Технологии сварки. Сварка аустенитных сталей
Основные свойства и классификация
Существующие аустенитные высоколегированные стали и сплавы различают по
содержанию основных легирующих элементов — хрома и никеля и по составу
основы сплава. Высоколегированными аустенитными сталями считают сплавы
на основе железа, легированные различными элементами в количестве до
55%, в которых содержание основных легирующих элементов — хрома и никеля
обычно не выше 15 и 7% соответственно. К аустенитным сплавам относят
железоникелевые сплавы с содержанием железа и никеля более 65% при
отношении никеля к железу 1:1,5 и никелевые сплавы с содержанием никеля
не менее 55%.
Аустенитные стали и сплавы классифицируют по системе легирования,
структурному классу, свойствам и служебному назначению.
Высоколегированные стали и сплавы являются важнейшими материалами,
широко применяемыми в химическом, нефтяном, энергетическом
машиностроении и других отраслях промышленности для изготовления
конструкций, работающих в широком диапазоне температур. Благодаря
высоким механическим свойствам при отрицательных температурах
высоколегированные стали и сплавы применяют в ряде случаев и как
хладостойкие. Соответствующий подбор легирующих элементов определяет
свойства и основное служебное назначение этих сталей и сплавов.
Характерным отличием коррозионно-стойких сталей является пониженное
содержание углерода (не более 0,12%). При соответствующем легировании и
термической обработке стали обладают высокой коррозионной стойкостью при
20° С и повышенной температуре как в газовой среде, так и в водных
растворах кислот, щелочей и в жидкометаллических средах.
К жаропрочным относятся стали и сплавы, обладающие высокими
механическими свойствами при повышенных температурах и способностью
выдерживать нагрузки при нагреве в течение длительного времени. Для
придания этих свойств стали и сплавы легируют элементами-упрочнителями —
молибденом и вольфрамом (до 7% каждого). Важной легирующей присадкой,
вводимой в некоторые стали и сплавы, является бор, способствующий
измельчению зерна.
Жаростойкие стали и сплавы обладают стойкостью против химического
разрушения поверхности в газовых средах при температурах до 1100—1150
0С. Обычно их используют для слабонагруженных деталей (нагревательные
элементы, печная арматура, газопроводные системы и т. д.). Высокая
окалиностойкость этих сталей и сплавов достигается легированием
алюминием (до 2,5%) и кремнием, способствующими созданию прочных и
плотных окислов на поверхности деталей, предохраняющих металл от
контакта с газовой средой.
По системе легирования аустенитные стали делятся на два основных типа:
хромоникелевые и хромомарганцевые. Существуют также
хромоникельмолибденовые и хромоникельмарганцевые стали.
В зависимости от основной структуры, получаемой при охлаждении на
воздухе, различают следующие классы аустенитных сталей:
аустенитно-мартенситные, аустенитно-ферритные, аустенитные.
Сплавы на железоникелевой (при содержании никеля более 30%) и никелевой
основах по структуре являются стабильноаустенитными и не имеют
структурных превращений при охлаждении на воздухе.
В настоящее время находят применение также аустенитно-боридные
Х15Н15М2БР1 (ЭП380), Х25Н20С2Р1 (ЭП532), ХН77СР1 (ЭП615) и
высокохромистые аустенитные ХН35ВЮ (ЭП568), ХН50 (ЭП668) стали и сплавы,
основная структура которых содержит аустенит и боридную или
хромоникелевую эвтектические фазы соответственно.
После соответствующей термической обработки высоколегированные стали и
сплавы обладают высокими прочностными и пластическими свойствами. В
отличие от углеродистых эти стали при закалке приобретают повышенные
пластические свойства. Структуры высоколегированных сталей разнообразны
и зависят не только от их состава, но и от режимов термической
обработки, степени пластической деформации и других факторов.
