что при отмеченных условиях образуются металлы высших валентностей, которые дают неустойчивые или легко растворимые соединения. Это приводит к нарушению пассивного состояния и увеличению скорости коррозии.

Виды коррозии. Коррозия может быть равномерной или сосредоточенной. С целью обеспечения высокой работоспособности изделий в агрессивных средах стремятся, чтобы металл не был склонен к сосредоточенной коррозии, а скорость равномерной коррозии по всей поверхности не превышала 0,1 г/м2 • ч, или глубина ее была не более 0」мм за год.

Различают несколько видов сосредоточенной коррозии: межкристаллитную — коррозию по пограничным слоям зерен; структурноизбирательную — преимущественное растворение одной из фаз гетерогенного сплава; точечную — коррозию преимущественно в локализованных участках (точках) поверхности металла с распространением ее в глубь последнего.

Межкристаллитная коррозия — наиболее опасный вид коррозионного разрушения. Развиваясь по границам зерен, она распространя-

Рис. 1.15. Межкристаллитная коррозия стали 10Х18Н9.

ется в толщу металла (рис. 1.15). Металл, пораженный межкристаллитной коррозией, разрушается под действием даже незначительных, нагрузок (рис. L1G). Межкристаллитной коррозии подвержены, как правило, металлы, имеющие однофазную структуру. Природа этого вида

кор роз й и изучена недостаточно, а существующие Теории не во всёх Случаях позволяют объяснить ее причины.

Стали, невосприимчивые к межкристаллитной коррозии в состоянии поставки, могут приобрести склонность к ней в результате термической

Рис. L16. Внешний вид изогнутых образцов сварного соединения стали ЮХ I8H9, пораженной межкристаллитной коррозией в околошовной зоне.

обработки или сварки. При этом для аустенитных сталей опасным является нагрев в интервале 400——800° С, а для ферритных ——нагрев выше 900° С с последующим быстрым охлаждением.

Рассмотрим наиболее распространенные теории межкристаллитного коррозионного разрушения металла.

Межкристаллитная коррозия аустенит- н ы х сталей. Одна из наиболее распространенных теорий межкристаллитной коррозии аустенитных сталей — теория обеднения. Углерод обладает ограниченной растворимостью в аустените (0,02—0,03%, а по данным работы [108] даже 0,007%). Если содержание углерода превышает предел растворимости, гомогенная аустенитная структура, образующаяся после высокотемпературной обработки (нагрев при температуре 1050—1150° С с последующим быстрым охлаждением), находится в состоянии неустойчивого равновесия. При повторном нагреве до 400—800° С она стремится к уменьшению свободной энергии, что приводит к выделению карбидов по границам зерен. Скорость выделения карбидов возрастает с ростом температуры и времени выдержки. Соответственно увеличивается и склонность к межкристаллитной коррозии [107].

Карбиды, которые выделяются по границам аустенитных зерен высоколегированных сталей, имеют сложный состав (Me,nCrt) и содержат значительное количество хрома. Зона обеднения углеродом значительно шире зоны обеднения хромом, благодаря большой разности коэффициентов диффузии их атомов (табл. 1.20).

Диффузия углерода Н2 центральных участков к границам протекает значительно быстрее, чем диффузия хрома. Поступающий в пере- ферийные участки углерод образует карбиды, черпая имеющиеся здесь

Таблица 1.20

Коэффициенты диффузии, см2/сек, углерода и хрома в аустените

屮 d・

С [W9j

Cr

[17]

I I

C [109j

Cr [17]

550

1,4 . 10-8

8,0 •

10~14

750

3,0 • 10-7

2,6 • 10~12

650

7,7 • 10~8

6,2 -

10-13

850

9,1 • 10~7

8,2 ■ 10~12

3 ап асы хрома. Содержание хрома в переферийных участках резко снижается (до 12% и менее), в результате чего эти участки зерен теряют способность к пассивации и подвергаются интенсивному разрушению.

Рис. 1.17. Схема распределения хрома по телу зерна стали типа 18-8, склонной к межкристаллитной коррозии: а — в закаленном состоянии (нет коррозии); б — после нагрева в критическом интервале температур (есть коррозия); / — тело аустенитного зерна; 2 ——карбиды, выделившиеся по границам зерен： 8 — пограничная область зерна, обедненная хромом; 4 ——кривые распределения хрома.

Рис. 1.17 иллюстрирует распределение хрома по зерну хромоникелевой аустенитной стали после высокотемпературной обработки и провонн- ^^ющего нагрева.

При достаточно длительном нагреве металла в области критических температур стойкость его против межкристаллитной коррозии восстанавливается (рис. 1.18). Чем выше температура нагрева в интервале

Содержание хрома в обедненныхСодержание хрома в обедненныхРис. 1.18. Схема влияния температуры и продолжительности нагрева на склонность аустенитных сталей и аустенитных сварных швов к межкристаллитной коррозии.Рис. 1.18. Схема влияния температуры и продолжительности нагрева на склонность аустенитных сталей и аустенитных сварных швов к межкристаллитной коррозии.400——800° С, тем быстрее восстанавливается стойкость против межкристаллитной коррозии. Кривая, ограничивающая область появления у стали склонности к межкристаллитной коррозии (зависимость между температурой и временем нагрева), носит название диаграммы Роллан- сона [107].

Содержание хрома в обедненных

Содержание хрома в обедненных

Рис. 1.18. Схема влияния температуры и продолжительности нагрева на склонность аустенитных сталей и аустенитных сварных швов к межкристаллитной коррозии.

Рис. 1.18. Схема влияния температуры и продолжительности нагрева на склонность аустенитных сталей и аустенитных сварных швов к межкристаллитной коррозии.

Восстановление стойкости металла против межкристаллитной коррозии обусловлено тем, что при длительной выдержке в области критических температур после выделения карбидов происходит выравнивание содержания хрома по телу зерна за счет его диффузии из центральных областей в периферийные, участках повышается, и они вновь приобретают способность к пассивации.

Некоторые авторы [96, 102] считают, что межкристаллитная коррозия возможна к тогда, когда обедне- ниеграниц зерен хромом не происходит. Любое выделение второй фазы, в том числе и карбидов, приводит к возникновению микронапряжений, что в свою очередь влечет за собой более низкую поляризацию анодного процесса в пограничных областях между зерн ами и несовершенную их пассивацию [99]. В работе [93] высказывается мнение, что причиной межкристаллитной коррозии являются карбиды железа, выделяющиеся по границам зерен и отличающиеся очень низкой химической стойкостью.

Склонность аустенитных сталей к межкристаллитной коррозии, наблюдаемую в восстановительной или слабоокислительной среде, связывают главным образом с выделением второй фазы. Эта склонность отмечается также после предварительной гомогенизирующей термической обработки. Так, практически все хромоникелевые аустенитные стали склонны к межкр ист аллитно й коррозии в сильноокислительных средах (например, в 94%-ной HNO3, в 65%-ной HNO3 с добавками К2СГ2О7 н т・ Д-), т. е. когда металл находится в области перепассивации. Это связано [76] с изменением характера образования защитного слоя на поверхности металла при переходе его из пассивного состояния в транспассивное.

При испытании хромоникелевой стали типа 20-20 с различным содержанием кремния в кипящем 65%-ном растворе HNO3 с добавками К2Сг2О7 максимальная коррозия наблюдается у металла, содержащего 0,8—1,3% Si [41]. При 9ToM коррозия наиболее интенсивна по границам зерен и значительно менее интенсивна по границам двойников; по телу зерна коррозия такого металла невелика. Так как границы зерен имеют значительно большую поверхностную энергию, чем границы двойников, было высказано предположение о наличии прямой связи между интенсивностью коррозии по границам зерен и их поверхностной энергией. С этой точки зрения межкристаллитную коррозию металла в сильно окислительной среде можно объяснить тем, что избыточная поверхностная

энергия препятствует протеканию адсорбционных процессов по грайй- цам зерен, тем самым нарушая их пассивное состояние. Изменяя путем легирования стали поверхностную энергию по границам зерен, можно влиять на склонность стали к межкристаллитной коррозии [76].

Межкристаллитная коррозия высокохро- м истых ферритных сталей. Склонность к межкристаллитной коррозии появляется при нагреве до температуры 900° С и выше и последующем быстром охлаждении. Существуют различные трактовки причин, вызывающих эту склонность.

Таблица 1.21

Содержание хрома и железа в карбидной фазе ферритных сталей 12X17 и 15Х28АН при различных режимах термической обработки

Термообработка

Содержание в карбидах, %

Сг

Fe

12X17

В состоянии поставки

0,508

0,249

1300° С, вода

0,289

0,137

1300° С, вода; 650° С, 2,5 ч, воздух

0,471

0,225

1300° С, вода; 770° С, 2,5 ч, воздух

0,470

0,272

15Х28АН

В состоянии поставки

2,77

0,52

1200° С, вода

1,14

0,61

1200° С, вода; 770° С, 2,5 ч, воздух

2,62

0,64

1200° С, вода; 800° С, 2,5 ч, воздух

2,61

0,62

1200° С, вода; 850° С, 2,5 ч, воздух

2,64

0,61

Авторы работы [43] считают, что при высоких температурах по границам ферритных зерен образуются аустенитные прослойки, обедненные хромом. В процессе быстрого охлаждения они превращаются в мартенсит. Находясь при высоких температурах в равновесии с ферритом, пограничная фаза обогащается углеродом и обедняется хромом до уровня, при котором нарушается ее пассивное состояние.

Очевидно, эта гипотеза справедлива для сталей, наряду с ферритом имеющих небольшое количество аустенитной фазы, расположенной в виде прослоек между зернами [28].

В работе [100] межкристаллитную коррозию ферритных сталей объясняют выпадением карбидов и нитридов непосредственно из феррита, пересыщающегося при быстром охлаждении. Возникающее при этом напряженное состояние в пограничных елоях зерен обусловливает потерю стойкости стали против коррозии. “

Существует мнение [97], что причиной межкристаллитной коррозии ферритных сталей после высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения является образование по границам зерен карбидов железа, не стойких против воздействия агрессивных сред. Отпуск при температуре 700—800° С вызывает превращение их в карбиды хрома, обладающие стойкостью против коррозии. Зта гипотеза не была подтверждена работами [28, 35]. Содержание железа в карбидной фазе ферритных ста-

лей в состоянии поставки после высо ко тем п ер ату р ного нагрева с после дующим быстрым охлаждением и после отпуска при различных температурах практически не изменяется [табл. I. 21].

Сторонники теории обеднения [48, 49] считают, что в процессе быстрого охлаждения ферритных сталей происходит выпадение вторичных фаз по границам зерен, обеднение пограничных областей хромом и, как следствие этого, снижение пассивности пограничных областей. Определенную роль могут играть неравновесные карбиды с повышенным содержанием н<елеза, а также напряжения, возникшие в результате их выделения. Есть основания полагать, что степень обеднения и его эф

фективность в электрохимичес* ком растворении ферритного металла значительно меньше, чем аустенитного, так как скорость диффузии хрома, а следователе но, и выравнивание его концентрации по телу зерна в первом случае выше, чем во втором. Можно полагать [35, 38], что при высокотемпературном нагреве хромистых ферритных сталей углерод и азот, находящиеся е структурно-свободных карбидах (карбонитридах), растворяются в феррите в количествах, на много превышающих предел ил растворимости при комнатной температуре. При последующем быстром охлаждении они частично фиксируются в виде пере сыщенного твердого раствора, вызывая перенапряженность и искажение решетки. Неполное выделение карбидов (карбонит- ри до в), когда сохраняется когерентная связь атомов с материнской решеткой, также вызыва-

Содержание хрома, %Содержание хрома, %Рис. 1.19. Вероятность стойкости хромоникелевых сталей типа 18-8 против межкристаллитной коррозии после выдержки при температуре 650° С в течение 1 £ в зависимости от содержания хрома и углерода [88].Рис. 1.19. Вероятность стойкости хромоникелевых сталей типа 18-8 против межкристаллитной коррозии после выдержки при температуре 650° С в течение 1 £ в зависимости от содержания хрома и углерода [88].ет дополнительные напряжения. При контактировании с реагентом напряженные и ненапряженные участки зерна образуют микроэлементы, в которых анодом служат напряженные, легко корродирующие участки.

Содержание хрома, %

Содержание хрома, %

Рис. 1.19. Вероятность стойкости хромоникелевых сталей типа 18-8 против межкристаллитной коррозии после выдержки при температуре 650° С в течение 1 £ в зависимости от содержания хрома и углерода [88].

Рис. 1.19. Вероятность стойкости хромоникелевых сталей типа 18-8 против межкристаллитной коррозии после выдержки при температуре 650° С в течение 1 £ в зависимости от содержания хрома и углерода [88].

Последующий высокий отпуск ферритного металла приводит к завершению выделения карбидов (карбонитридов), разрыву когерентных связей между матрицей и фазой выделения. Тем самым устраняются местные напряжения в поверхностных слоях зерен и причина, вызывающая склонность к межкристаллитной коррозии. В отдельных случаях при значительном выделении карбидов (карбонитридов) может также сказываться некоторое обеднение пограничных слоев ферритных зерен хромом. Разность потенциалов тела и пограничной области зерна увеличивается, и межкристаллитная коррозия усиливается.

Пути предотвращения восприимчивости металла к межкристаллитной коррозии. Наиболее простым способом является термическая обработка сварных соединений. Аустенитные стали, нагретые до температур 950—1150° С

с последующим быстрым охлаждением, а также ферритные стали, нагретые до 700——750° С, не склонны к межкристаллитной коррозии. Однако термическая обработка значительно удорожает стоимость изделия и трудно осуществима в случае крупногабаритных сварных изделий.

К металлургическим способам борьбы со склонностью сталей к межкристаллитной коррозии относятся: 1) снижение содержания углерода; 2) введение стабилизирующих элементов, имеющих большее сродство с углеродом, чем хром (титана, ниобия, тантала, циркония, ванадия, вольфрама); 3) обеспечение аустенитно-ферритной структуры.

Снижение содержания углерода в аустенитной стали позволяет

увеличить время, в течение которого она может находиться при крити-

Время, с Рис. 1.20. Области, характеризующие склонность хромоникелевых сталей типа 18-8 к межкристаллитной коррозии [80» 82].Время, с Рис. 1.20. Области, характеризующие склонность хромоникелевых сталей типа 18-8 к межкристаллитной коррозии [80» 82].J。J-UJDdBU2-J。J-UJDdBU2-ческих температурах до появления склонности к межкристаллитной коррозии.

Время, с Рис. 1.20. Области, характеризующие склонность хромоникелевых сталей типа 18-8 к межкристаллитной коррозии [80» 82].

Время, с Рис. 1.20. Области, характеризующие склонность хромоникелевых сталей типа 18-8 к межкристаллитной коррозии [80» 82].

J。J-UJDdBU2-

J。J-UJDdBU2-

В работе [88] приводятся результаты исследований склонности к межкристаллитной коррозии 91 промышленной плавки сталей, содержащих 9——11% никеля, в зависимости от содержания хрома и углерода. Стали исследовались после закалки от 1050° С на воздухе с последующим отпуском при температуре 650° С в течение 1 ч. На рис. 1.19 проиллюстрировано изменение стойкости стали ти

па 18-8 против межкристаллитной коррозии. Оказалось, что при содержании хрома 〜18% и углерода《0,02% вероятность стойкости против м ежкрис та л л итно й коррозии достигает 99,8%- При увеличении содержания хрома можно допустить до 0,04% С. Максимально допустимое содержание углерода зависит от содержания хрома и может быть найдено по эмпирической формуле

Cr—80С> 16,8.

Важно знать выдержку в области критических температур, после которой сталь становится склонной к межкристаллитной коррозии. На рис. 1.20 представлены области, х ар актер изу ющи е склонность сталей типа 18-8 к межкристаллитной коррозии при различных содержаниях в них углерода. С уменьшением содержания углерода заметно возрастает время нагрева и снижается температура, при которых появляется склонность стали к межкристаллитной коррозии.

При кратковременном воздействии критических температур межкристаллитная коррозия может не проявляться даже в сварных соединениях, содержащих 0,07—0,08% С. Практика показывает, что лучше иметь несколько меньшее содержание углерода « 0,05%). Для особо ответственных изделий следует применять стали, содержащие《0,03% С, тем более, что за последние годы в Советском Союзе достаточно успешно налаживается промышленный выпуск сталей со сверхнизким (0,03 и даже 0,02%) содержанием углерода.

Молибден, ванадий, кремний, будучи введены в сталь, повышают эффективное содержание хрома и способствуют уменьшению склонности 56

металла к межкристаллитной коррозии. Молибден й, особенно, вана- дий частично связывают углерод в карбиды, уменьшая тем самым вы деление карбидов хрома из твердого раствора. Кроме того, молибден, ванадий и кремний, растворенные в аустените, увеличивают скорость диффузии хрома в твердом растворе, способствуя выравниванию его содержания по телу зерна при выделении карбидов хрома в интервале критических температур. На рис. 1.21 приведен график, иллюстрирующий благоприятное влияние молибдена на повышение стойкости стали против межкристаллитной коррозии.

Снижение содержания углерода в ферритных сталях менее эффективно, чем в аустенитных. Ферритная сталь может быть склонна к меж-

время, сРис. 1.21. График, иллюстрирующий влияние молибдена на повышение стойкости стали против межкристаллитной коррозии (выдержка в течение 700 ч в кипящем растворе серн。访 кислоты и медного купороса): / — 18% Сг； 15% №; 0,027% N; 0,026% С; 2 — 17,8% Сг; 14,4% N1; 0,024% N; 0,030% С; 2,0% Мо [43].время, сРис. 1.21. График, иллюстрирующий влияние молибдена на повышение стойкости стали против межкристаллитной коррозии (выдержка в течение 700 ч в кипящем растворе серн。访 кислоты и медного купороса): / — 18% Сг； 15% №; 0,027% N; 0,026% С; 2 — 17,8% Сг; 14,4% N1; 0,024% N; 0,030% С; 2,0% Мо [43].кристаллитной коррозии даже при содержании углерода, равном 0,01 %. Восприимчивость к коррозии ферритной стали, содержащей 25% хрома, исчезает, если содержание в ней углерода в процессе вакуумной выплавки снизить до 0,002% [94], что в настоящее время практически весьма сложно.

время, с

Рис. 1.21. График, иллюстрирующий влияние молибдена на повышение стойкости стали против межкристаллитной коррозии (выдержка в течение 700 ч в кипящем растворе серн。访 кислоты и медного купороса): / — 18% Сг； 15% №; 0,027% N; 0,026% С; 2 — 17,8% Сг; 14,4% N1; 0,024% N; 0,030% С; 2,0% Мо [43].

время, с

Рис. 1.21. График, иллюстрирующий влияние молибдена на повышение стойкости стали против межкристаллитной коррозии (выдержка в течение 700 ч в кипящем растворе серн。访 кислоты и медного купороса): / — 18% Сг； 15% №; 0,027% N; 0,026% С; 2 — 17,8% Сг; 14,4% N1; 0,024% N; 0,030% С; 2,0% Мо [43].

Введение стабилизирующих элементов, имеющих большее сродство к углероду, чем хром, является самым эф* фективным способом устранения склонности сталей к меж-

кристаллитной коррозии. На- .

иболее устойчивые карбиды образуют Ti, Nb, Та, поэтому им ^отдается предпочтение перед другими элементами. Связывая избыточный углерод в прочные карбиды, эти элементы исключают возможность выделения карбидов хрома и препятствуют обеднению пограничных слоев зерен хромом при нагреве в интервале критических температур.

Скорость диффузии в процессе образования карбидов зависит от концентрации элементов, температуры и времени. Если воздействие на сталь критических температур кратковременно (как это имеет место при сварке), то соотношение между содержанием углерода и титана может быть выражено формулой

Ti》5 (С —0,02).

При длительном воздействии критических температур содержание титана должно быть несколько выше:

Ti》7(С —0,02).

Получаемое из этих формул количество титана, необходимое для полной стабилизации, несколько выше получаемого по формуле карбида титана TiC (Ti/C-4). Это объясняется тем, что некоторое количество титана остается в твердом растворе, а часть расходуется на связывание азота, который всегда находится в стали, как сопутствующая при* месь. Рис. 1.22 иллюстрирует взаимосвязь между содержанием углерода и титана в аустенитной стали и склонностью ее к межкристаллитной коррозии.

в нейв нейЕсли сталь, легированная ниобием, подвергается длительному нагреву при температурах 450—800° С, рекомендуется, чтобы содержание "лЛ ниобия в 10—12 раз превышало содержание углерода (Nb/C# q 8 для соединения NbC). При крат

в ней

в ней

Рис. 1.22. График, иллюстрирующий влияние углерода и тита-Рис. 1.22. График, иллюстрирующий влияние углерода и тита-на на склонность хромоникелевых сталей к межкристаллитной коррозии после выдержки при 650° G в течение 16 ч.на на склонность хромоникелевых сталей к межкристаллитной коррозии после выдержки при 650° G в течение 16 ч.ковременном воздействии критических температур (например, при сварке) содержание ниобия, необходимое для стабилизации углерода, может быть определено по формуле [87]

Рис. 1.22. График, иллюстрирующий влияние углерода и тита-

Рис. 1.22. График, иллюстрирующий влияние углерода и тита-

на на склонность хромоникелевых сталей к межкристаллитной коррозии после выдержки при 650° G в течение 16 ч.

на на склонность хромоникелевых сталей к межкристаллитной коррозии после выдержки при 650° G в течение 16 ч.

Nb и 0,093 + 7,7 (С — 0,013) ++ 6,6 (N —0,022).

Легирование титаном и ниобием ферритных сталей способствует предотвращению их склонности к межкристаллитной коррозии. При этом содержание титана рекомендуется [12, 38] определять из соотношения

Ti > 8С.

Влияние добавок титана и ниобия на склонность 17% -ной хромистой стали к межкристаллитной коррозии хорошо видно из табл. 1.22. Рис. 1.23 иллюстрирует влияние титана на коррозионную стойкость стали, содержащей 25% хрома.

Весьма эффективно введение в хромистую сталь молибдена. Так, у стали 08Х17М2Т при Ti/C-3,3 межкристаллитная коррозия после сварочного нагрева не наблюдалась, тогда как у стали 08Х17Т с таким же отношением Ti/C она была значитель-т кг

на [38].Т а 6 л н ц а 1.22

Обеспечение аустенитно*феррит- ной структуры металла позволяет зна- чительно уменьшить его склонность к межкристаллитной коррозии. Изменяя содержание хрома и никеля в стали9 можно регулировать количество ферритной фазы. Так, увеличив содержание хрома в стали, содержащей 18% Сг* 8% Ni,0J% С до 20%, получим двухфазную структуру. В сварочной технике необходимое количество ферритной фазы (3——8%) в аустенитном шве обеспечивается дополнительным легированием сварных швов хромом, кремнием, а иногда молибденом и ванадием.

Влияние титана и ниобия на склонность 17%-ной хромистой стали к межкристаллитной коррозии [98]Влияние титана и ниобия на склонность 17%-ной хромистой стали к межкристаллитной коррозии [98]Содержание, %Склонность к межкристаллитной коррозииСTiNb0,040,2Есть0,070,44—0,050,44—0,060,88—Нет0,03—0,6Есть0,04—.1,33Нет0,05—0,71»Содержание, %Склонность к межкристаллитной коррозииСTiNb0,040,2Есть0,070,44—0,050,44—0,060,88—Нет0,03—0,6Есть0,04—.1,33Нет0,05—0,71»Роль ферритной фазы в предотвращении склонности металла к межкристаллитной коррозии заключается в следующем: а) в присутствии

Влияние титана и ниобия на склонность 17%-ной хромистой стали к межкристаллитной коррозии [98]

Влияние титана и ниобия на склонность 17%-ной хромистой стали к межкристаллитной коррозии [98]

Содержание, %

Склонность к межкристаллитной коррозии

С

Ti

Nb

0,04

0,2

Есть

0,07

0,44

—

0,05

0,44

—

0,06

0,88

—

Нет

0,03

—

0,6

Есть

0,04

—.

1,33

Нет

0,05

—

0,71

»

Содержание, %

Склонность к межкристаллитной коррозии

С

Ti

Nb

0,04

0,2

Есть

0,07

0,44

—

0,05

0,44

—

0,06

0,88

—

Нет

0,03

—

0,6

Есть

0,04

—.

1,33

Нет

0,05

—

0,71

»

феррита общая протяженность границ зерен увеличивается, а количество выделяющегося в виде карбидов с единицы площади поверхности зерен углерода уменьшается. Благодаря этому уменьшается и степень обеднения хромом пограничных слоев зерен; б) в двухфазном металле карбиды выделяются по границам ферритных зерен. Содержание хрома в феррите выше, чем в находящемся с ним в равновесии аустените. Поэтому обеднение границ ферритных зерен хромом не нарушает пассивного состояния стали; в) ферритные зерна, расположенные между аусте-

н итн ьш и, препя тствуют воз - действию агрессивной среды на последние и предотвращают развитие коррозии в глубь металла.

.При выборе сварочных материалов, обеспечивающих аустенитно-ферритную структуру шва, следует учитывать условия эксплуатации сварного изделия. Так, коррозионная стойкость металла шва в окислительных средах повышенной агрессивности ухудшается, если в нем содержится более чем по 0,8% ванадия и кремния [31]. В этом случае гораздо целесообразнее варьировать си- держание в шве хрома и никеля.

Такой способ борьбы

Рис. 1.23. Влияние температуры и продолжительности нагрева на склонность 25%- ных хромистых сталей к межкристаллитной коррозии [5]. Состав сталей, %: / — 0,12 С; 25,67 Сг; 1,08 Ti; 0,02 N;Ti7,9 К 工 к； 2 — 0,08 С; 25,97 Сг; 0,66 Т1;Рис. 1.23. Влияние температуры и продолжительности нагрева на склонность 25%- ных хромистых сталей к межкристаллитной коррозии [5]. Состав сталей, %: / — 0,12 С; 25,67 Сг; 1,08 Ti; 0,02 N;Ti7,9 К 工 к； 2 — 0,08 С; 25,97 Сг; 0,66 Т1;Ti0,02 N; 6,9 7 丄，л； 3-0,11 С; 25,36 Сг;0,56 Ti; 0,03 N; 4,1 к4^.С + %NTi0,02 N; 6,9 7 丄，л； 3-0,11 С; 25,36 Сг;0,56 Ti; 0,03 N; 4,1 к4^.С + %Nco склонностью металла к

Рис. 1.23. Влияние температуры и продолжительности нагрева на склонность 25%- ных хромистых сталей к межкристаллитной коррозии [5]. Состав сталей, %: / — 0,12 С; 25,67 Сг; 1,08 Ti; 0,02 N;

Ti

7,9 К 工 к； 2 — 0,08 С; 25,97 Сг; 0,66 Т1;

Рис. 1.23. Влияние температуры и продолжительности нагрева на склонность 25%- ных хромистых сталей к межкристаллитной коррозии [5]. Состав сталей, %: / — 0,12 С; 25,67 Сг; 1,08 Ti; 0,02 N;

Ti

7,9 К 工 к； 2 — 0,08 С; 25,97 Сг; 0,66 Т1;

Ti

0,02 N; 6,9 7 丄，л； 3-0,11 С; 25,36 Сг;

0,56 Ti; 0,03 N; 4,1 к4^.

С + %N

Ti

0,02 N; 6,9 7 丄，л； 3-0,11 С; 25,36 Сг;

0,56 Ti; 0,03 N; 4,1 к4^.

С + %N

межкристаллитной коррозии

Рис. 1.24.Ножевая коррозия сварного соединенн兄 стали 12X18Ш0Т после испытания в 56 %-ной HNO, (внешний вид образца).Рис. 1.24.Ножевая коррозия сварного соединенн兄 стали 12X18Ш0Т после испытания в 56 %-ной HNO, (внешний вид образца).непригоден, если изделие работает в условиях воздействия сред, вызывающих избирательную коррозию преимущественным растворе-

Рис. 1.24.Ножевая коррозия сварного соединенн兄 стали 12X18Ш0Т после испытания в 56 %-ной HNO, (внешний вид образца).

Рис. 1.24.Ножевая коррозия сварного соединенн兄 стали 12X18Ш0Т после испытания в 56 %-ной HNO, (внешний вид образца).

нием феррита. Так, например, в сварных шаах изделий, изготовленных из сталей 06Х23Н28МЗДЗТ, 08Х17Н16МЗТ и им подобных, используемых для производства крепкой серной кислоты, карбомида, мочевины и т. п., ферритная фаза не допускается из-за преимущественного растворения ее в этих средах [45, 67].

Ножевая коррозия сварных соединений ——коррозионное разрушение аустенитных сталей, стабилизированных титаном (реже ниобием), происходящее на узком участке (до 1 — 1,5 мм), непосредственно прилегающем к сварному шву (рис. 1.24). Ножевая коррозия носит межкристаллитный характер (рис. 1.25). При нагреве стабилизированных сталей д。температуры 1250—1300° С и выше карбиды диссоциируют. Титан (ниобий) и углерод переходят в твердый раствор аустенита. При этом

Рис. 1.25. Микроструктура сварного соединения, пораженного ножевой коррозией, в месте коррозионного разрушения.

углерод сегрегирует преимущественно по границам зерен. Последнее подтверждается данными работ [59, 91], в которых показано, что в результате выдержки образцов, насыщенных радиоактивными изотопами С14 при температурах 1200—1360° С, в пограничных участках зерен образуются значительные скопления углерода.

При последующем нагревании до температуры 600——700° С происходит образование карбидов, содержащих значительное количество хро- ма. Содержание его в пограничных областях зерен резко снижается, и сталь становится восприимчивой к межкристаллитной коррозии на локальном участке. В [85] высказано предположение, что гетероген- ность структуры околошовной зоны вызывает неравномерность электрохимических свойств металла. Границы зерен, где межатомные связи ослаблены за счет сегрегации растворенных элементов, имеют потенциал, ^отличный от потенциала тела зерна, и служат анодом. Выпадение густой цепочки карбидов на границах зерен вызывает резкое увеличение плотности коррозионного тока в этих анодных участках, в результате чего они быстро разрушаются. На усиление коррозии пограничных слоев зерен оказывают влияние также напряжения, возникающие в решетке твердого раствора при выделении избыточной фазы [38, 82].

Для предотвращения ножевой коррозии содержание титана (ниобия) в стали при данном содержании углерода должно быть значительно выше, чем для предотвращения межкристаллитной коррозии.

В последнее время все чаще применяют стали, содержащие 0,02— 0,03% С. Так, сварные соединения, выполненные из стали 03Х18Н11 (6,02% С), не склонны к ножевой коррозии при испытании в 50——65%- ной азотной кислоте [40]. Представляет интерес тот факт, что в сварных

Рис. 1.26. Структурная коррозия стали 0Х21НЗТ после испытания в 50%-ной HNO# при температуре кипения.

соединениях азотсодержащей стали 08Х17Н5Г9АБ ножевая коррозия не обнаруживается [29], хотя эта сталь более склонна к межкристаллитной коррозии, чем сталь 12Х18Н10Т.

Структурная коррозия наблюдается в сварных соединениях двухфазных нержавеющих сталей (рис. 1.26). Коррозионному разрушению подвержена преимущественно аустенитная фаза, расположенная в виде тонких прослоек между крупными зернами феррита.

С современной точки зрения [1, 10, 69] структурную коррозию ферритно-аустенитных сталей можно объяснить разностью электродных потенциалов феррита и аустенита и разделением в связи с этим поверхности металла на анодные и катодные участки. Если площадь анодов (фазовой составляющей с более отрицательным потенциалом в данном электролите) невелика по сравнению с площадью катодов (фазовой составляющей с более положительным потенциалом) и анодная составляющая равномерно распределена в катодной, то с самого начала коррозии анодные участки могут подвергнуться интенсивному разрушению. Так, во время работы двухэлектродного гальванического элемента феррит—• аустенит (15Х25Т ~• 12Х18Н10Т) в 56%-ном растворе HNO3 [33] коррозионные потери обоих электродов весьма близки при соотношении площадей 1/1. Близки и потенциалы электродов (1,025 В ——

аустенитного, 1,075 В—ферритного). Уменьшение площади аустенит

ного электрода приводит к резкому увеличению плотности тока на нем и коооозионных потерь (рис. 1.27).

При охлаждении после сварки стали с повышенным содержанием углерода возможно выделение карбидной фазы. Это приводит к дополнительному обеднению аустенитной фазы хромом. Аустенитные прослойки стано вятся еще более эффективны-

№dysWQ 広 qEOOKUJOUU№dysWQ 広 qEOOKUJOUUми анодами.ми анодами.7575Выделившиеся карбиды увеличивают эффективную площадь катода. Омическое сопротивление системы и поляризация катода уменьшаются, коррозионный ток и растворение анода возрастают [1]. Оба эти фактора способствуют структурной коррозии околошовной зоны.

№dysWQ 広 qEOOKUJOUU

№dysWQ 広 qEOOKUJOUU

ми анодами.

ми анодами.

75

75

Фазовые превращения, протека-

AMW/Q CWSQH 若書nnQddoy!AMW/Q CWSQH 若書nnQddoy!00Рис. 1.27. Зависимость плотности тока (а) и коррозионных потерь (б)Рис. 1.27. Зависимость плотности тока (а) и коррозионных потерь (б)ст отношения ферритного и аустенитного электродов, работающих в макропаре в 56%-ной кипящей HNO3.ст отношения ферритного и аустенитного электродов, работающих в макропаре в 56%-ной кипящей HNO3.ющие в зоне термического влияния, обусловливают возникновение в сварном соединении, подверженном воздействию агрессивной среды, макропары: основной металл — зона термического влияния [38]. Зона термического влияния играет роль анода, эффективность которого возрастает с увеличением агрессивности среды.

AMW/Q CWSQH 若書nnQddoy!

AMW/Q CWSQH 若書nnQddoy!

0

0

Рис. 1.27. Зависимость плотности тока (а) и коррозионных потерь (б)

Рис. 1.27. Зависимость плотности тока (а) и коррозионных потерь (б)

ст отношения ферритного и аустенитного электродов, работающих в макропаре в 56%-ной кипящей HNO3.

ст отношения ферритного и аустенитного электродов, работающих в макропаре в 56%-ной кипящей HNO3.

С целью предотвращения структурной коррозии весьма эффективно использование ниобия и азота [37]. Хромоникелевая сталь типа 21-5 и хромоникельмолибденовая сталь типа 21-6-2, легированные азотом и ниобием или только азотом, не подвержены структурной коррозии после воздействия сварочного нагрева при испытании в 65%-ной HNO3 (для стали 21-5) и 10%-ной H2SO4 (для стали 21-6-2). Структурная коррозия отсутствует также в сварных соединениях стали типа 21-5, дополнительно легированной титаном, в том случае, если Ti/C > 6 (ка

пример, при испытании в 30%-ной HNO3 при кипении, в 50%-ной HNO3

при температуре до 80° С и в 55%-ной HNO3 при температуре 50° С [37]). Ферритно-аустенитные сварные швы, содержащие до 20% аустенитной фазы, также подвержены структурной коррозии.

Увеличение содержания в металле шва элементов-аустенитизато- ров (например, никеля, азота), а соответственно повышение содержания аустенитной фазы приводит к устранению структурной коррозии, вследствие чего повышается общая коррозионная стойкость металла шва (рис. 1.28).

Точечная коррозия может развиваться как в сварном соединении, так и в основном металле, не подвергнувшемся термическому воздей-

ствию сварочного цикла. Она обусловлена возникновением гальванической пары между пассивированной поверхностью металла и отд- ль

ннмн его участками, которые по какой-либо причине не были пассиви; о- ванн. Сульфидные и ферритные включения, участки, обедненные хро

мом в аустенитном металле, значительно повышают его склонность к точечной коррозии.

Точечная коррозия высоколегированных сталей и их сварных соединений наблюдается наиболее часто в растворах хлоридов. Чем меньше скорость движения жидкости, тем интенсивнее процесс точечной коррозии. Хром, молибден, кремний, ванадий, никель, азот повышают стойкость металла против этого вида коррозии, а марганец, титан, ниобий — несколько снижают ее [47, 69].

В табл. 1.23 приведены потенциалы пробоя сталей в 3%-ном растворе NaCl (чем выше потенциал пробоя, тем менее склонен металл к точечной коррозии). Проведенные параллельно испытания этих же сталей в хлорном железе показали, что на

85% 57 46 J6 27/6 J5Количество а-(разы, %85% 57 46 J6 27/6 J5Количество а-(разы, %Рис. 1.28. Влияние никеля (количества a-фазы) на коррозионную стойкость сварных швов, содержащих ~21% Сг, в азотной кислоте концентрации: / —— 65%; 2 — 56%; 3 — 50% [36],Рис. 1.28. Влияние никеля (количества a-фазы) на коррозионную стойкость сварных швов, содержащих ~21% Сг, в азотной кислоте концентрации: / —— 65%; 2 — 56%; 3 — 50% [36],стали 10Х14Г14НЗТ точеч

85% 57 46 J6 27/6 J5

Количество а-(разы, %

85% 57 46 J6 27/6 J5

Количество а-(разы, %

Рис. 1.28. Влияние никеля (количества a-фазы) на коррозионную стойкость сварных швов, содержащих ~21% Сг, в азотной кислоте концентрации: / —— 65%; 2 — 56%; 3 — 50% [36],

Рис. 1.28. Влияние никеля (количества a-фазы) на коррозионную стойкость сварных швов, содержащих ~21% Сг, в азотной кислоте концентрации: / —— 65%; 2 — 56%; 3 — 50% [36],

ная коррозия появляется через 6 суток, на стали 15Х17АГ14 — через 23 суток, на стали 08X21НЗТ — через 34 суток испытания. На сталях 08Х22Н6Т и 08X21Н6М2Т следов точечной коррозии не было выявлено.

Таблица 1.23

Потенциалы пробоя сталей в 3%'ном растворе NaCl [47]・

Марка стали

%, в

Марка стали

/,В

08X21Н6М2Т

0,563

15Х17АГ14

0,193

08Х22Н6Т

0,428

10Х14Г14НЗТ

0,083

08Х21НЗТ

0,298

12Х18Н10Т

0,360

Интенсивность точечной коррозии зависит от качества обработки поверхности металла. Так, коррозия металла с полированной поверхностью меньше, чем с шероховатой; чистые поверхности противостоят этому виду коррозии лучше, чем загрязненные.

Для предотвращения точечной коррозии следует основной металл и сварной шов дополнительно легировать элементами, повышаюишми

потенциал пробоя (особенно молибденом), и стремиться к максимальной чистоте рабочей поверхности.

Влияние некоторых элементов на коррозионную стойкость сталей и сварных соединений. Коррозионная стойкость стали зависит от характера ее легирования. При выборе степени легирования стали и металла шва всегда следует учитывать условия работы изделия.

При легировании сталей и швов элементами, более благородными в данной среде, чем железо, являющееся основой сталей, наблюдается

О〃4О〃4мого элементов,】 ном 九/8, где п = п/8 моля).мого элементов,】 ном 九/8, где п = п/8 моля).Сталь 10ХСНД (0,89 %Сг)Сталь 10ХСНД (0,89 %Сг)0,11%Сгвметалле шва0,11%Сгвметалле шваскачкообразное повышение их коррозионной стойкости. Это повышение стойкости заметно при соотношении числа атомов легирующего и легируе-

О

〃4

О

〃4

мого элементов,】 ном 九/8, где п = п/8 моля).

мого элементов,】 ном 九/8, где п = п/8 моля).

Сталь 10ХСНД (0,89 %Сг)

Сталь 10ХСНД (0,89 %Сг)

0,11%Сгвметалле шва

0,11%Сгвметалле шва

Ns^^8SS KnH-QHMnHodu DH-h'」Ns^^8SS KnH-QHMnHodu DH-h'」0424404244〃45 % Сг 0 металле шва〃45 % Сг 0 металле шваО 02 44О 02 442Ж—绫2Ж—绫0420А0420А0,58 %Сг в металле шва0,58 %Сг в металле шва〃66а/оСг вметалпешва〃66а/оСг вметалпешвакоррозионнойкоррозионнойПроцесс появленияПроцесс появлениякратном 8, т. е. рав- :1, 2, 3, 4, 6 (правило

Ns^^8SS KnH-QHMnHodu DH-h'」

Ns^^8SS KnH-QHMnHodu DH-h'」

0

42

44

0

42

44

〃45 % Сг 0 металле шва

〃45 % Сг 0 металле шва

О 02 44

О 02 44

2Ж

—绫

2Ж

—绫

0

42

0А

0

42

0А

0,58 %Сг в металле шва

0,58 %Сг в металле шва

〃66а/оСг вметалпешва

〃66а/оСг вметалпешва

коррозионной

коррозионной

Процесс появления

Процесс появления

повышает сталей иповышает сталей иустойчивости металла в данной среде объясняется следующим. При контакте стали с реагентом легко растворимые атомы быстро переходят в раствор, а обнажившиеся атомы легко пассивирующего металла, взаимодействуя с реагентом, образуют защитные пленки, препятствующие дальнейшему растворению металла.

повышает сталей и

повышает сталей и

особенно в окисли-особенно в окисли-Хром значительно коррозионную стойкость сварных швов,

особенно в окисли-

особенно в окисли-

0420420,87 % % 少металле шва0,87 % % 少металле шваРис. 1.29. Влияние содержания хрома в металле шва на коррозионную стойкость сварных соединений из стали 10ХСНД в морской воде при температуре 50° С за 1000 ч (шов заштрихован).Рис. 1.29. Влияние содержания хрома в металле шва на коррозионную стойкость сварных соединений из стали 10ХСНД в морской воде при температуре 50° С за 1000 ч (шов заштрихован).тельных средах. Незначительные добавки хрома в сварные швы, выполненные на стали 10ХСНД, применяемой в судостроении, резко повышают их коррозионную стойкость в морской воде (рис. 1.29).

0

42

0

42

0,87 % % 少металле шва

0,87 % % 少металле шва

Рис. 1.29. Влияние содержания хрома в металле шва на коррозионную стойкость сварных соединений из стали 10ХСНД в морской воде при температуре 50° С за 1000 ч (шов заштрихован).

Рис. 1.29. Влияние содержания хрома в металле шва на коррозионную стойкость сварных соединений из стали 10ХСНД в морской воде при температуре 50° С за 1000 ч (шов заштрихован).

ат-ат-Хром хорошо подчиняется правилу п/8 моля. Резкий скачок *коррозион- ной стойкости наблюдается при содержании хрома, равном 12,5 и 25%. Стали, легированные хромом, хо-

ат-

ат-

рошо сопротивляются коррозии в люсферных условиях, в окислительных средах (рис. 1.30), отличаются хорошей окалиностойкостью. Все сплавы железо ——хром нестойки в соляной, фосфорной и плавиковой кислотах, в галоидных кислотах (особенно хлоридах), в растворах серной и органических кислот.

Никель, расширяя у-область, обеспечивает возможность получения сталей с необходимыми технологическими свойствами. Как и хром, никель подчиняется правилу 九/8 моля. При концентрации 2/8 моля железоникелевые сплавы приобретают достаточно высокую коррозионную стойкость в разбавленной серной кислоте. Его влияние на коррозионную стойкость металла, работающего в серной или фосфорной кислоте, представлено графически на рис. 1.31. С повышением содержания хрома скорость коррозии металла в соляной и серной кислотах

повышается, с увеличением содержания в металле никеля — уменьшается (рис. 1.32).

Марганец вводят в высоколегированные стали с целью замены некоторого количества никеля. В сварных швах марганец способствует предотвращению горячих трещин. Он несколько понижает коррозионную стойкость хромистых и хромоникелевых сталей в окислительных

Ю 15 20 25 J0 Содержание О; %Рис. 1.30. Влияние хрома на коррозионную стойкость железохромистых сплавов в 50 и 65%-ной азотной кислоте [18].Ю 15 20 25 J0 Содержание О; %Рис. 1.30. Влияние хрома на коррозионную стойкость железохромистых сплавов в 50 и 65%-ной азотной кислоте [18].20 40 60 80 ЮО20 40 60 80 ЮОСодержание никеле % Рис. 1.31. Влияние никеля на коррозионную стойкость железоникелевых сплавов в 5%-ной серной кислоте при температуре 50—— 60℃ [18].Содержание никеле % Рис. 1.31. Влияние никеля на коррозионную стойкость железоникелевых сплавов в 5%-ной серной кислоте при температуре 50—— 60℃ [18].7Л57Л58 s 4 2?-2 с 8^ 8ПНЗ 且H3z68 s 4 2?-2 с 8^ 8ПНЗ 且H3z6и восстановительных средах. Однако, если содержание марганца в ме- талле составляет 2—8%, его влияние на коррозионную стойкость незначительно.

Ю 15 20 25 J0 Содержание О; %

Рис. 1.30. Влияние хрома на коррозионную стойкость железохромистых сплавов в 50 и 65%-ной азотной кислоте [18].

Ю 15 20 25 J0 Содержание О; %

Рис. 1.30. Влияние хрома на коррозионную стойкость железохромистых сплавов в 50 и 65%-ной азотной кислоте [18].

20 40 60 80 ЮО

20 40 60 80 ЮО

Содержание никеле % Рис. 1.31. Влияние никеля на коррозионную стойкость железоникелевых сплавов в 5%-ной серной кислоте при температуре 50—— 60℃ [18].

Содержание никеле % Рис. 1.31. Влияние никеля на коррозионную стойкость железоникелевых сплавов в 5%-ной серной кислоте при температуре 50—— 60℃ [18].

7Л5

7Л5

8 s 4 2

?-2 с 8^ 8ПНЗ 且H3z6

8 s 4 2

?-2 с 8^ 8ПНЗ 且H3z6

На рис. 1.33 графически проиллюстрировано влияние марганца на коррозионную стойкость сварных“―

швов в азотной кислоте. Корро-швов в азотной кислоте. Корро-Рис. 1.32. Влияние никеля и хрома на коррозионную стойкость сталей в 5%- ной серной кислоте при температупе 20° С [104].Рис. 1.32. Влияние никеля и хрома на коррозионную стойкость сталей в 5%- ной серной кислоте при температупе 20° С [104].Содержание М〃 6 “6仇 % Рис. 1.33. Влияние марганца на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 18-5 в азотной кислоте при концентрациях: / — 56 %; 2 — 40%； 3 — 36% 132].、Содержание М〃 6 “6仇 % Рис. 1.33. Влияние марганца на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 18-5 в азотной кислоте при концентрациях: / — 56 %; 2 — 40%； 3 — 36% 132].、знойные потери увеличиваются с ростом содержания марганца и активности реагента. Коррозионная

швов в азотной кислоте. Корро-

швов в азотной кислоте. Корро-

Рис. 1.32. Влияние никеля и хрома на коррозионную стойкость сталей в 5%- ной серной кислоте при температупе 20° С [104].

Рис. 1.32. Влияние никеля и хрома на коррозионную стойкость сталей в 5%- ной серной кислоте при температупе 20° С [104].

Содержание М〃 6 “6仇 % Рис. 1.33. Влияние марганца на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 18-5 в азотной кислоте при концентрациях: / — 56 %; 2 — 40%； 3 — 36% 132].、

Содержание М〃 6 “6仇 % Рис. 1.33. Влияние марганца на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 18-5 в азотной кислоте при концентрациях: / — 56 %; 2 — 40%； 3 — 36% 132].、

стойкость шеов с таким содержанием марганца падает за счет перехода ионов марганца в раствор [32].

Хромоникельмарганцевые стали, содержащие 17% хрома, отличаются высокой коррозионной стойкостью в горячих и холодных слабых растворах азотной, фосфорной, карболовой, молочной и сернистой кислот, в различных соках и других средах [78]. Хромомарганцевые стали по коррозионной стойкости превосходят хромоникелевые в условиях воздействия сернистого газа при температурах до 900° С.

Сварные соединения стали 08Х17Н5Г9АБ обладают высокой коррозионной стойкостью в окислительных средах, не уступая стойкости соединений стали 12Х18Н10Т [29] (а в

Рис. 1.35. Влияние кремния на общую коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20-20 в кипящих растворах 32%-ной HNOa (а) и 65%-ной HNO3 с добавкой 1 г/л К2Сг2О7 (б) [41].Рис. 1.35. Влияние кремния на общую коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20-20 в кипящих растворах 32%-ной HNOa (а) и 65%-ной HNO3 с добавкой 1 г/л К2Сг2О7 (б) [41].крепкой азотной кислоте превосходя ее).крепкой азотной кислоте превосходя ее).Рис. 1.34. Влияние молибдена на коррозионную стойкость хромоникелевых сталей в кипящей 65%-ной азотной кислоте после аустенитизации и в подкисленном растворе медного купороса после аустенитизации и провоцирующего нагрева [1101-Рис. 1.34. Влияние молибдена на коррозионную стойкость хромоникелевых сталей в кипящей 65%-ной азотной кислоте после аустенитизации и в подкисленном растворе медного купороса после аустенитизации и провоцирующего нагрева [1101-Повышение содержания марганца в ферритно-аустенитном шве вызывает снижение лишь общей его коррозионной стойкости; преимущественного растворения одной из фаз при этом не наблюдается [32].

Рис. 1.35. Влияние кремния на общую коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20-20 в кипящих растворах 32%-ной HNOa (а) и 65%-ной HNO3 с добавкой 1 г/л К2Сг2О7 (б) [41].

Рис. 1.35. Влияние кремния на общую коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20-20 в кипящих растворах 32%-ной HNOa (а) и 65%-ной HNO3 с добавкой 1 г/л К2Сг2О7 (б) [41].

крепкой азотной кислоте превосходя ее).

крепкой азотной кислоте превосходя ее).

Рис. 1.34. Влияние молибдена на коррозионную стойкость хромоникелевых сталей в кипящей 65%-ной азотной кислоте после аустенитизации и в подкисленном растворе медного купороса после аустенитизации и провоцирующего нагрева [1101-

Рис. 1.34. Влияние молибдена на коррозионную стойкость хромоникелевых сталей в кипящей 65%-ной азотной кислоте после аустенитизации и в подкисленном растворе медного купороса после аустенитизации и провоцирующего нагрева [1101-

Молибден значительно повышает коррозионную стойкость хромистых и хромоникелевых сталей в растворах восстановительных кислот (серной, соляной, фосфорной, уксусной, муравьиной, сернистой и др.). Так, стали 08Х21Н6М2Т, 10Х17Н13М2Т и 10X17H13M3T стойки в 10%-ной серной кислоте при температуре до 50° С и 20%-ной серной кислоте при температуре до 30° С. Однако в кипящей 65%-ной азотной кислоте (рис. 1.34) молибден понижает коррозионную стойкость стали.

Медь обладает высоким электродным потенциалом (см. табл. U9) и повышает коррозионную стойкость стали в восстановительных средах. Особенно эффективно одновременное легирование металла медью и молибденом. Аустенитная сталь 06Х23Н28МЗДЗТ вполне коррозионностойка в водных растворах 40%-ной серно員 кислоты при температурах до 70° С. Ее применяют в химическом машиностроении.

Кремний понижает коррозионную стойкость металла сварных швов, если изделие работает в пассивной области (рис. 1.3b, а). Если же

металл находится в области перепассивации, влияние кремния проявляется двояко: при увеличении его содержания до 0,8—1,2% коррозионная стойкость металла падает, а при дальнейшем повышении содержания кремния — возрастает (рис. 1.35, б). Это обусловлено зависи

Содержание V в 山施，％Содержание V в 山施，％Рис. 1.36. Влияние ванадия на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20- 5 [31].Рис. 1.36. Влияние ванадия на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20- 5 [31].мостью поверхностной энергии границ зерен металла от содержания кремния.

Содержание V в 山施，％

Содержание V в 山施，％

Рис. 1.36. Влияние ванадия на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20- 5 [31].

Рис. 1.36. Влияние ванадия на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов типа 20- 5 [31].

Учитывая крайне отрицатель- ное влияние кремния на стойкость

Рис. L37. Влияние титана () иниобия () на коррозионную стойкость сварных швов, содержащих ~ 17% Сг, 3 — 4% Ni и 7—13% Мп, в азотной кислоте различных концентраций: / — 56%; 2 一 40%; 3 — 30% [34].Рис. L37. Влияние титана () иниобия () на коррозионную стойкость сварных швов, содержащих ~ 17% Сг, 3 — 4% Ni и 7—13% Мп, в азотной кислоте различных концентраций: / — 56%; 2 一 40%; 3 — 30% [34].аустенитных сварных швов против образования горячих трещин и коррозионную стойкость металла, следует стремиться к минимальному его содержанию в металле шва.

Рис. L37. Влияние титана () и

ниобия () на коррозионную стой

кость сварных швов, содержащих ~ 17% Сг, 3 — 4% Ni и 7—13% Мп, в азотной кислоте различных концентраций: / — 56%; 2 一 40%; 3 — 30% [34].

Рис. L37. Влияние титана () и

ниобия () на коррозионную стой

кость сварных швов, содержащих ~ 17% Сг, 3 — 4% Ni и 7—13% Мп, в азотной кислоте различных концентраций: / — 56%; 2 一 40%; 3 — 30% [34].

Ванадий, введенный в сварной шов даже в небольшом количестве, снижает коррозионную стойкость шва в азотной кислоте любой концентрации. На рис. 1.36 представлены графики, характеризующие влияние ванадия на коррозионную стойкость хромоникелевых двухфазных швов типа 20-5 [31]. Аналогичное влияние ванадия на сопротивляемость коррозионному разрушению сварных соединений стали 10Х18Н9Т в кипящей 55%-ной HNO3 отмечается в работе [54].

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

Титан и ниобий предотвращают межкристаллитную кор・ розню высоколегированных сталей и сварных швов, несколько ухуд・ тая их общую коррозионную стойкость. Снижение коррозионной стой-

кости сварных швов меньше при легировании ниобием, чем титаном (рис. 1.37). Вводимые в количествах, необходимых для предотвращения межкристаллитной коррозии, эти элементы несущественно ухудшают общую коррозионную стойкость металла.

Углерод, вызывая склонность высоколегированных сталей к межкристаллитной коррозии, отрицательно влияет и на общую коррозионную стойкость. Так, увеличение содержания углерода в стали типа 18-8 от 0,08 до 0,12% вызывает увеличение скорости коррозии в 30%-ной HNOs примерно в 10 раз [92]. В связи с этим в последние годы стремятся максимально снизить содержание углерода как в сталях, так и в сварных швах.

Азот, вводимый в хромоникелевые и хромоникельмарганцевые стали и сварные швы, способствует предотвращению сосредоточенной

Рис. 1.38. Образцы сварных соединений сталей 03Х18Н11 (вверху) и 03Х18АН10 (внизу) после испытаний в кипящей 65%-ной HNOa.

коррозии сварных соединений в околошовной зоне, практически не влияя на их общую коррозионную стойкость.

Азот оказывает косвенное влияние на коррозионную стойкость сварных соединений аустенитных сталей, предотвращая наклеп металла в околошовной воне [40]. Так, при сварке стали 03Х18Н11, содержащей 0,02% углерода, обнаруживаете兄 более интенсивная коррозия в зоне, прилегающей к шву (рис. 1.38). Это вызвано тем, что в околошовной зоне возникают напряжения в металле и его наклеп. В средах повышенной агрессивности наклепанный металл околошовной зоны в паре с металлом, расположенным вдали от шва, является анодом и растворяется более интенсивно. При введении в сталь 0,26% азота повышаются ее прочностные характеристики — предел текучести возрастает от 25 до 41 кГ/мм . Благодаря этому предотвращается наклеп металла в околошовной зоне и степень ее коррозии становится равной степени коррозии свариваемого металла.

Коррозионная стойкость сталей устанавливается в соответствии с ГОСТом 5272—50 по десятибалльной шкале. Однако применительно к нержавеющим сталям во Франции и Швеции пользуются трехбалльной, а в ФРГ, США и СССР — пятибалльной шкалой (табл. 1.24).

" Пересчет весовых потерь (г/м2 • ч) на линейные (мм/год) производят по формуле

口 8,76 • Кп =у~'

где П •— линейные коррозионные потери, мм/год; 7 ——плотность металла, г/см3; К — потеря массы, г/м2 • ч.

В табл. 1.25 приведены данные о стойкости против коррозии наиболее распространенных сталей в некоторых агрессивных средах, а в табл. 1.26 и 1.27 — рекомендации по их применению. Коррозионные среды, вызывающие точечную коррозию, отмечены буквами «т. к.》 68

Таблица 1.24

Пятибалльная шкала коррозионной стойкости

Балл

Скорость коррозии, мм/год

Группа стойкости

1

<0,1

Весьма стойкие

2

0,1—1,0

Стойкие

3

1,1—3,0

Пониженностойкие

4

3,1—10

Малостойкие

5

>10

Нестойкие

Таблица 1.25

Коррозионная стойкость нержавеющих сталей в различных средах (по пятибалльной шкале)

Марка стали

среда

и

3

2

8

Азотная кислота;

концентрация, %:

10

20

1

I

]

1

]

■—

1

--

[43]

50

3

1

1

—

1

1

1

⑷

80

3

1

1

3

1

1

1

1

--

[9]

^КИП

3—4

2

1

—

1

1—2

1

1—2

1—2

【72,

112]

30

20

1

1

1

—

1

1

1

-«-

[4]

60

—

1

1

""

—

—

1

—

[4]

85

3

—

—

1

1

1

—

[70]

/кни

4

4

3

5

1

I-2

1

1—2

1—2

【72]

50

20

1

1

.—

1

1

[9]

50

1

1

-—

1

—

1

1

"I-

[4]

80

3

2

—

1

1

1

-»-

[4]

/кип

5

3

一

2

3

2

3

3

[72]

65

20

1

1

1

1

—

1

1

—

[18]

50

1

1

1

—

1

—

1

1

1

[7]

60

—

3

2

—

—

1

1

—

[71]

亨禱後縫prprig

РПН зРЕ^Н964 3 й Е Р6 52 Й 2 "

^是卷 5Hme 冷н ООО О沃8 05乐 Н з

w Йg н оа±a w丫

£口Sж，寻^• к

7 心

5

^g fSf §§§r§ 曽碧臂о

Температура, ° С

53|i3532|i52211353

08X13, 12X13

3

53|i2522|i52211|43

12

12Х17.08Х17Т, 14Х17Н2, 08Х17М2Т

J 11522|i52211232

15Х25Т, 15X28

II II1INNINN55|

10Х14Г14НЗТ

J2

И II1|i|2i5i||i1厶一

12Х21Н5Т, 08Х22Н6Т

08Х21Н6М2T

2

322113—121512—113i

12Х18Н10Т, 08Х18Н10Т

2i2 —■311115—21113i

10Х17Н13М2Т

10X17H13M3T

'2

[J2||ii51111—11

06Х23Н28МЗДЗТ

Литература

М

干 II 551Р。^2V НАН1Н=О^PJH 215尸习白

О а Рк9P 击乐求 ви к 7,1н

三 II^ Д乐？g丝Р еС^： h‘

f s ё f§^史曽 §s fg f s

Температура, ° C

2

13——14|31

08X13, 12X13

2

4223i1111412—

12X17, 08X17T, 14X17H2, 08X17M2T

3 11211111 121

15X25T, 15X28

10Х14Г14НЗТ

132—

12X21H5T, 08X22H6T

一 112I—2——1

08X21H6M2T

2

132—3111

12X18H10T, 08X18H10T

10X17H13M2T

10X17H13M3T

III II1-11丨 1 丨

06Х23Н28МЗДЗТ

42—01744277744PT

尸自产98二？°22±=二旧扫cow上A

Литература

寸寸CO寸寸寸co 寸OQZi寸Q0CO0OV8I寸寸寸 寸寸

l£tf£W8SH^X90

III 1|1 111 11 1 1 11 1丨丨丨11

co

C^Q CO COJ1J04 CM

04

101H81X80

•ioihsixsi

寸寸I e0I

15W9HISX80

1 1 11 1iiii III I 1 1 co I 1 1I 1 11 1

GJ

19X33X80 'leHISXSI

1 1 17INI1 11 1 1

8ZX9I 'ISSXSl

юg c m

Eg 11СЧ CO E 寸 CO CO 寸寸 gSLQ NCN 寸III| |

寸'—< Z

1SWZIX80 *5Ш1ХН

6 a寸

ggg—|amcovco 寸寸寸 ggioacog| | | ig

СЧ — co

£IXNl '£1X80

寸 ggI 1co 寸寸 g vgg ю gg g co co tog | | ag

3 . 'edAbedogj丄

О О §ОООООО ООО 000 § ОО §ОО £ о g

9ОНO4iZ 寸 9ОСЧ 寸 О7д00мСЧ9уGGJM сч±

5

8

I寸寸寸CO寸fgg寸寸COiZOOigi寸I寸

1—"—1111—Z 11 Z 寸 ZZ-

в

xeirewssHgsxgo

1SWCIHZIX0I

>—-» ，—< I—* »—*•—<，—< ^―< 1-^-< »—H w-M ^^ 1—1 1j 1Ч—М

I01H81X80 ^lOIHSIXSI

mcoco

15W9H15X80

19HS5X80 '丄SH13XZI

ILI1丨丨 in 1111gl

IGHtlJMXOl

1 111 1 11 1 11 11 II 1

85XSI *IS5X9l

zacogg|coggcogg | m | co

寸

UZIX80 21X^1

寸

a ggg—icoco m юm | gg co

£1X31 *£1X80

coggg—cog寸 gg 寸 gg g gg |

9 ° *ed&L?d3imn

0 0 § ssёoo0^0 0 § 0

G4yfMHMC4G4 工СЧд、》СЧ。 工 CM。 工

3

W М 三 5彥詣 房三 5 1^ 1 В

нн о к

-g- К s

ё

g g f g fs fggSSSg gs S.S f 8SSSo 3§

Температура, ° С

4153 53 5435555 55 44 543543||

iZ

08X13, 12X13

『3 52 42 4315555 55 44 532543||

12X1乙 08X17Т, 14Х17Н2, 08Х17М2Т

32 32 42 3215555 55 44 532542||

15Х25Т, 15X28

10Х14Г14НЗТ

12Х21Н5Т, 08Х22Н6Т

]1 II II III1丨丨丨5丨丨55丨4"1 II

—5 5 55 55 535||54|||

2

— 一一5444 43 4i 42154—||

2—

08Х2Ш6М2Т

I 1 31Зи5555 55 53 53201152

3———

12Х18Н10Т, 08Х18Н10Т

——5343 42 31 Зи541 32

10Х17Н13М2Т, 10X17H13M3T

-3 22

]111 11 1 143| 13— 1 — 3 — 153— 32

•1111 ill433

06Х23Н28МЗДЗТ

生卷空 重 三虫回三且w電叵w三叵邑居

Литература

СП

СредаСредаСерная кнс, лота- кон， иентраии?Серная кнс, лота- кон， иентраии?10 20 40 60 80859。10 20 40 60 80859。Пр&омкение табл.>25 Марка стали -Пр&омкение табл.>25 Марка стали -—53| ■— СП 1 53 555 55 5555 5555 55555 55408X13, 12X132—5 3] — СИ 1 53 555 55 5555 5555 55555 55〔12X17, 08X17T, 14X17H2, 08X17M2T1~* 5 3| — СП 1 4 2 555 55 5555 5555 55555 5| 215X25T, 15X281 NII UN 1 11 1 1111 сл| 1 сл 1 1 1 1 1 1 1 110Х14Г14НЗТ1||||||||55| СЛ 1||5|555455553 II —12X21H5T, 08X22H6T-3 31|2 31||з|55| СЛ 1|丨5|5532 5||313 — _24 408X21H6M2T3'—53| — СЛ I 42 554 54 5553 5553 55553 5| 212X18H10T, 08X18H10T33—— 4231 4| 32 55|51 54〔 i 5432 543 — 1 з| ^-44210X17H13M2T10X17H13M3T112321 tO 1 1 ^"* С*Э ЬО 1 •—* СП 1 I™*1 *—1 1—* 1— и— з *—• »—* ►—•1 ЬО »—' 1— ►—1 !»« ^^2 234&06Х23Н28МЗДЗТ量 22ww 岂里回回宣雷倉 ES 宣宣且Io 庖岂邑邑电遏區星倉立岂且Литература—53| ■— СП 1 53 555 55 5555 5555 55555 55408X13, 12X132—5 3] — СИ 1 53 555 55 5555 5555 55555 55〔12X17, 08X17T, 14X17H2, 08X17M2T1~* 5 3| — СП 1 4 2 555 55 5555 5555 55555 5| 215X25T, 15X281 NII UN 1 11 1 1111 сл| 1 сл 1 1 1 1 1 1 1 110Х14Г14НЗТ1||||||||55| СЛ 1||5|555455553 II —12X21H5T, 08X22H6T-3 31|2 31||з|55| СЛ 1|丨5|5532 5||313 — _24 408X21H6M2T3'—53| — СЛ I 42 554 54 5553 5553 55553 5| 212X18H10T, 08X18H10T33—— 4231 4| 32 55|51 54〔 i 5432 543 — 1 з| ^-44210X17H13M2T10X17H13M3T112321 tO 1 1 ^"* С*Э ЬО 1 •—* СП 1 I™*1 *—1 1—* 1— и— з *—• »—* ►—•1 ЬО »—' 1— ►—1 !»« ^^2 234&06Х23Н28МЗДЗТ量 22ww 岂里回回宣雷倉 ES 宣宣且Io 庖岂邑邑电遏區星倉立岂且Литература^ SSSS SSSg g^S S8 S^Sg ^^^M 守^於^号 SggТемпература, ° С^ SSSS SSSg g^S S8 S^Sg ^^^M 守^於^号 SggТемпература, ° С

Среда

Среда

Серная кнс, лота- кон， иентраии?

Серная кнс, лота- кон， иентраии?

10 20 40 60 80

85

9。

10 20 40 60 80

85

9。

Пр&омкение табл.>25 Марка стали -

Пр&омкение табл.>25 Марка стали -

—53| ■— СП 1 53 555 55 5555 5555 55555 554

08X13, 12X13

2

—5 3] — СИ 1 53 555 55 5555 5555 55555 55〔

12X17, 08X17T, 14X17H2, 08X17M2T

1~* 5 3| — СП 1 4 2 555 55 5555 5555 55555 5| 2

15X25T, 15X28

1 NII UN 1 11 1 1111 сл| 1 сл 1 1 1 1 1 1 1 1

10Х14Г14НЗТ

1||||||||55| СЛ 1||5|555455553 II —

12X21H5T, 08X22H6T

-3 3

1|2 31||з|55| СЛ 1|丨5|5532 5||313 — _

24 4

08X21H6M2T

3

'—53| — СЛ I 42 554 54 5553 5553 55553 5| 2

12X18H10T, 08X18H10T

33—

— 4231 4| 32 55|51 54〔 i 5432 543 — 1 з| ^-

442

10X17H13M2T

10X17H13M3T

11232

1 tO 1 1 ^"* С*Э ЬО 1 •—* СП 1 I™*1 *—1 1—* 1— и— з *—• »—* ►—•1 ЬО »—' 1— ►—1 !»« ^^

2 234&

06Х23Н28МЗДЗТ

量 22ww 岂里回回宣雷倉 ES 宣宣且Io 庖岂邑邑电遏區星倉立岂且

Литература

—53| ■— СП 1 53 555 55 5555 5555 55555 554

08X13, 12X13

2

—5 3] — СИ 1 53 555 55 5555 5555 55555 55〔

12X17, 08X17T, 14X17H2, 08X17M2T

1~* 5 3| — СП 1 4 2 555 55 5555 5555 55555 5| 2

15X25T, 15X28

1 NII UN 1 11 1 1111 сл| 1 сл 1 1 1 1 1 1 1 1

10Х14Г14НЗТ

1||||||||55| СЛ 1||5|555455553 II —

12X21H5T, 08X22H6T

-3 3

1|2 31||з|55| СЛ 1|丨5|5532 5||313 — _

24 4

08X21H6M2T

3

'—53| — СЛ I 42 554 54 5553 5553 55553 5| 2

12X18H10T, 08X18H10T

33—

— 4231 4| 32 55|51 54〔 i 5432 543 — 1 з| ^-

442

10X17H13M2T

10X17H13M3T

11232

1 tO 1 1 ^"* С*Э ЬО 1 •—* СП 1 I™*1 *—1 1—* 1— и— з *—• »—* ►—•1 ЬО »—' 1— ►—1 !»« ^^

2 234&

06Х23Н28МЗДЗТ

量 22ww 岂里回回宣雷倉 ES 宣宣且Io 庖岂邑邑电遏區星倉立岂且

Литература

^ SSSS SSSg g^S S8 S^Sg ^^^M 守^於^号 SggТемпература, ° С

^ SSSS SSSg g^S S8 S^Sg ^^^M 守^於^号 SggТемпература, ° С

Марка стали

Среда

拒

/кип

5

5

4

5

2—3

1—2,4—5

1—2

[18,

72]

80

20

3

2

—

1

I

I

1

—

[4]

[72]

厶tun

5

5

—

2

1

3

2

2

концентрированная

20

3

1

1

1

1

1

1

[73]

[18]

'кип

5

4—5

3—4

—

—

2

3—4

2

2

Фосфорная кислота; концентрация, %:

5

20

1

1

1

—

—

—

1

1

—

[4]

/кип

—

—

-—

—

1

1—2

—

—

—

[73]

10

20 力кии

4

4

3

3

2

4

1

1

1

1

1 2-3

1

1

1

[73]

[43]

25

20

5

3

2

—

1

1

1

1

—

[4]

^КИП

5

—

—

—

2

2

2

1

1

[4]

50

20

3

2

1

—

1

1

1

1

—

[43]

/кип

5

5

3

4

—

—

—

2—3

—

[4]

85

20

1

1

1

—

1

1

[9]

[43]

/кип

5

5

5

—

—

—

3—5

4—3

1

концентрированная,

100

5

5

5

—

—

3

3

3

[431

>100

5

5

5

—

—

5

5

5

—

[43]

105%-ная

1-20

—

—

—

—

—

1

1—2

1

[22]

150

—

—

—

—

2

4

2

[22] [221

200

—

—

—

—

5

5

5

Хромовая кислота; концентрация, %:

10

40

1

1

1

—

—

—

1

1

1

[4]

[43]

/кип

5

3

3

—

—

—

3

3

—

Примерное назначение коррозионностойких сталей

Марка стали

Назначение

Примечания

20X13, 08X13,

12X13

I4X17H2

Детали, подвергающиеся ударным нагрузкам (клапаны гидравлических прессов, предметы домашнегообихода),

действию слабо агрессивных сред (атмосферных осадков, водных растворов солей органических кислот при комнатной температуре)

В химической, авиационной и в других отраслях промышленности

Наибольшая коррозионная стойкость достигается термической обработкой (закалка с отпуо ком)'и полировкой. Сталь 08X13 может применяться также после отжига

Наибольшей коррозионной стойкостью обладает после закалки с высоким отпуском

Марка стали

Назначение

Примечания

АХ17

08Х17Т

15Х25Т

15X28

20Х18Н4Г9

В производстве азотной кислоты (абсорбционнные башни, теплообменники горячих нитрозных газов и горячей азотной кислоты, баки для кислот, трубопроводы и пр.). Предметы домашнего обихода и кухонной утвари. Оборудование заводов пищевой промышленности. Для изготовления сварных конструкций не рекомендуется

Заменитель стал! 12Х18Н10Т при изготовлении сварных конструкций, не подвергающихся воздействию ударных нагрузок. Применяется для тех же целей, что и сталь 12X17

Заменитель стали 12Х18Н10Т Для сварных конструкций, не подвергающихся действию ударных нагрузок при температуре эксплуатации не ниже —20° С для работы в средах, более агрессивных, чем среды, для которых рекомендуется сталь 08Х17Т. Аппаратура для раствора гипохлорита натрия, дымящейся азотной или фосфорной кислоты различных концентраций. Трубы для теплообменной аппаратуры, работающей в агрессивных средах

Применяется для тех же целей, что и сталь марки 15Х25Т, а также для работы в средах, содер жащих у ксусн ую кислоту

Заменитель холоднокатаной стали 2Х18Н9 и 17Х18Н9 для прочных и легких конструкций, соединяемых точечной электросваркой

Прнменхется в ото- жженном состоянии

Обладает повышенной сопротивляемостью межкристаллитной коррозии

То же

Сварные соединения склонны к межкристаллитной коррозии

Хорошо сопротивляется атмосферной коррозии

Марка стали

Назначение

08Х15Н8Ю

Рекомендуется как высокопрочная сталь для изделий, работающих в атмосферных условиях

07Х16Н6

Рекомендуется для деталей, работающих при пониженных температурах

08Х17Н5МЗ'

Рекомендуется для изделий, работающих в атмосферных условиях и в контакте с топливом

08Х18Г8Н2Т

Рекомендуется как заменитель стали 12Х18Н10Т для изготовления сварной аппаратуры в химической, пищевой и других отраслях промышленности

Примечания

Повышенная прочность достигается применением отпуска при температурах-750 и 580℃

20Х17Н2

J03X22H6

08Х22Н6Т

I2X21H5T

Рекомендуется как высокопрочная сталь для тяжелонагру- женных деталей, работающих на истирание и на удар в агрессивных средах

Рекомендуется как заменитель стали 03Х18Н11, 08Х18Н10Т для изготовления сварной аппаратуры, работающей в средах высокой агрессивности

Рекомендуется как замемени- тель стали 12Х18Н10Т для изготовления сварной аппаратуры в химической, пищевой и других отраслях промышленности

Применяетсялей, что08Х22Н6Т

для тех же це-и сталь марки

Обладает повышенной сопротивляемостью межкристаллитной коррозии, коррозионному растрескиванию и более высокой прочностью по сравнению со сталью 12Х18Н10Т

Обладает высокой поверхностной твердостью

Не склонна к ножевой коррозии в отличие от сталей

12Х18Н10Т и

08Х22Н6Т

Обладает повышенной сопротивляемостью межкристаллитной коррозии под напряжением и более высокой прочностью по сравнению со сталью 12Х18Н10Т

Обладает более высокой прочностью по сравнению со сталью 08Х22Н6Т, но более склонна к межкристаллитной и структурной коррозии в около- шовной зоне

Продолжение табл. 1.26

Марка стали

Назначение

Примечания

08Х12Н6М2Т

Рекомендуется как заменительстали

10Х17Н13М2Т для изготовления деталей и сварных конструкций, работающих в средах повышенной агрессивности (кипящей фосфорной, муравьиной, молочной, уксусной и других кислотах)

Не подвержена межкристаллитной коррозии

12Х17Г9АН4

Изделия, работающие в атмосферных условиях. Рекомендуется как заменитель стали 12Х18Н9 и 12Х18Н10Т

В околошовной зоне сварных соединений не склонна к структурной коррозии в сильных

06Х21АН5

Рекомендуется для тех же целей, что и стали 08Х22Н6Т, 08Х21Н5Т, 03Х22Н6,03Х18Н11,

08Х18Н10Т

окислительных средах в отличие от сталей 08Х21Н5Т, 08Х22Н6Т, 12Х21Н5Т

10Х17Н13М2Т,

Рекомендуется для изго-

Не подвержена меж-

10X17H13M3T

товления конструкций, работающих в условиях воздействия кипящей фосфорной, муравьиной, молочной, уксусной кислот и других сред повышенной агрессивности

кристаллитной коррозии

08Х17Н15МЗТ

Применяется для тех же целей, что и сталь 10Х17Н13М2Т; рекомендуется также для колонн синтеза мочевины

Практически не содержит ферритной фазы. Обладает более высокой стойкостьюпротив

общей коррозии, чем сталь 10Х17Н13М2Т

03Х17Н13М2

Применяется для тех же целей, что и стали 08Х17Н15МЗТи

10Х17Н13М2Т; рекомендуется для колонн синтеза мочевины

Обладает более высокой коррозионной стойкостью сварных соединений в условиях синтеза мочевины, чем стали 08Х17Н15МЗТ и 10Х17Н13М2Т

Продолжение табл. 1.26

Марка стали

Назначение

Примечания

15Х18Н12С4ТЮ

Рекомендуется для сварных изделий, работающих в воздушной и агрессивных средах

Не склонна к трещи- нообразованию и коррозии под напряжением

04Х18Н10

Применяется для тех же целей, что и сталь 08Х18Н10Т

Обладает высокой сопротивляемостью межкристаллитной и ножевой коррозии

12Х18Н9

Преимущественное применение в виде холоднокатаного листа и ленты повышенной прочности для различных деталей и конструкций, свариваемых точечной сваркой

Сварные соединения, выполненные другимиметодами,

крометочечной

сварки, склонны к межкристаллитной коррозии

17Х18Н9

Применяется для тех же целей, что и сталь 12Х18Н9

Обладает более высокой прочностью, чем сталь 12Х18Н9

12Х18Н10Е

Применяется для тех же целей, что и сталь 12Х18Н9

Обладает такой же коррозионной стойкостью, как сталь 12Х18Н9, но лучшей обрабатываемостью на станках

08Х18Н10Т

Рекомендуется для изготовления сварных изделий, работающих в средах более высокой агрессивности, чем стали 12Х18Н10Ти

12Х18Н12Т, и обладает высокой стойкостью против межкристаллитной коррозии

Повышенная сопротивляемость межкристаллитной коррозии

12Х18Н10Т,

Применяется для изготов-

Удовлетворительная

12Х18Н9Т

ления сварной аппаратуры в разных отраслях промышленности. Сталь 12Х18Н9Т рекомендуется применять в виде сортового металла и горя- чекатанного листа, не изготовляемого на станах непрерывной прокатки

сопротивляемость межкристаллитной коррозии

Продолжение табл. 1.26

Марка стали

Назначение

Примечания

06Х18Н11

Применяется для тех же целей, что и сталь 08Х18Н10

Содержание ферритной фазы ниже, чем в стали 08Х18Н10

03Х18Н11,

Применяется для тех же

Обладает высокой со-

03Х18Н12,

целей, что и сталь

противляемостью

03Х18АН10

08Х18Н10

ножевой и местной коррозии в около- шовной зоне

08Х18Н12Т

Применяется для тех же целей, что и сталь 08Х18Н10Т

Практически не содержит а-фазу

12Х18Н12Т

Применяется для тех же целей, что и сталь 12XI8H10T

Содержит меньшее количество «-фазы, чем сталь 12Х18Н10Т, и обладаетболее

высокой сопротивляемостьюмеж

кристаллитной коррозии

08Х18Н12Б

Рекомендуется для изделий, работающих в средах более высокой агрессивности, в которых сталь 12Х18Н10Т не обладает достаточно высокой сопротивляемостью межкристаллитной и ножевой коррозии. Присадочный материал для сварки хромоникелевой стали

Достаточно устойчива к межкристаллитной коррозии в агрессивных средах

03X21Н21М4Б

Рекомендуется для изготовлениясварных

конструкций и узлов, работающих в условиях действия горячей фосфорной кислоты с примесью фтористых и сернистых со* единений; серной кислоты низких концентраций и температур не выше 80° С, азотной кислоты при высокой температуре (до 95° С)

Не склонна к межкристаллитной коррозии

Продолэюение табл. /.26

Марка стали

Назначение

Примечания

06Х23Н28МЗДЗТ

09Х16Н4Б

08Х17Н13М2Т

09Х17Н7Ю

09Х17Н7Ю1

03Х20Н16АГ6

Сварные конструкции, стойкие к действию серной кислоты различных концентраций при высоких температурах (не выше 80° С)

Для изготовления высокопрочных штампосварных конструкций и деталей, работающих в контакте с агрессивными средами

Для тех же целей, что и сталь марки 10Х17Н13М2Т

Для крыльевых устройств, рулей и кронштейнов, работающих в морской воде

Для судовых валов, работающих в морской воде Рекомендуется для наиболее ответственных сварных конструкций, работающих при наиболее низких температурах и окислительных средах умеренной агрессивности

Обладает удовлетворительной сопротивляемостью межкристаллитной коррозии

Наибольшей коррозионной стойкостью обладает после закалки с низким отпуском (до 400° С)

Обладает более высокой стойкостью против общей коррозии, чем сталь марки 10Х17Н13М2Т

Наибольшей коррозионной стойкостью обладает после двухкратного отпуска при 740— 760 ℃

То же

Стабильноаустенитная, обладает повышенной прочностью

Примерное назначение жаростойких сталей

Таблица 1.27

Марка стали

Назначение

Максимальная температура, рекомендуемая при длительной эксплуатации (до 10 000 ч)

Температура начала интенсивного окалинообразо- вания в воздушной среде, ° С (ориентировочно)

Примечания

40Х9С2

Клапаны выпуска автомобильных, тракторных и дизельных моторов, рекуператоров, теплообменники» колосники

—

850

Устойчива в серусодержащих средах

40Х10С2М

Клапаны моторов

—

850

То же

30Х13Н7С2

Клапаны автомобильных моторов

—

950

« «

15Х6СЮ

Детали котельных установок,трубы

—

800

12X13

Детали турбин, трубы, детали котлов

—

700

《 《

10Х13СЮ

Клапаны автотракторных моторов, различные детали

—

950

Устойчива в серусодержащих средах

12X17, 08Х17Т

Теплообменники, трубы, бытовое оборудование и т. п.

—

900

То же

15Х18СЮ

Трубы пиролизных установок, аппаратура, детали

—

1050

Устойчива в серусодержащих средах

15Х25Т

Аппаратура, детали, чехлы термопар, электроды искровых зажигательных свечей, трубы пиролизных установок, теплообменники

1050

То же

15X28

Аппаратура, детали, трубы пиролизных установок, теплообменники

То же

08Х20Н14С2

Трубы

—

1000—1050

Устойчива в науглероживающих средах

20Х20Н14С2

Печные конвейеры, ящики для цементации

—

1000—1050

То же

20Х23Н13

Трубы для пиролиза метана, пирометрические трубки

1000

1050

В интервале 600—800° С склонна к охрупчиванию из-за образования о-фазы

08Х18Н10, 12Х18Н9, 08Х18Н10Т, 12Х18Н10Т

Трубы, детали печной арматуры, теплообменники, муфели; реторты, патрубки и коллекторы выхлопных систем, электроды искровых зажигательных свечей

800

850

Неустойчивы в серусодержащих средах. Применяются в случаях, когда не могут быть применены безникеле- вые стали

12Х18Н12Т

Трубы

800

850

То же

36Х18Н25С2

Печные конвейеры и другие нагруженные детали

ЮОО

1100

Устойчива в н ауг лер ожи в ак> щих средах

10Х23Н18, 20Х23Н18

Трубы и детали установок для конверсии метана, пиролиза, листовые детали

ЮОО

1050

В интервалах 600—800° С склонны к охрупчиванию из-за образования а-фазы

12Х25Н16Г7АР

Детали газопроводных систем, изготовляемых из тонких листов, лент, сортового проката

1050

1100

Рекомендуется для замены жаростойких сплавов на никелевой основе

20Х25Н20С2

Подвески и опоры в котлах, трубы электролизных и пиролизных установок

1050

1100

В интервале 600—800° С склонна к охрупчиванию из-за образования о-фазы

Охрупчивание высоколегированных сталей

При сварке, горячей обработке сталей или в процессе эксплуатации при высоких температурах возможно их охрупчивание. Оно может прои- зо員тн вследствие образования мартенсита в сталях с нестабильным аустенитом, роста зерна, чрезмерного увеличения количества ферритной фазы при перегреве двухфазных сталей. Снижение пластичности и вязкости может произойти также в результате длительного нагрева при температурах 350—530° С вследствие появления так называемой 4 75- градусной хрупкости, а при температуре 550——900° С ——вследствие выделения избыточных фаз (карбидов или карбонитридов) или образования интерметаллидных хрупких составляющих a-фазы и др. Опыт показывает, что охрупчивание металла, связанное с выделением карбидов или карбонитридов, происходит при выдержке в интервале критических температур от нескольких минут до десятков часов, а связанное с образованием о-фазы — при выдержке от нескольких до сотен часов.

475-градусная хрупкость появляется у сталей, содержащих более 15% хрома и свыше 15——20% ферритной фазы. Чем больше феррита содержится в стали, больше продолжительность и выше температура нагрева в интервале 350—530° С, тем интенсивнее охрупчивание, снижение ударной вязкости и повышение твердости [25—28, 30].

Азот несколько уменьшает склонность ферритно-аустенитных сталей к 475-градусной хрупкости [28, 30]. Сталь 15Х28АН, несмотря на большее количество феррита, охрупчивается при более длительной выдержке, чем стали 21-5 и 21-6» не содержащие азота.

Термически остаренные высокохромистые и хромоникелевые стали и сварные швы имеют низкую ударную вязкость только при комнатной и отрицательных температурах; при повышенных температурах ударная вязкость достаточно высока, например у остаренной стали 14Х17Н2 при 20° С она равна 1,6 кГм/см2, а при 500° С — 11,9 кГм/см2 [25]. Отпуск при 600—700° С устраняет хрупкость остаренного металла, однако последующая длительная выдержка в области опасных температур снова приводит к его охрупчиванию.

Появление 475-градусной хрупкости металла сопровождается увеличением твердости хромистого 6-феррита. Так, после выдержки при температуре 500° С в течение 1500 ч микротвердость 6-феррита металла швов типа Х17Н2 увеличилась на 70—75 кГ/мм2, вследствие чего общая твердость металла возросла на 58—62 HV [25]. Вместе с тем металлографическим и электронно-микроскопическим анализами не удается обнаружить какие-либо изменения в микроструктуре остаренного металла, в том числе в строении легированного 6-феррита. Следовательно, увеличение твердости и хрупкости высокохромистого металла при термическом старении в данном случае может быть обусловлено только изменениями в кристаллической решетке твердого раствора. Появление хрупкости высокохромистых швов в процессе длительного нагрева в области критических температур (450—530 С) связано с образованием в твердом растворе богатых хромом комплексов, когерентно связанных с кристаллической решеткой феррита [18]. Комплексы нмеют кубическую объемноцентрированную решетку с параметром 2,878 А и по составу отвечают сплаву, содержащему 70% Сг и 30% Fe. Вследствие того, что параметр решетки комплекса отличается от параметра решетки твердого раствора, в металле возникают 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, в результате 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 углерода и азота с понижением температуры. По мере выпадения карбидов пограничные слои зерен обедняются углеродом и хромом. Стабильность аустенита в этих местах снижается и происходит частичное у 今 a-превращение, что способствует охрупчиванию.

При быстром охлаждении стали от высоких температур углерод фиксируется в твердом растворе и сталь приобретает чистоаустенитную структуру. При повторном нагреве до критических температур может произойти выпадение карбидов и образование ферритной фазы. Выделение карбидов сопровождается некоторым упрочнением и снижением ударной вязкости металла. Особенно заметно снижение вязкости при весьма низких температурах.

Хромоникельмарганцевые чисто аустенитные стали типа 18-4-9, содержащие 0,06—0,07% С и 0,25% N, охрупчиваются при выдержке в интервале температур 450—700° С продолжительностью более 10 ч вследствие выделения карбонитридов. С повышением температуры в указанном интервале и продолжительности нагрева охрупчивание металла усиливается. Наиболее интенсивное охрупчивание происходит в нн・ тер вале температур 700—800° С (при этом достаточна выдержка в течение единиц или десятков минут). Охрупчивание хромомарганцеазотистой стали при кратковременном термическом старении связано с выделением по границам зерен сложных карбидов, содержащих железо, хром и марганец [75], и зависит от суммарного содержания углерода и азота. Особенно интенсивное охрупчивание азотсодержащей стали наблюдается при увеличении в ней количества углерода (табл. 1.28).

Таблица 1.28

Ударная вязкость стали 15Х17АГ14, кГм/см2, содержащей разное количество углерода и состаренной при 700 ° С

Содержание стали» %

Время выдержки, мин

Температура, ® С

С

N

+20

-40

—50

—60

0,09

0,35

12,9

7,3

7,1

6,3

12,5

5,5

5,2

2,5

15

9,6

5,2

2,9

2,5

0,12

0,36

1

13,6

7,9

7,4

6,1

5

12,1

4,1

3,6

2,4

15

8,7

2,9

1,7

1,7

Влияние углерода и азота на старение аустенитных сталей можно объяснить тем, что растворимость этих элементов в аустените меняется с изменением температуры, и при быстром охлаждении стали от высоких температур в твердом растворе фиксируется не только избыточный уг-

лерод, но и азот (при содержании их, превышающем предел растворимости при комнатной температуре). Можно полагать, что азот уменьшает растворимость углерода в аустените, а углерод — растворимость азота, и поэтому они способствуют выделению карбо нитридов.

Снижение содержания углерода до 0,03% в хромоникельмарганце- азотистых сталях, содержащих ферритную фазу, менее эффективно уменьшает охрупчивание после повторных нагревов, чем в чисто аустенитных сталях.

Охрупчивание при термическом старении азотсодержащих аустенитных сталей зависит от содержания как углерода, так и хрома, уси-

Рис. L39. Области образования а- фазы в сталях, содержащих до 10% ферритной фазы： / — 15Х17АГ14 с 0,36% N; 2 — 08Х17Н5Г9АБ； 3 — 15Х17АГ14 с 0,25% N; 4 — 10Х14Г14НЗТ [39].Рис. L39. Области образования а- фазы в сталях, содержащих до 10% ферритной фазы： / — 15Х17АГ14 с 0,36% N; 2 — 08Х17Н5Г9АБ； 3 — 15Х17АГ14 с 0,25% N; 4 — 10Х14Г14НЗТ [39].-D-WDdauwBI-D-WDdauwBIливаясь с повышением последнего до 20% и выше.

Рис. L39. Области образования а- фазы в сталях, содержащих до 10% ферритной фазы： / — 15Х17АГ14 с 0,36% N; 2 — 08Х17Н5Г9АБ； 3 — 15Х17АГ14 с 0,25% N; 4 — 10Х14Г14НЗТ [39].

Рис. L39. Области образования а- фазы в сталях, содержащих до 10% ферритной фазы： / — 15Х17АГ14 с 0,36% N; 2 — 08Х17Н5Г9АБ； 3 — 15Х17АГ14 с 0,25% N; 4 — 10Х14Г14НЗТ [39].

-D-WDdauwBI

-D-WDdauwBI

Охрупчивание высоколегированного металла, связанное с образованием a-фазы, происходит при длительном нагреве в интервале температур 600—900° С, a-фаза образуется в связи с диффузионными процессами в твердом растворе,главным образом с диффузией хрома. Поэтому факторы, способствующие диффузии атомов хрома в твердом растворе, ускоряют выделение a-фазы. Так, при наличии и увеличении количества ферритной фазы склонность к об

разованию a-фазы в высоколегированных сталях возрастает [3, 8, 60, 62], что обусловлено более высоким содержанием хрома и большей скоростью его диффузии в ферритной фазе по сравнению с аустенитом.

Образование a-фазы не связано с наличием карбидов, так как она появляется даже в весьма чистых безуглеродистых сплавах Fe—Сг—Ni [15, 16]. К элементам, способствующим образованию о-фазы в высоко-

хромистых сталях, в том числе в хромоникелевых и хромоникельмарганцевых, относятся молибден, кремний, ванадий, вольфрам, а также ниобий и титан. Эти элементы способствуют выделению a-фазы при более низком содержании хрома в стали. Никель и азот, наоборот, уменьшают склонность стали к образованию а-фазы.

При аустенитизирующем действии марганец вместе с тем сильно сдвигает границу области существования a-фазы в сторону более низкого содержания хрома и более высоких температур. Например, сталь 10Х14Г14НЗТ оказалась весьма склонной к охрупчиванию из-за выделения а-фазы [39], несмотря на относительно малое количество в ней

хрома.

Холодная деформация, предшествующая изотермическому нагреву в области критических температур, ускоряет образование а-фазы в аустенитном хромоникелевом металле, в том числе в сварном шве, причем лишь в том случае, если степень деформации и температура старения достаточны для рекристаллизации металла.

На рис, 1.39 представлены кривые, ограничивающие области образования a-фазы в хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых сталях. Из рисунка видно, что в чистоаустенитных сталях процесс образования a-фазы протекает менее интенсивно, чем в аустенитно-ферритных. Так, в стали 15Х17АГ14 (0,25% N при наличии ферритной фазы) первые выделения a-фазы при температуре 800° С наблюдались примерно через

100 ч выдержки, тогда как в такой же стали, содержащей 0,36% N и не содержащей ферритной фазы, выделения о-фазы имели место только через 500 ч нагрева при той же температуре. Средний размер частиц о-фазы в первом случае достигал 3,5——4,0 мкм, в то время как их максимальный размер во втором случае при тех же условиях не превышал 0,5—1,0 мкм. Нагрев до температуры 800° С и свыше тормозит выделение о-фазы из твердого раствора сталей. °

Температуры образования о-фазы для хромоникелевых сталей и сварных швов, содержащих молибден, выше, чем для хромоникельмарганцевых. Например, в стали 10Х17Н13Л13Т, содержащей до 10—12% феррита, как и в сварном шве индентичного состава, наиболее интенсивное образование a-фазы наблюдается при температурах 850—875° С. Причем уже двухчасового нагрева при этих температурах оказывается достаточно для,образования значительного количества a-фазы и охруп

чивания металла.

Зависимость между температурой и продолжительностью нагрева, а также скоростью образования о-фазы для чистоаустенитной стали

08Х17Н5Г9АБ | ―^1 = 0,89 | примерно такая же, как и для стали 15Х17АГ14 с 0,36% N (^咿=1,09). Одн ако, как показал мет алло- графический анализ, количество a-фазы и ее размеры в первом случае значительно больше, чем во втором. Это свидетельствует о том, что повышение запаса аустенитности однофазной стали уменьшает ее склонность к образованию о-фазы.

Наличие в металле твердых включений a-фазы обусловливает значительное снижение его вязкости. Ударная вязкость стали падает наиболее интенсивно при выдержке в интервале таких температур, при которых наблюдается максимальное выделение о-фазы. Уменьшение ударной вязкости при образовании о-фазы более значительно, чем при выделении карбидов.

ЛИТЕРАТУРА

Акимов Г. В. Теория и методы исследования коррозии металлов. М., Изд-во АН СССР, 1945.

Акимов Г. В. Природа коррозионной стойкости нержавеющих сталей.— В кн.: Исследования по нержавеющим сталям. М., Изд-во АН СССР, 1956.

Архаров В. И. О природе межкристаллитного сочленения в поликристаллических телах.— В кн.: Труды ИФМ АН СССР, Уральский филиал, 16. Свердловск, 1955.

Бабаков А. А, Нержавеющие стали, свойства и химическая стойкость в различных агрессивных средах. М., Госхимиздат, 1956.

Бабаков А. А., Сабинин А. А., Синицын И. П. Травление нержавеющих сталей.— Сталь, 1957, 7.

Бабаков А. А. и др. Исследования по коррозии металлов.— В кн.: Труды ИФХАН, 6. М., Изд-во АН СССР, 1960.

Бабаков А. А. Новые материалы для машиностроительной промышленности (нержавеющие стали безникелевые и с низким содержанием никеля), М., ЦИТЭИН, 1961.

Бакшицкий Я. М. и д р. Влияние вакуумной выплавки на качество стали.——Сталь, 1958, 6.

Батраков В. И. Коррозия конструкционных материалов в агрессивных средах. Справочник. М., Оборонгиз, 1952.

Батраков В. П. Теория структурной коррозии металлов и ее применение к агрессивным средам.— В кн.: Коррозия и защита металлов, М., Оборонгиз, 1962.

Браун М. П. Излом и характер конструкционной легированной стали. М.— Киев, Машгиз, 1960.

Воликова И. Г.— В кн.: Коррозия и износ металлов. НИИХИММАШ, 37. М., 1961.

Гольдштейн Я. Е. Микролегирование стали и чугуна. М., Машгиз, 1959.

Гольдштейн Я. Е. Низколегированные стали. М., Машгиз, 1963.

Григорьев А. Т., Бондарь И. А.— В кн.: Известия сектора физико-химического анализа, 23. М., Изд-во АН СССР, 1953.

Григорьев А. Т., Бондарь И. А. Превращения в твердом состоянии в системе железо — хром — никель. Сообщение 2. Диаграмма состояния.— В кн.: Известия сектора физико-химического анализа, 25. М. —Л., Изд-во АН СССР, 1954.

Грузин П. Л. Диффузия кобальта, хрома и вольфрама в железе и стали.— ДАН СССР, 1954, 94.

Гудремон Э. Специальные стали, 1. М., «Металлургия», 1959.

Дятлова В. Н. Коррозионная стойкость металлов и сплавов (справочник). М., «Машиностроение», 1964.

Житников Н. П., Закс И. А. Влияние азота на структуру аустенитного металла шва.— Сварочное производство, 1971, 8.

Завьялов А. С. Природа процессов охрупчивания стали при нагревах и влияние на них легирующих элементов.— В кн.: Металловедение, 3. Л., Судпромгиз, 1959.

Захарочкин Л. Д., Борисова Л. Г. Защита от коррозии оборудования для переработки нефти, вып. 2, Изд. Гипронефте- маш, 1964.

И с т р и н а 3. Ф, и д р. Коррозионная стойкость металлов в производстве лимонной кислоты.——Химическое и нефтяное машиностроение, 1964, 2.

Касаткин Б. С., Мусияченко В. Ф. Низколегированные стали высокой прочности для сварных конструкций. Киев, «TexHiKa», 1970.

Каховский Н. И. Сварка в углекислом газе стали Х17Н2.— Автоматическая сварка, 1961, 2.

К а хо в с к и 員 Н. И., Фартушный В. Г., Юшкевич 3. В. Сварка тонколистовой стали Х18Н2АГ5.——Автомати- ческая сварка, 1962, 3.

Каховский Н. И. и д р. Электродуговая сварка коррозионностойкой ферритно-аустенитной стали 0Х21Н6М2Т.—— Автоматическая сварка, 1962, 11.

Каховский Н. И. и д р. Исследование межкристаллитной коррозии металла околошовной зоны сварных соединений из стали Х28АН.— Автоматическая сварка, 1962, 12.

Каховский Н. И. и д р. Сварка коррозионностойкой аустенитной хромоникельмарганцеазотистой стали ОХ 17Н519АБ (ЭП 55).— Автоматическая сварка, 1963, 7.

Каховский Н. И. и д р. Электр оду го вая сварка коррози. онностойких ферритно-аустенитных сталей типа 21-3 и 21-5.— Автоматическая сварка, 1963, 12.

Каховский Н. И., Ющенко К. А. Влияние ванадия и кремния на свойства хромоникелевых ферритно-аустенитных швов.— Автоматическая сварка, 196.4, 4.

Каховский Н. И., Фартушный В. Г. Влияние марганца на структуру и свойства высо кохром истых сварных швов.— Автоматическая сварка, 1964, 6.

Каховский Н. И. и д р. Электрохимические свойства сварных соединений ферритно-аустенитных хромоникелевых сталей типа 21-5.— Автоматическая сварка, 1964, 12.

Каховский Н. И., Фартушный В. Г. Влияние титана и ниобия на структуру и свойства хромоникельмарганцевых сварных швов.— Автоматическая сварка, 1965, 7.

Каховский Н. И., Дидебулидзе Д. В. Дуговая сварка 17%-ных хромистых сталей.——Автоматическая сварка, 1966, 2.

Каховский Н. И., Ющенко К. А. Влияние никеля на микроструктуру и свойства сварных швов с 20——22% хрома.—— Автоматическая сварка, 1966, 5.

Каховский Н. И., Ющенко К. А., С о л о ха А. М. Аустенитно-ферритные стали, стойкие против структурно-избирательной коррозии.——Автоматическая сварка, 1967, 9.

Каховский Н. И. Сварка нержавеющих сталей. Киев,《ТехнЗ ка», 1968.

Каховский Н. И. и д р. Об образовании a-фазы в высоколегированных хромоникельмарганцевых сталях.— Автоматическая сварка, 1968, 1.

Каховский Н. И., С о л о х а А. М. Хромоникелевая азотсодержащая сталь с весьма низким содержанием углерода.— Автоматическая сварка, 1968, 2.

Каховский Н. И.? Фартушный В. Г., С а вчен - к о В. С. Влияние кремния на свариваемость, структуру и свойства соединений аустенитной стали.—— Автоматическая сварка, 1971, 4*

Кларк Г. Б., Акимов Г. В. Исследования по коррозии металлов (3).— В кн.: Труды Института физической химии, IV. М., Изд-во АН СССР, 1952.

Коломбье Л., Г о х м а н И. Нержавеющие и жаропрочные стали. М., Металлургиздат, 1958.

Корнилов И. И., Шпикельман А. И. Скорость окисления железохромоникелевого сплава.— ДАН СССР, 1946, 54.

Кристаль М. М. и д р. Коррозионная стойкость и свойства чистоаустенйтных хромоникельмолибденовых сталей для химической аппаратуры^.— Химическое и нефтяное машиностроение, 1969,3.

Курдюшов Г. В. Термическая обработка стали и чугуна. М,, Металлургиздат, I960.

Лан rfee р Н. А. Сопротивление коррозии сталей с низким содержанием никеля в агрессивных средах.— Металловедение и термическая обработка металлов, 1966, 2.

Левин И. А. О причинах межкристаллитной коррозии нержавеющих сталей.——В кн.: Коррозия металлов и методы борьбы с нею. М., Оборонгиз, 1955.

Левин И. А. Исследования по нержавеющим сталям.——Изв. АН СССР, 1956, 6.

Левин Е・ Е” Масалева Е. Н, Структура и свойства 12%- 'I ной хромистой стали для литых турбин н арматуры.—— В кн.: Исследования по жаропрочным сталям, 7, 1961.

Левин И. А. Воликова И, Г. — Химическое и нефтяное машиностроение, 1965, 5.

Либерман Л. Я., Пейсихис М, И> Справочник по свойствам сталей, применяемых в котлотурбостроении. М.—Лм Маш- гиз, 1958.

Мак Лин, Границы зерен в металлах. М・, Металлургиздат, 1960.

Медовар Б. И., Лангер Н. А., Куртепов М. М< Коррозионные свойства сварных швов нержавеющих сталей в окислительных средах.— Автоматическая сварка, 1957, 2.

Бб. Медовар Б. И. Сварка жаропрочных аустенитных сталей и сплавов. М・,«Машиностроение», 1966.

Мерлина А. В. Влияние легирующих элементов и углерода на структуру и жаропрочные свойства 3%, 5% и 12%-ных хромистых сталей. Автореферат. М., изд. ЦНИИЧМ, 1964.

Петров Г. Л., 3 е м з и н В. Н. Электроды для сварки жаропрочных сталей. Информационно-техн. листок, 62, Л., изд. ЛДНТП, 1956.

Петров Г. Л. и д р. Сварка жаропрочных нержавеющих сталей. М.—Л・,Машгиз, 1963.

Петров Г. Л., Игнатов В. А. Авторадиографическое исследование распределения ниобия в околошовной зоне стали типа 1Х18Н10Т.— Автоматическая сварка, 1965» 4.

П и в н и к Е. М・ Изотермическое превращение феррита в высоко* легированных аустенитно-ферритных сплавах. — ЖТФ, XXV, вып. 1, 1955.

Поборжил Ф., Зезулова М. Легирование азотом аусте- ， нитных хромоникельмарганцовистых сталей.— Сталь, 1959, 7.

Прокошкин Д. А. и д р. Легирование хромомарг анцови- 二二 стой нержавеющей стали. М., Изд-во АН СССР, 1961.

Садовский В. Д., Чупракова Н. П. Влияние легирующих элементов на ударную вязкость конструкционных сталей и явления хрупкости при отпуске.—— В кн.: Труды Института металлофизики и металлургии, 6. Свердловск, У ФАН СССР> 1945.

Самарин А. М. Замена никеля азотом в жаропрочной стали.—— Изв. ОТН АН СССР, 1944, 1, 2.

С а х и н С. И. и др. Раздельное и совместное влияние Мо и W на отпускную хрупкость и прокаливаемость стали. Металловедение, 2. Л・，Судпромгиз, 1958.

Старк Б. В,, Филиппов С, И. Пассивность и стойкость хромистых сплавов.— Сталь, 1947, 5：

Токарева Т. Б., Черных Н. П., Потапов В. В. Исследование коррозионной стойкости сталей 0Х17Н16МЗТ и 000Х16Н15МЗ и их сварных соединений в средах синтеза мочевины.—Химическое и нефтяное машиностроение, 1969, 6.

Томашов Н. Д.> Чернова Г. П. Явление нарушения пассивного состояния нержавеющих сталей в сильно окислительных растворах.— ДАН СССР, 1954, 98, 3.

Томашов Н. Д. Теория коррозии и защиты металлов* М・, Металлургиздат, 1959,

Т у ф а н о в Д. Г. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей (справочник). М., Металлургиздат, 1963.

Туфанов Д. Г. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей,—МиТОМ, 1963, 7.

Туфанов Д. Г. Коррозионная стойкость некоторых никельмо* либденовых и хромоникелевых нержавеющих сталей в хлоридах и других агрессивных средах.— МиТОМ, 1964, 11.

Туфанов Д. Г. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей (справочник). М., «Металлургия», 1969.

У л и г Г. Коррозия металлов. М.,《Металлургия》, 1968.

Ф а р т у ш н ы й В, Г. и д р. Аустенитная хромомарганцеазотистая сталь и технология ее сварки.— Автоматическая сварка, 1965, 12.

Ф ар тушн ый В. Г., Каховский Н. И., С а в чен - к о В. С. О природе коррозионного разрушения хромоникель- кремнистых аустенитных сварных швов в окислительных средах.— Сварочное производство, 1974, 8.

Федорцев-Лутиков Г. К.» Шешеиев М. Ф. Влияние легирующих элементов на жаропрочные свойства хромистых нержавеющих сталей.—— Металловедение и термическая обработка металлов, 1956, 6.

Химушин Ф. Ф. Хромомарганцовистые стали аустенитного и аустенитно-ферритного типа.— В кн•: Труды ВИАМ, 32, ч. 1. М・,1935.

Химушин Ф. Ф. Легирование, термическая обработка и свойства жаропрочных сталей и сплавов. М., Оборонгиз, 1962.

Химушин Ф. Ф. Нержавеющие стали. М., «Металлургия», 1967.

Химушин Ф, Ф, Жаропрочные стали и сплавы. М., «Металлургия», 1964.

Читал В. Межкристаллитная коррозия нержавеющих сталей. М., «Химия», 1969.

Эванс Ю. Р. Коррозия и окисление металлов (технические основы и их практическое применение). М., Машгиз, 1962.

Э с т у л и н Г. В. Термическая обработка жаропрочных сплавов на никельхромовой основе.— В кн.: Металловедение и термическая обработка. Приложение к журналу 《Сталь». М., Металлургиздат, 1958.

Юрченко Ю. Ф. О механизме возникновения склонности сварных соединений стали 18-10 к ножевой коррозии.— Сварочное производство, 1968, 9.

А V е г у Н. USA Patent 246 S, 7S0, 1949.

Binder W., Brown C., Franks R. Resistance to Sensitization of Austenitic Chromium — Nickel Steel of 0,03% Max. Carbon Content Trans. ASM, Vol. XLI, 1949.

В 1 e t о n J., В 1 a n о t J., Bastien P. Etude statistique de la resistance a la corrosion dans le sulfate de cuivre acide de Facier a 18% d Chrome et 8% Nickel.— Revue de Metallurgie, XLVIII, 1951, N 7.

В г a s u n a s A. S. Metall Progress, Vol. 66, 1954.

C a d e k I., F о 1 d у п a V. Zvaracsky sbornik, 1961.

С о 1 о mbi e г L., Hoehmann L, В о u г г a t. Mise en evidence

(Time ^d^scocnogeneisation", du carbone dans une solation solide austenitique Comptes rendus. Des seauces de e Academie des Sciences, Vol. 245, 1957, N 14.

H e e I у E., Little A. Corrosion resistance of some austenitic chrome-nickel steels of 18—8—Ti composition.— J. of the Iron and Steel Institute, Vol. 182, March, 1956.

Henry O., Claussen 工,L i n n e r t J. Amer. Welding Soc.» 1949,

Hoehmann I. These de doctoral, Paris, 1950.

Houdremont E” Schafmeister F. Verhiitung der korn- grenzenkorrosion bei Stahlen mit 18% Cr und 8% Ni — Archiv fiir das Eisenhiittenwesen, 7, H. 3, Sept., 1933.

Houdremont E.~ Archiv fiir das Eisenhuttenwesen, 1934, s. 187—191.

Houdremont E., T о f a u t e W. Kornzerfallsbestandigkeit nichtrostender ferritischer und martensitischer Chromstahle.— Stahl und Eisen, Bd. 72, Mai, 1952.

Houdremont E.— Stahl und Eisen, Bd. 72, Oct., 1952.

К i n z e 1 A. B.— Transactions AIME, 194, 1952.

Lula R. A., Lena A. J., Kiefer J. C. Intergranular Corrosion of Ferritic Stainless Steels.— Transactions ASM, Vol. 46, 1954.

Monkman F. C., Price P. E., Grant N. J. The effect of composition and structure on the creep-rupture properties of 18—8 stainless steels.— Transactions ASM, 1956, 48.

P a у s о n.— Transactions AIMME, 1932, p. 306—333.

Pilling N. B., Bedworth R. E.—J. Institute Metals, Vol. 29 1923,

Pilling N. B., Ackerman D. E. Resistance of Iron — Nickel —Chromium Alloys to Corrosion by Acids.— Transactions AIMME, 1929.

Pryce L., A n d r e m s R.— J. Iron and Steel Institute, 195, N 4, 1960.

Ritter F. Korrosionstabellen metallischer Werkstoffe. Springer —Verlag, Wien, 1958.

R о 11 a n s о n E. C.— J. Iron and Steel Institute, Vol. 77, 1933.

Rosenberg S. J” Trish C. R. .Solubility of Carbon in 18— percent — chromium — 10 — percent — nickel austenite, Nat. Bur. of Stand.— J. of Research Aplication, Vol. 48, 1952.

S e i t z W. Diffusion in Metallen, Berlin, 1955.

S ch a e f e r.— Alloy Casting BuL N 3, 6, 1944.

LI. Smith L — J. Franklin Institute, Vol. 262, N 1, 1956.

United States Corp. Stainless and Heat Resisting steels, Pittsburgh, 1957.

лава II. ПОДГОТОВКА СОЕДИНЕНИЙ К СВАРКЕ И РАЗМЕРЫ ШВОВ

Основными видами сварных соединений, выполняемых электродуговой сваркой, являются стыковые, тавровые, угловые, внахлестку, прорезные^ с отбортовкой кромок (рис. II. 1). Стыковые, тавровые, а иногда и угловые соединения могут быть со скосом кромок и без него. Необходимость и форма разделки кромок определяются толщиной свариваемого метал-

Рис. II.1. Швы сварных соединений, выполняемые электродуговой сваркой: а, б — стыковой без скоса кромок; 6 — стыковой с V-образным скосом кромок; г — стыковой с Х-образным скосом кромок; d, е — стыковой с U-образной разделкой кромок; ж — тавровый без скоса кромок; з — тавровый с двусторонним скосом кромок; 〃 ——угловой; к ——внахлестку с валиковыми (угловыми) швами;力一внахлестку электрозаклепками (точками); м, н ——прорезной; о — с отбортовкой кромок.

ла, его структурой и теплофизическими свойствами, а также реакцией на сварочный термический цикл. Например, для ручной и полуавтоматической сварки в углекислом газе в стыковом соединении низкоуглеродистой конструкционной стали кромки скашивают при толщине металла более 8 мм; для автоматической сварки —— при толщине металла более 20 мм, а в отдельных случаях ——более 30 мм. Разделка кромок может быть одно- и двусторонней.

Скошенные кромки притупляют, чтобы предотвратить сквозное проплавление (прожоги) металла (притупление кромок для автоматической сварки под флюсом должно быть значительно большим, чем для ручной сварки). В отдельных случаях между свариваемыми кромками оставляют зазор для увеличения глубины провара. Зазор и размеры разделки кромок должны быть неизменными по всей длине соединения. Преимущество двустороннего скоса кромок заключается в меньших по сравнению с односторонним скосом: объеме наплавленного металла, расходе сварочной проволоки, деформациях, возникающих в соединениях при одинаковой толщине свариваемых деталей.

Соединения внахлестку, в тавр, угловые и прорезные выполняют угловыми (валиковыми) швами, а также электрозаклепками. Катет

углового шва обычно равен толщине более тонкого листа. Швы бывают с усилением (выпуклые), без усиления и ослабленные (вогнутые). Форму шва выбирают в зависимости от условий эксплуатации изделия. При вибрационных и динамических нагрузках тавровые и нахлесточные соединения стремятся выполнить вогнутыми швами, а при статических — выпуклыми.

По положению в пространстве различают швы нижние, горизонтальные, вертикальные, потолочные. Дуговой сваркой под флюсом обычно выполняют нижние швы.

Различают также швы непрерывные (сплошные) и прерывистые. Прерывистыми швами и электрозаклепками сваривают соединения,

Рис. II.2. Основные обозначения швов сварных соединений на чертежах (по ГОСТу 2312 — 68): /> 2, 5 — линии выноски, указывающие месторасположения швов; 4 ——односторонний шов на остающейся подкладке со скосом двух кромок, выполненный дуговой электросваркой (толщина шва 10 мм, длина—1000 мм); 5 —— двусторонний шов, выполненный автоматической дуговой электросваркой по ручной подварке без скоса кромок (толщина шва 30 мм, длина — 1000 мм) с V-образным скосом кромок для ручной подварки; 6 ——односторонний стыковой шов с криволинейным скосом двух кромок (толщина шва 8 мм, длина — 1000 мм), выполненный дуговой электросваркой, (15 ——порядковый номер по таблице), 7 — односторонний шов без скоса кромок (катет 5 мм), выполненный по замкнутому контуру газовой сваркой; 8 ——двусторонний шов без скоса кромок (катеты 5 и 3 мм, длина шва 800 мм), выполненный автоматической электродуговой сваркой； 9 —— двусторонний шов без скоса кромок (катет

б мм), выполненный дуговой электросваркой в защитных газах; 10 ——шов без скоса кромок (расчетный катет 5 мм, длина привариваемого участка 50 мм, шаг 150 мм), с шахматным расположением участков, выполненный по замкнутому контуру дуговой электросваркой; // —— односторонний шов с проплавлением (ширина проплавления 15 мм), выполненный автоматической дуговой электросваркой под флюсом; 12 — двухрядный односторонний точечный шов (диаметр точки 5 мм, расстояние между рядами точек 10 мм).

не требующие герметичности, причем прерывистыми — чаще соединения в тавр и внахлестку, а электрозаклепками —только внахлестку. Длина свариваемых участков и просветов в прерывистом шве должна соответствовать чертежу.

Разделка кромок под сварку осуществляется механической обработкой (резкой на пресс-ножницах или гильотинных ножницах, строганием на специальных кромкострогальных станках), а также газовой резкой. В настоящее время на заготовительных участках сварочных цехов применяют преимущественно газокислородную резку. Широкое распространение получили механизированная газокислородная и плазменнодуговая резки специальными газорезательными автоматами.

Вид соединения, форма кромок, метод сварки и размеры шва предусматриваются чертежом данной конструкции. На рис. II.2 приведены основные обозначения швов сварных соединений. Сварной шов указывают наклонной выносной линией с односторонней стрелкой и горизонтальным участком, на котором обозначают: способ сварки, вид соединения, форму разделки кромок, размеры шва. В СССР приняты следующие буквенные обозначения способов сварки: Э — электроду- говая, Ф ——электродуговая под флюсом, Ш — электрошлаковая, Г —— газовая, 3 — в защитных газах, Кт — контактная; буква Р — перед

обозначением вида сварки означает ручную, А 亠 автоматическую, П — полуавтоматическую сварку. Если форма шва не предусмотрена ГОСТом, то первой ставится буква О (особый). Виды соединений и швов обозначаются либо соответствующим знаком» либо буквами: С — стыковые, У — угловые, Т —— втавр, Н —— внахлестку. Цифры возле буквы указывают порядковый номер, вид соединения и шва, а также форму разделки кромок. Видимые на чертеже швы обозначаются соответствующими знаками, расположенными над горизонтальным участком выносной линии, невидимые — под ним.

Установлены следующие обозначения способов автоматической и полуавтоматической сварки: А — автоматическая сварка под флюсом без применения подкладок, подушек и подварочного шва; Аф — автоматическая сварка под флюсом на флюсовой подушке; Ам — автоматическая сварка под флюсом на флюсо-медной подкладке; Ас ——автоматическая сварка под флюсом на стальной подкладке; Апш — автоматическая сварка под флюсом с предварительным наложением подварочного шва; Апк ——автоматическая сварка под флюсом с предварительной подваркой корня шва; П ——полуавтоматическая сварка под флюсом без применения подкладок, подушек и подварочного шва; Пс — полуавтоматическая сварка под флюсом на стальной подкладке; Ппш —— полуавтоматическая сварка под флюсом с предварительным наложением подварочного шва; Г1пк — полуавтоматическая сварка под флюсом с предварительной подваркой корня шва; ИН ——сварка в инертных газах неплавящимся вольфрамовым электродом без присадочного материала; ИНп — сварка в инертных газах неплавящимся вольфрамовым электродом с присадочным материалом; ИП ■— сварка в инертных газах или их смесях с активными газами плавящимся электродом; УП — сварка в углекислом газе плавящимся электродом.

Основные виды сварных соединений и швов, выполняемых различными способами электродуговой сварки, а также конструктивные элементы подготовленных кромок и швов приводятся в табл. II.1—II.6.

Сборка изделий для сварки. Собирают изделия для сварки на стеллажах или в специальных сборочно-сварочных приспособлениях, причем последние применяют при массовом либо серийном производстве данных узлов или конструкций. При сборке особое внимание уделяется соблюдению допустимости зазоров и совпадению кромок.

После установки деталей и проверки правильности сборки выполняют прихватку соединений дуговой ручной сваркой покрытыми электродами соответствующей марки либо полуавтоматической газоэлектрической сваркой с использованием проволоки и защитного газа, рекомендуемых для сварки данной стали. В концах соединений необходимо приваривать выводные планки, имеющие такую же форму соединения, как и основное соединение.

97974 4 - 21вя

97

97

Табл и ц а II.1

Виды сварных соединений и швов, выполняемых автоматической и полуавтоматической сваркой под флюсов (по ГОСТу 8713—70)

Толщина свариваемых деталей, мм

Форма подготовленных кромок

Поперечное сечение соединения

hl 5g§

Шов

Поперечное сечение шва

С1

1,5—3,0

С отбортовкой двух кромок

А, П

Односторонний

С2

2,0—20,0

Без скоса

^3^

А, П

Двусторонний

2,0—22,0

勰寮

Аф

Двусторонний на флюсовой подушке

сз

2,0—5,0

Апш, Ппш

Двусторонний с предварительным выполнением подварочного шва

С4

2,0—12,0

А, П

Односторонний

С5

2,0—10,0

》>

翠*

Аф

Односторонний на флюсовой подушке

1

1

1

С6

4,0—10,0

А »

Ам

С^носторонний на флюс©-мед- ной подкладке

С7

2,0—12,0

>>

шш

Ас, Пс

Односторонний на стальной подкладке

С8

16,0—32,0

Строганные без скоса

移滕

Аф

Односторонний на флюсовой подушке

Двусторонний на флюсовой подушке

С9

14,0—20,0

Со скосом одной кромки

А

Двусторонний

СЮ

8,0—20,0

То же

Аф

Односторонний на флюсовой подушке'

8,0—20,0

>>

窣令

Ам

Односторонний на флюсо-медной подкладке

СИ

8,0—30,0

》»

Ап

Пп

Односторонний на стальной подкладке

С12

8,0—30,0

>>

А

Односторонний замковый

Толщина свариваемых деталей ,мм

Форма подготов- леиных кромок

Поперечное сечение соединения

Шов

Поперечное сечение шва

С13

14,0—24,0

Со скосом двух кромок

A

П

Двусторонний

С14

14,0—24,0

То же

1h近||

Аф

Двусторонний на флюсовой подушке

С15

14,0—30,0

Ап к Ппк

Двусторонний с предварительной подваркой корня шва

С16

5,0—14,0

Апш

Ппш

Двусторонний с предварительным выполнением подварочного шва

С17

8,0—24,0

»》

"也之出I

Аф

Односторонний на флюсовой подушке

1

1

С17

8,0—24,0

»》

二」

Ам

Односторонний на флюсомед- ной подкладке

С18

8,0—30,0

》》

Ac Пс

Односторонний на стальной подкладке

С19

8,0—30,0

》»

A

Односторонний замковый

С20

16,0—50,0

С криволинейным скосом одной кромки

Аф

Односторонний на флюсовой подушке

С21

24,0-160,0

С криволинейным скосом двух кромок

и

A

Двусторонний

С22

24,0—130,0

То же

Апш

Двусторонний с предварительным наложением подварочного шва

С23

16,0—50,0

>>

Ac

Односторонний на стальной подкладке

會

t«ясо2 mТолщина свариваемых деталей, ммФорма подготовленных кромокПоперечное сече- вке соединения? ф 2ШовПоперечное сечение ^пваС2416,0—50,0С криволинейным скосом двух кромокAОдносторонний замковыйС2516,0—50,0Со ступенчатым скоссж одной кромки察.察АфОдносторонний на флюсовой подушкеС2620,0—60,0Со ступенчатым скосом двух кромокАфОдносторонний на флюсовой подушке'С2724,0—60,0То же潔證АпшДвусторонний с предварительным наложением подварочного шваС2816,0—60,0»>АОдносторонний замковыйt«ясо2 mТолщина свариваемых деталей, ммФорма подготовленных кромокПоперечное сече- вке соединения? ф 2ШовПоперечное сечение ^пваС2416,0—50,0С криволинейным скосом двух кромокAОдносторонний замковыйС2516,0—50,0Со ступенчатым скоссж одной кромки察.察АфОдносторонний на флюсовой подушкеС2620,0—60,0Со ступенчатым скосом двух кромокАфОдносторонний на флюсовой подушке'С2724,0—60,0То же潔證АпшДвусторонний с предварительным наложением подварочного шваС2816,0—60,0»>АОдносторонний замковый

t«

ясо

2 m

Толщина свариваемых деталей, мм

Форма подготовленных кромок

Поперечное сече- вке соединения

? ф 2

Шов

Поперечное сечение ^пва

С24

16,0—50,0

С криволинейным скосом двух кромок

A

Односторонний замковый

С25

16,0—50,0

Со ступенчатым скоссж одной кромки

察.察

Аф

Односторонний на флюсовой подушке

С26

20,0—60,0

Со ступенчатым скосом двух кромок

Аф

Односторонний на флюсовой подушке'

С27

24,0—60,0

То же

潔證

Апш

Двусторонний с предварительным наложением подварочного шва

С28

16,0—60,0

»>

А

Односторонний замковый

t«

ясо

2 m

Толщина свариваемых деталей, мм

Форма подготовленных кромок

Поперечное сече- вке соединения

? ф 2

Шов

Поперечное сечение ^пва

С24

16,0—50,0

С криволинейным скосом двух кромок

A

Односторонний замковый

С25

16,0—50,0

Со ступенчатым скоссж одной кромки

察.察

Аф

Односторонний на флюсовой подушке

С26

20,0—60,0

Со ступенчатым скосом двух кромок

Аф

Односторонний на флюсовой подушке'

С27

24,0—60,0

То же

潔證

Апш

Двусторонний с предварительным наложением подварочного шва

С28

16,0—60,0

»>

А

Односторонний замковый

1

1

1

1

С29

20,0—30,0

С двумя симметричными скосами одной кромки

А

Двусторонний

сзо

20,0—60,0

С двумя симметричными скосами двух кромок

А

П

С31

24,0—40,0

То же

Аф

Двусторонний на флюсовой подушке

С32

24,0—60,0

» »

Ап к

Двусторонний с предварительной подваркой корня шва

50,0—160,0

С двумя симметричными криволинейными скосами двух кромок

А

Двусторонний

С34

16,0—60,0

С двумя несимметричными скосами двух кромок

Апш

Ппш

Двусторонний с предварительным наложением подварочного шва

营I ^ ^ Н

Толщина свариваемых деталей, мм

Форма подготовленных кромок

Поперечное сечение соединения

Шов

Поперечное сечение шва

У1

1,5—3,0

С отбортовкой

宓1

A

П

Односторонний

^^1

У2

6,0—14,0

Без скоса

1

Anni Ппш

Двусторонний с предварительным выполнением подварочного шва

УЗ

8,0—20,0

Со скосом одной кромки

经

i

Апш Ппш

То же

У4

20,0—40,0

С двумя скосами одной кромки

Апш Ппш

Т1

3,0—40,0

Без скоса

А

П

Двусторонний

1

Т2

3,0—20,0

»》

Апш Ппш

Двусторонний с предварительным выполнением подварочного шва

ТЗ

2,0—30,0

п

Двусторонний шахматный

Т4

2,0—30,0

»》

п

Двусторонний цепной

ж

Т5

3,0—40,0

А п

Односторонний

Тб

2,0—30,0

》》

п

Односторонний прерывистый

Т7

2,0—5,0

п

Двусторонний точечный

ж

Т8

2,0—5,0

п

Однесторонний точечный

Н1

1,0—20,0

Без скоса

А

П

Двусторонний

Н2

1,0—20,0

»》

А П

Односторонний

寻

НЗ

2,0—6,0

》»

п

Односторонний прерывистый

3

務

Н4

2,0—6,0

》в

п

Односторонний точечный

Н5

3,0—40,0

С круглыми отверстиями

п

Односторонний

Н6

Не менее 6,0

С удлиненными отверстиями

4

п

*

м

ssТолщина свариваемых деталей, ммФорма подготовленных кромокПоперечное сечение соединенияШовПоперечное сечение шваT98,0—42,0Со СКОСОМ ОДНОЙ кромки0Апш ПпшДвусторонний с предварительным наложением подварочного шваТ1016,0—40,0С двумя скосами одной кромкиАПДвустороннийжTH20,0—40,0То жеАпшПпшДвусторонний с предваритель - ным наложением подварочного шваT1230,0—60,0С двумя криволинейными скосами одной кромкиАДвустороннийT1316,0—30,0С криволинейным скосом одной кромкиАпшДвусторонний с предварительным наложением подварочного шваТолщина свариваемых деталей, ммФорма подготовленных кромокПоперечное сечение соединенияШовПоперечное сечение шваT98,0—42,0Со СКОСОМ ОДНОЙ кромки0Апш ПпшДвусторонний с предварительным наложением подварочного шваТ1016,0—40,0С двумя скосами одной кромкиАПДвустороннийжTH20,0—40,0То жеАпшПпшДвусторонний с предваритель - ным наложением подварочного шваT1230,0—60,0С двумя криволинейными скосами одной кромкиАДвустороннийT1316,0—30,0С криволинейным скосом одной кромкиАпшДвусторонний с предварительным наложением подварочного шваПродолжение табл. /Л /Продолжение табл. /Л /

s

s

Толщина свариваемых деталей, мм

Форма подготовленных кромок

Поперечное сечение соединения

Шов

Поперечное сечение шва

T9

8,0—42,0

Со СКОСОМ ОДНОЙ кромки

0

Апш Ппш

Двусторонний с предварительным наложением подварочного шва

Т10

16,0—40,0

С двумя скосами одной кромки

А

П

Двусторонний

ж

TH

20,0—40,0

То же

Апш

Ппш

Двусторонний с предваритель - ным наложением подварочного шва

T12

30,0—60,0

С двумя криволинейными скосами одной кромки

А

Двусторонний

T13

16,0—30,0

С криволинейным скосом одной кромки

Апш

Двусторонний с предварительным наложением подварочного шва

Толщина свариваемых деталей, мм

Форма подготовленных кромок

Поперечное сечение соединения

Шов

Поперечное сечение шва

T9

8,0—42,0

Со СКОСОМ ОДНОЙ кромки

0

Апш Ппш

Двусторонний с предварительным наложением подварочного шва

Т10

16,0—40,0

С двумя скосами одной кромки

А

П

Двусторонний

ж

TH

20,0—40,0

То же

Апш

Ппш

Двусторонний с предваритель - ным наложением подварочного шва

T12

30,0—60,0

С двумя криволинейными скосами одной кромки

А

Двусторонний

T13

16,0—30,0

С криволинейным скосом одной кромки

Апш

Двусторонний с предварительным наложением подварочного шва

Продолжение табл. /Л /

Продолжение табл. /Л /

Таблица П. 2

Конструктивные элементы подготовленных кромок сварных соедине- нии 不 к швов выполняемых автоматическом и полуавтоматическом сваркой под флюсом (по ГОСТу 8713—70)・ (Размеры в мм)

s = * = 1,5—3,0 мм

3. Вид соединения и Шва С2; способ сварки А(Ь

吟

F5紹S”

а

2. Вид соединения и шва С2; способы

£ = £[

ь

е == R

g = gl

£ = “

b

g= gi

2

0+0,3

7±1,5

1,5±1,0

10

0+1,0

20 ±3,0

9 5+hO n，Q—2,0

3

0+0,5

8±2,0

1,5士 1,0

4

0+0,8

10±2,0

2,0书

12

0+1,0

20±3,0

9 5+1，"

2,0

5

0+1,0

12±2,0

2'0-1：5

14

0+1,0

20±3,0

9冃十1,0

—2,0

б

0+1,0

16±3,0

2,0十卜？

—1,5

16

0+1,0

22 士 4,0

2,0

7

0+1,0

16±3,0

2,0 士 1,5

18

0+1,0

22±4,0

2六1，5

2 0

8

0+1,0

16±3,0

2,0±1,5

9

0+1,0

16±3,0

2,0 士 1,5

20

0+1,0

22±4.0

2 5+1,5 NQ—2,0

Примечание. Допускается изменение размера е по сравнению с указанными в пп. 2 — 35 в случае применения специальных способов автоматической сварки под флюсом.

£ = $1

b

6=4

g 0 gl

S — Si

b

e ==s ©i

g u %

2

0+1,0

7 士 1,5

1,5 士 1,0

9

2±2,0

16 士 3,0

2，。土^

3

l±l,o

8±2,0

l,5±l,0

4

1 士 i,0

10 士 2,0

2，（）t；：g

10

2±2,0

20±4,0

2，U

5

l±l,0

Ю±2,0

2,o+；g

12

2±2,0

20 土 4,0

9 к+1,0 2,0

6

l±l,0

16±3,0

2,o+[J

14

2±2,0

20 土 4,0

2,0

16

2±2,0

22±4,0

2,5±2,0

7

2±2,0

16±3,o

2’吗g

18

2±2,0

22±4,0

2,5±2,0

20

2±2,0

22±4,0

2,5±2,0

8

2 士 2,0

16±3,0

2,0十7

—1,0

22

2±2,0

22±4,0

2,5±2,0

Примечания, 1. Полуавтоматическая сварка при 3 芯 s 芯 10 мм не рекомендуется. 2. Допускается разная ширина швов при взаимном проплавлении.

4. Вид соединения и шва СЗ; способы сварки Апш, Ппш

JSCfSes。

108

* Поперечное сечение соединения — q

* Поперечное сечение шза —6

€ 0 $f

b

g

g

2

0,5 士 0,5

7 士 1,5

8±2,0

1,5 士 1,0

3

1.0±l,0

8±2,0

8±2,0

1,5 士 1,0

\т

S = $1

ь

с

4

1,0 土 1,0

10±2,0

8±2,0

zJ ,5

б

1,0 土 1,0

12±2,0

10 士 2,0

при s<3 мм не рекомендуетвя

Г1 римечгние. Полуавтоматическая сварка

б. Вид соединения и шва С5; способ сварки Аф

F 二 S е+ 0 仆享?.9 +七斤5("2)%"

5，Вид соединения и шва С4; способы сварки А, П

S = Si

b

£

g

S = St

b

£

g

2

3

0+0,3 0+0,5

«

7±1,5

8±2,0

1,5 士 1,0

1,5土 1,0

7

0+1,0

14±2,0

2Q十:g

—1,5

4

0+0,8

10±2,0

2,0举

8

0+1,0

14±2,0

2,0+累

一1,5

5

0+1,0

12±2,0

2,呜&

9

0+1,0

16±3,0

2,0十於

6

0+1,0

12±2,0

2，。士 捐

10

12

0+1,0

0+1,0

16±3,0

18+3,0

2,o+；R

2,o+彊

一1,5

П р 且艮仁 у а 笈孤整 Полуавтоматическая сварка при х ^ 3 мм не рекомеидуетоя4

S 0 &

b

g

g

g*

2

0,0+1,0

10±2

1,5 士 1,0

1,0±1,0

3

1.0±1,0

10±2

1,5±1,0

1,0 土 1,。

4

1,0±1,0

14±2

2,0上猾

1,5±1,0

5

1,5 士 1,0

14 土 2

2,o+]g

1,5 士 1,0

6

1,5 士 1,0

18±3

2,0t 鴇

1,5 土 1,0

7

2,0±1,5

18±3

1,5

2,0±1,0

8

2,0 士 1,5

22±4

2,ot｝；5

2,0 ±1,0

9

2,0 士 1,5

22±4

2,o+"

2,0 ±1,0

10

2,0 土 1,5

22 士 4

2,0+鸨

—1,0

2,0±1,0

Примечание. Допускаются отсутствие обратного усиления шва сварного соединения и местные плавные ослабления глубиной не более 0」s при условии полного проплавления кромок.

7. Вид соединения и шва С6; способ сварки Ам

о5

110

$ = S[

b

с

g

S = Si

b

e

g

4

5

1,04-0,5

1,54-1,0

14±2 14±2

1,5 士 1,0

1,5 土 1,0

6

7

1,54-1,0 2,0+1,0

18±3

18±3

1,5±1,0

2,0±1,0

9. Вид соединения и шва С8; способ

сварки Аф

S = S*

ь

6

g

s == st

b

e

g

8

2,0+1,0

22±4

2,0 士 1,0

10

2,0+1,0

22±4

2,0 士 1,0

9

2,0+1,0

22±4

2,0 士 1,0

Продолжение

Примечание* Допускаются отсутствие обратного усиления шва сварного соединения и местные плавные ослабления глубиной не более 0」s при условии полного проплавления кромок.

8. Вид соединения и шва С7; способы сварки Ас, Пс

£ n §1

b

m

€

g

2

1,5 士 1,0

>15

10±2

1,5±1,0

3

1,5 土 1,0

>15

14±3

1,5±1,0

4

2,0 士 1,0

>15

14±3

2,0+鸨

6

2,0 土 1,0

>20

14±3

2,0+鸨

—1,0

6

3,0 ±1,5

>20

18±3

2,0十:?

—1,0

7

3,0±1,5

>25

18±3

2,0十"

8

3,0±1,5

》25

22±4

2 0+1°

9

4,0 士 1,5

>30

22±4

2,0十判

10

4,0士 1,5

>30

22 ±4

2,0十;个

12

5,0 士 1,5

>30

24 土 4

2,0十鸨

s -^鼠

h

f

5』％

Л

/

目1

16

8± 1

15±3

26

13±1

14±2

20 ±4

18

8±1

15±3

28

18±1

18±2

24 ±4

20

8±1

15±3

30

18±1

18±2

24 士 4

22

8±1

15 士 3

32

18±1

18±2

24 ±4

24

13±1

14±2

20 士 4

p）艺弘片儿+ 4sgs

3 0 $1

6 0/

S « Sj

目=» 6]

g Q叁

14

16

18±3

18±3

2,吐^

NQ—2,0

18

20

22 土 4

22 土 4

2 6十 1Q /山-2,0

3—2,0

10. Вид соединения и шва С9; способ сварки А

S d §1

e

g

S = Sj

g

18±3

18±3

1,5 士 1,0

1,5 士 1,0

16

24±4

2,5+^

10

20±4

1,5 土 1,0

2,吐體

2,0 十]g

—1 ,o

18

24±4

2内一2,0

12

14

22±4

22±4

20

24 ±4

2 5+'°

Продолжение

s« st

b

п, не менее

т, не менее

g

g

14

3±1,5

4

25

22 ±4

2,0十鸿

16

3±1,5

4

25

24 ±4

9 к+1>0 2,0

18

4±1,5

4

30

24±4

2,0

20

4 土 1,5

6

30

24±4

9 к+1,0 "—2,0

22

5 士 1,5

6

30

26±4

/Q一2Q

24

26

5±1,5

5±1,5

6

6

30

40

26 士 4

30±4

-力一2,0

28

5±1,5

6

40

30

2 5十 16

30

5 士 1,5.

6

40

30 ±4

2 5十12 /口一2,0

13. Вид cc

единения и л

гва С12; сг

юсоб свару

си А

S Jj S[

b

门， не менее

m, не менее

g

g

8

2±l,0

3

25

18±3

1,5 土 1,0

3

25

20±3

1,5 士 1,0

9

2±l,0

3

25

20±3

1,5±1,0

10

2±l,0

3

25

22±4

2，。土捐

12

2±l,0

S

8

g

b

e

g

8

2 ± 1,0

18±3

1,5±1.0

14

3±1,5

22±4

2,0士瑞

9

2±1,0

20±3

1,5±1,0

16

3±1,5

2 #1,0 厶"一2,0

10

2±1,0

20±3

1,5 土 1,0

24±4

12

2±1.0

22±4

2,0t鴇!

1

18

4 土 1,5

24±4

2—2,0

S

ь

g

g

S

ь

С

g

20

4±1,5

24±4

2—2,0

26

5 士 1,5

30 ±4

22

5 土 1,5

26±4

2 5十 1,5 2,0

28

5±1,5

30 ±4

2 к+1,5 43—2,0

24

5±1,5

26 ±4

2 5+产

NQ—2,0

30

5 士 1,5

30±4

2,0

S ^^ M

e

g

仆

s =SI

0

g

曲

18

22±4

2，。半

1,5士1,0

22

24±4

2,0t 體

1,5 士 1,0

20

24 ±4

2，。士猾

l,5±l,0

24

24±4

2,o+* 1

1,5 士 1,0

14. Вид соединения и шва С13; способы сварки А, П

3 0 sl

e E^ е]

g =g

S » Sj

e = ₽i

14

18±3

2,0+界

20

22±4

9 5+1°

2,0

16

18±3

95+1.0

3—2,0

22

24±4

2—2,0

18

22 ±4

25+1,0 乙口一2,0

24

24 士 4

3—2,0

Пл

S = Si

g

S 0闻

e

14

20 土 4

2,()十鸨

24

30 ±6

9 5+1,0 2—2,0

16

20±4

"一2,0

26

37±7

43—2,0

18

25±5

2—2,0

28

37±7

厶 3一2,0

20

25±5

-2,0

30

37±7

2,0

22

30±6

"—2,0

к

f

气

g

6 = $1

6

5

3±1

17±3

12±2

1,5 士 1,0

7

3±1

17±3

12±2

1,5 土 1,0

6

3±1

17±3

12±2

1,5 土 1,0

117

19. Вид соединения и шва С18; способы сварки Ас, Пс

力

е

g

5 = Si

h

6

8

4±1

17±3

13 ±2

1,5 士 1,0

12

5±1

20±4

14±2

2,0t鸨

9

10

；4±1 5±1

20 ±4 20±4

13±2

14±2

1,5 士 1,0

1,5±1,0

14

8±1

20 士 4

16 士 2

2，。t 體

18. Вид соединения и шва С17; способы

сварки Аф, Ам

6 U &

6

g

g

8 nsi

С

е

g

8

3±1

18±3

1,5 士 1,0

16

4±1

24 士 4

95十I，0

2,0

9

3±1

18±3

1,5±1,0

18

4±1

24 士 4

2,0

10

3±1

20 ±3

1,5±1,0

20

4±1

24 士 4

2,0

12

3±1

22±4

2,0串

22

4士 1

26 士 5

2 с+1,0 "—2,0

14

4±1

22±4

2’。+鸨

24

4±1

26±5

2—2,0

118

S = Si

b

п

m

в

&

8

2±1,0

3

30

16 ±3

1,5±1,0

9

2±1.0

3

30

17±3

1,5 士 1,0

10

2±1.0

3

30

18±3

1,5 士 1,0

12

2±1.0

3

30

20±3

1,5 士 1,0

14

3±1,5

4

30

23±3

1,5±1,0

16

3±1,5

4

30

24 ±3

2 o+L°

Д —1,5

18

4 士 1,5

4

40

28±4

2 o+L°

20

4 士 1,5

6

40

30±4

2,o+*

-IQ

22

5 土 1,5

6

40

32±4

2 o+L°

24

5±1,5

6

40

34 士 4

2,o+"

26

5±1,5

6

50

36 士 4

2,吐體

28

5 士 1,5

6

50

38 士 4

2-°±I：5

30

5±1,5

6

50

40±4

2,可

119

22. Вид соединений и шва С21; способ сварки AJ 4

S

ь

g

g

S

分

в

g

2±1,0

16±3

2±1,5

20

4 士 1,5

30±4

2 士 1,5

2±1,0

17±3

2 士 1,5

22

5士 1,5

32 ±4

2±1,5

10

2 士 1,0

18±3

2 士 1,5

24

5±1.5

34±4

2±1,5

12

2±1,0

20 ±3

2 士 1,5

26

5士 1,5

36±4

2±1,5

14

3±1,5

23 ±3

2 士 1,5

28

5±1,5

38±4

2±1,5

16

3±1,5

24 ±3

2±1,5

30

5 士 1,5

40±4

2±1,5

18

4 士 1,5

28±3

2 士 1,5

21. Вид

соединения и шва С20; способ сварки Аф

а

S— S1

6

*= «1

g

16

19±2

2,吗8

35

25±3

2,0埸

20

20±2

2，。％

40

26 士 4

2，。切

25

30

22±2

23±3

2,吗8 2吗З

45

50

28±4

30±4

2,0

2 0十 1，5

G

S^= Sj

С

R

£

g

a,®

24

6±1

5±1

24±4

15+4

о <Н，0 2,0

13±2

26

6±1

5±1

25±4

15+4

о 5+1，° 2,0

13±2

28

6±1

5±1

26±4

15+4

9 5+LO NQ—2,0

13±2.

30

6±1

5±1

27 ±4

15十4

2 5十1，0 2,0

13±2

32

6士 1

5±1

28±4

15十4

9 5 +1-0 2,0 _2,0

13±2

34

6±1

5±1

29 ±4

16+4

9 5+I,。 2Q—2,0

13±2

36

6±1

5±1

30 ±4

16+4

43—2,0

13±2

38

6±1

5±1

31±4

16+4

95+1,0 "—2,0

13±2

40

6±1

5±1

32 ±4

16十4

2 5十I,。

—2,0

13±2

42

6±1

5±1

33 士4

16+4

2 5+1,5 2,0

13±2

45

6±1

5±1

34 ±5

16+4

25+1,5 2,0

13±2 '

48

6±1

5±1

36 ±5

18+4

z 卢一2,0

13±2

50

6±1

5±1

37±5

18+4

2 s+L5 2—2,0

13±2

55

6±1

5土 1

39 ±5

18+4

9 5+「5 2,0

13±2

60

6±1

8±1

45±6

18+4

2 5十1石 2,0

13±2

65

6±1

8±1

47±6

18+4

--2,0

13±2

9 2期

С

R

晕

g

a,'

70

8士 1

8士 1

47±6

20+4

2 в 十 1,5 2,0

12±2

80

8±1

8士 1

51±7

20+4

9 口+1,5

—2,0

12±2

90

8士 1

8士 1

65±8

20十4

25十1,5

12±2

100

8±1

8±1

59±9

20+4

2 5+1?5 2力一2,0

12±2

НО

8±1

10±1

60±9

20+4

4,0十羽

10±2

115

8士 1

10±1

61±9

20+4

4 0+2，0 3,0

10±2

120

8±1

10±1

63±9

20十4

4,吗8

10±2

125

8±1

10±1

64 ±10

20+4

4，。+器

10±2

130

8±1

10±1

66 ±10

20+4

4，。+計

10±2

140

8±1

10±1

69±11

20十4

4,0十能

10±2

150

8±1

10±1

72 ±12

20+4

4,0+芻

10±2

160

8± 1

10±1

76±12

20+4

4，。十密

10±2

23. Вид соединения и шва С22; способ сварки Апш

S = Sj

R

g

a*.

S = $]

R

6

g

a,*

28

6±1

25±5

Z, —2,0

13±2

60

8±1

46±7

9 5+ L5 "—2,0

13±2

30

6±1

28±6

ZQ—2,0

13±2

65

8± 1

46±7

9 s+L5

2,0

13±2

32

34

6±1

6±1

28±6

28±6

о 5+1° NQ—2,0

z, —2,0

13±2

13±2

70

80

8±1

8± 1

50±9

50±9

2,0

9 5+15 2—2,0

12±2

12±2

36

6±1

28±6

25+lQ NQ—2,0

13±2

90

8±1

58 ±10

2,0

12±2

38

6±1

31±6

2 廿 1,0 /宓一2,0

13±2

100

8±1

58±10

о 5 十 2,0

10±2

40

6±1

31±6

9 5+1,0 NQ_2,0

13±2

110

10±1

61±10

9 5十 1，5 2Q

10±2

42

6±1

31±6

2 5+1,5 43—2,0

13±2

115

10±1

63±10

2 5+1*

10±2

45

6±1

36±7

2,5 土^

13±2

120

10±1

65±10

9 5十 Lb NQ—2,0

10±2

48

6±1

36±7

2力一吧

13±2

125

10±1

67 ±10

9 &+L5 NQ—2Q

10±2

60

6±1

36±7

0 5十1石

3一2,0

13±2

130

10±1

68±11

2 5十1力

A?—2Q

10±2

55

6±1

36±7

0 5十1石

2 力一2,0

13±2

0J

S ■ $1

R

晕

g

a。，

R

£

g

oce,

24

6±1

25±5

2,0

13±2

26

6±1

25 土 5

3—2,0

13±2

S 0 Si

£

g

Sa/

g

16

23±4

—2,0

25

27±4

2 5+ 1Q

20

25±4

2 c+1,0

2,0

30

30±4

9 k+1>0 2,0

£

•S =» S]

g

35

31±5

2 5 十 1,0

—2,0

45

36±6

2 5十 1,0

—2,0

40

34±5

2 к+1,0

—2,0

50

38±6

NQ—2,0

S =■ Sj

£

g

S =■ S1

4

g

25

21±3

/3一2,0

40

24 士 4

2 5+「° "—2,0

30

22±3

/由一2,0

45

25±4

2,0

35

23±3

2 5+1,0 /3—2,0

50

26±4

2 5十 1,5 43—2,0

27* Вид соединения и шва С26; способ сварки Аф

8

е

S

g

16

23±4

43—2,0

35

31±5

-2,0

20

25±4

о #1,0

—2,0

40

34±5

2什1，5 43—2,0

25

27 土 4

2,0

45

36±6

2十,5

2,0

30

30 ±4

40—2,0

50

38±6

-2,0

26. Вид соединения и шва С25; способ сварки Аф

g q电

£

g

$ 0邑

8

&

16

19±3

2,5協

20

20±3

25十1,0 43—2,0

e

e

g

20

30±2

2,0

38

38 士 3

Z 力一2,0

22

31±2

43—2,0

40

39 ±3

о 5+ L5 /卢一2,0

24

32±2

2,0

42

40±3

2,0

26

33±2

2,0

45

41±4

2—2,0

28

34±2

о с+1,0 "—2,0

48

42±4

-2,0

30

34 ±3

2 冃+1,0 40—2,0

50

43 士 4

-2,0

32

35±3

25十1,0

55

46±4

34

36±3

9 廿1，0

—2,0

60

49±4

/内一2,0

36

37±3

2,0

29. Вид соединения и шва С28; способ сварки А

5 = Sj

£

g

e

g

24

28 士 3

о 冃+LO /2一2,0

40

36±4

-2,0

26

29 士 3

2,吗&

42

36 ±4

40一2,0

28

31±3

2,0

45

38±4

2,0

30

31±3

49—2,0

48

40 ±4

45—2,0

32

32±3

43—2,0

60

40±4

43—2,0

34

33±3

9 5+1,0

2,0

55

42±5

2 4+1,5 /户-2Q

36

34 士 4

0 в+1,0

* —2,0

60

45±5

2卢一2,0

38

35 土 4

'力一2,0

S

g

£

s

g

g

16

28±2

2,0

40

38 士 4

4°-2,0

20

30 ±2

2—2,0

45

41±4

2,0

25

31±3

2,0

50

43±5

2 5十 1,5

—2,0

30

34±3

-2,0

55

45±5

25+1,5

35

36±4

2 5+1，° 43—2,0

60

47±5

4°一2,0

30. Вид соединения

и шва С29; способ сварки

A

S ™ Sj

s =a §1

6 g Q

20

22 士 3'

26

26±4

22

22±3

28

26 ±4

24

22±3

30

80 士 4

31. Вид соединения и шва СЗО; способы сварки А, П

32. Вид соединения и шва С31; способ сварки Аф

а

$ == S]

е ■ 6]

gn曲

S = Sj

£ = %

g|0 经

20

16±2

2—2,0

42

29±3

9 %+1,5 2,0

22

18±2

2 5十1，° 2,0

44

30 ±3

2—2,0

24

19±2

2,0

46

31±4

2—2,0

26

20±2

9 5+I.O

2,0

48

32±4

2—2,0

28

21±2

2 к+1,0 2,0

50

33 ±4

2 5十1方 2,0

30

22±2

25+1° /内一2,0

52

34 士 4

2 5十 1,5

2,0

32

23 士 3

9 с+1,0

4 —2,0

54

36±4

2 5十 1,5

—2,0

34

24 ±3

3—2,0

56

37±4

9 5+1 ‘5 2,0

36

25±3

о 5+ L。

A —2,0

58

38±4

43—2,0

38

27 ±3

9 к+1,0 2—2,0

60

39±4

/内一2,0

40

28±3

о 5+1 ‘ 5

—2,0

Прим

е ч а н и е.

При полуавтомат

?ческой свари

е притуплен

ие равно 3 士 1 мм.

24

30±5

2 5十 1,0 2,0

34

35±5

9 5十 1 ‘° 2,0

26

30 ±5

“，Ь_2,0

36

35±5

2,5十儿

28

30±5

о 5+1，° 2由一2,0

38

35±5

2,5+^

30

35±5

—2,0

40

35±5

25十1Q /心一2,0

32

35±5

95+I.O

2—2,0

e =外

g = gi

33. Вид соединения и шва С32; способ сварки Ап к

d

3 =« $1

g = &

a J

S — Si

g = &

a,。

24

24±4

2 5~Н，0 43—2,0

30 ±3

28

24 土 4

2,0

30 ±3

26

24±4

"一2,0

30±3

30

29±1,5

2,0

30 ±3

g E巳

•' F Q

g = &1

a,'

32

29 士 5

2 c+1,0 4"_2,0

30±3

48

29±5

9 c+1,5 3—2,0

25±3

34

29 + 5

2 5+LO

2,0

30±3

50

33±5

2, —2,0

25±3

36

29 士 5

43—2,0

30±3

52

33±5

9 5+1,5 3—2,0

25±3

38

29±5

NQ—2,0

30±3

54

33±5

/q一2,0

25 士 3

40

29±5

3—2,0

25 + 3

56

36±5

2,0

25±3

42

29±5

9 r+L5

2,0

25±3

58

36±5

9 R十 1,5 3—2,0

25±3

44

29±5

95十1,5

—2,0

25±3

60

36±5

2,0

25±3

46

29±5

2 5+1，5

—2,0

25±3

1Jрийолжение

$ в £]

£ = q

g = gl

S =2 Sj

e = ^)

g = gl

90

36±5

f —2,0

125

44 ±6

2,0

100

38±5

0 什1,5 3—2,0

130

45±6

2 0+I，5 4U—2Q

110

40 ±5

1,5 3—2,0

140

47 士 6

9 5+l,5 2—2,0

115

41 + 6

9 什 1,5

150

49±7

45—2,0

120

43十6

и、十 1,5

160

51 士 8

9 0+1,5 2—2,0

Продолжение

Вид соединения и шва С34; способы сварки Апш,

35.

S = Si

e == G

gn &

$ = Sj

e = q

g= gi

50

27±3

9 冃+1,0 3—2,0

65

31 士 4

9 冃 + 1Q "卢一2,0

55

28±3

25十1,0 /内一2,0

70

32±4

О в+1,0 3—2,0

60

29±3

—2,0

80

34±4

2 5+1,0 4，—2,0

130

kRh)C + pf)气疙

宀 0Q&g

Ппш

S ； S]

&

h

e

修

g

а/

16

2士 1

8±1

18±3

16 士 2

4J,0

25±3

18

2±1

8±1

18±3

16±2

9 5+1,0 2,0

25±3

20

2±1

8 土 1

18±3

16i2

3一2,0

25±3

22

2±1

8±1

22±4

16±2

2,0

25±3

24

2±1

8±1

22±4

16±2

0 к+1>0 "一2,0

25±3

\26

2±1

8±1

22 士 4

16 土 2

9 к+1>0

—2,0

25±3

28

2±1

9±1

26±4

17±2

о к+1,0

ZQ—2,0

25±3

30

2±I

9士 I

26 土 4

17 士 2

0 5+1，0

—2,0

25±3

32

2±1

9 ± 1

26 士 4

17 士 2

О 5+1,0 々А—2,0

25±3

5*

131

37. Вид соединения и шва У2; способы сварки Апш, Ппш

' ■ S]

6

е

*1

g

34

2±1

9±1

28±5

17 士 2

9 5+Г。 2—2,0

25 士 3

36

2±1

9±1

28±5

17±2

9 冃+1Q

厶 2,0

25±3

38

2±1

10±1

28±5

19±2

—2,0

25 士 3

40

3士 1

10±1

34±5

20 ±2

9 5+1 ‘5

22±2

42

3±1

Ю±1

34±5

20±2

2,0

22 ±2

44

3 ± 1

Ю±1

34±5

20±2

—2,0

22 ±2

46

3 ± 1

10±1

40±5

20±2

9 5+1,5 2,0

22±2

48

3±1

10±1

40±5

20±2

2小+1万

22±2

50

3±1

10±1

40±б

20±2

2,0

22±2

52

3±1

10±1

45±5

20 士 2

/卢一2,0

20±2

54

3±1

10±1

45 ±5

20±2

25 +1,5 /Q —2,0

20 ± 2

56

3±1

Ю±1

45±б

20±2

4 b_2,0

20±2

68

3±1

10±1

50 ±5

20±2

2 5十 1‘5

20±2

60

3±1

Ю±1

50±5

20 ±2

9 5+l,5 ZQ—2,0

20±2

St>0,7$ а

36. Вид соединения и шва

У1; способы сварки А, П

&三 1,5 —- 3,0 мм; е «==($ + s, + 3

2

F-二 (/ "

『?产

s

c

К, не менее

s

c

K, не менее

6

2±1

3

10

3±1

4

7

2±1

3

12

3士 i

4

8

2±1

3

14

3±1

4

9

2±1

3

5

тол!дннв свариваемых ле-

Примечание. К устанавливают по наименьшей талей.

38. Вид соединения и шва УЗ; способы сварки Апш( Ппш

s

К, не mehw®

1

К* нс менее

8

13±3

4

14

20±3

5

9

13±3

4

16

25±4

6

10

15±3

5

18

25±4

6

12

I5±3

6

20

25 士 4

б

39. Вид соединении и шва ¥4; сиоссбы сварки Лпш, 11иш

41. Вид соединения “ шва Т2; способы сварки Апш, Ппш

s

h

g

C

W

20

7士 1

20 土 3

3士2

32

10±1

30 ±4

5士 2

22

7士 1

20±3

3±2

34

10±1

30±4

5 士2

24

7士 1

20 土 3

3±2

36

12i!

40±4

5 土2

26

8土 I

25 士 4

4 + 2

28

12±1

40 土 4

5士2

28

8土丨

25 ±4

4+2

10

12士1

4()±4

5 士2

30

101-1

30+1

5土 2

s^OJs

s

b

K, не менее

не менее

S

ь

К, не

менее

К〔，не менее

3

0±l,5

3

3

10

0+2,0-

4

5

4

0 土 1,5

4

3

12

0+3,0

5

5

5

0±l,5

4

3

14

0+3,0

5

5

6

0±2,0

4

4

16

0+3,0

6

6

7

0±2,0

4

4

18

0+3,0

6

6

8

0±2,0

4

4

20

0+3,0

6

6

9

0+2,0

4

4

42. Виды соединения и шва ТЗ, Т4, Тб; способ сварки П

40. Виды соединения и шва Т1, Т5; способы сварки А, П

6

S

b

не менее

s

b

К, не менее

3

04-0,8

з

10

0+1,5

4

0+1,0

3

12

0+1,5

5

0+1,0

3

11

0+1,5

5

6

0+1,5

4

16

Q 十 1,5

0+1,5

4

18

0+1,5

0,35s

8

0+1,5

4

■Ю

o-l-1,5

0,35s

9

0+1,5

4

S

b

К, НВ менее

S

ь

не менее

0+0,6

3

0+1,5

4

0+0,8

3

0+1,5

4

0+1,0

3

0+1,5

4

0+1,0

3

10

0+1,5

4

0+1,5

4

12

0+1,5

5

£

&

К, нс менее

5

b

К, не менее

14

04-1,5

5

24

0+1,5

0,35s

16

04-1,5

5

26

0+1,5

0,355

18

0+1,5

0,35s

28

0+1,5

0,35s

20

0+1,5

0,35s

30

0+1,5

0,35s

22

0+1,5

0,35s

Примечание, Размеры ， н f устанавливают при проектировании с предельным отклонением ± 10% номинального значения.

43. Виды соединения и шва Т7, Т8; способ сварки П

g

№

s

g

У

8

4 士2

6

16

6±2

8

9

4 士2

5

18

6±2

8

10

5±2

6

20

6±2

9

12

5±2

6

22

7±2

10

14

5±2

7

24

7±2