В аустенитных хромоникелевых сталях, легированных титаном и ниобием,
образуются не только карбиды хрома, но и карбиды титана и ниобия. При
содержании титана Ti > (%С—0,02)x5] или ниобия Nb > (%Сx10) весь
свободный углерод (выше предела его растворимости в аустените) может
выделиться в виде карбидов титана или ниобия, а аустенитная сталь
становится не склонной к межкристаллитной коррозии. Выпадение карбидов
повышает прочностные и понижает пластические свойства сталей. Это
свойство карбидов используют для карбидного упрочнения жаропрочных
сталей, проводимого в комплексе с интерметаллидным упрочнением
частицами. К интерметаллидным соединениям относят и ?-фазу, которая
образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном
охлаждении при температурах ниже 900—950 0С. Она обладает ограниченной
растворимостью в ?- и ?-твердых растворах и, выделяясь преимущественно
по границам зерен, упрочняет сплав и одновременно резко снижает
пластические свойства и ударную вязкость металла. Повышенные
концентрации в стали хрома (16—25%) и элементов-ферритизаторов
(молибдена, кремния и др.) способствуют образованию ?-фазы при 700—850
0С. Выделение этой фазы происходит преимущественно с образованием
промежуточной фазы феррита (?????) или преобразования ?-феррита (???).
Однако возможно ее выделение и непосредственно из твердого раствора
(???).
В хромомарганцовистых сталях с высоким содержанием хрома и марганца при
замедленном охлаждении также наблюдается выделение ?-фазы. Углерод в
хромомарганцовистых и хромомарганцевоникелевых сталях приводит к
дисперсионному твердению сталей после соответствующей термической
обработки, особенно при совместном легировании с карбидообразующими
элементами (ванадием, ниобием и вольфрамом).
Упрочнение аустенитно-боридных сталей происходит в основном за счет
образования боридов железа, хрома, ниобия, углерода, молибдена и
вольфрама. В соответствии с этими процессами аустенитные стали
подразделяют в зависимости от вида упрочнения на карбидные, боридные и с
интерметаллидным упрочнением. Однако в большинстве случаев в связи с
содержанием в сталях и сплавах большого количества различных легирующих
элементов их упрочнение происходит за счет комплексного влияния
дисперсных фаз и интерметаллидных включений.
Особенности сварки
Основные трудности сварки рассматриваемых сталей и сплавов обусловлены
многокомпонентное/то их легирования и разнообразием условий эксплуатации
сварных конструкций. Главной и общей особенностью сварки является
склонность к образованию в шве и околошовной зоне горячих трещин,
имеющих межкристаллитный характер. Они могут наблюдаться как в виде
мельчайших микронадрывов, так и видимых трещин. Горячие трещины могут
возникнуть и при термической обработке или работе конструкции при
повышенных температурах. Образование горячих трещин связано с
формированием при сварке крупнозернистой макроструктуры, особенно
выраженной в многослойных швах, когда кристаллы последующего слоя
продолжают кристаллы предыдущего слоя, и наличием напряжений усадки.
Металлу сварных швов свойственны ячеисто-дендритные формы
кристаллизации, что приводит к образованию крупных столбчатых кристаллов
и обогащению междендритных участков примесями, образующими легкоплавкие
фазы. В аустенитных швах столбчатая структура выражена наиболее четко.
Применение методов, способствующих измельчению кристаллов и устранению
столбчатой структуры, повышает стойкость швов против образования горячих
трещин. Одним из таких методов является получение швов, имеющих в
структуре некоторое количество первичного ?-феррита. Положительное
действие феррита в аустенитно-ферритных швах на предупреждение
образования в них горячих трещин связано с изменением схемы
кристаллизации и большей растворимостью в нем ликвирующих примесей.
Одновременное выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и первичного
?-феррита приводит к измельчению и дезориентации структуры, т. е. к
уменьшению сечения столбчатых кристаллов, разделенных участками
первичного ?-феррита. В результате вероятность образования горячих
трещин по местам расположения жидких прослоек уменьшается. Получение
аустенитно-ферритных швов достигается их дополнительным легированием
ферритообразующими элементами, такими как хром, кремний, алюминий,
молибден и др. В изделиях, работающих как коррозионно-стойкие при
температурах до 400 0С, допускается содержание феррита до 20—25% . В
изделиях из жаропрочных и жаростойких сталей, работающих при более
высоких температурах, с целью предупреждения сигматизации количество
?-феррита в швах ограничивают 4—5%.
В сталях с большим запасом аустенитности получение швов с
аустенитно-ферритной структурой затруднено. Возможность предотвращения в
них горячих трещин достигается ограничением содержания в швах примесей,
образующих легкоплавкие эвтектики (фосфора, серы). Для этого применяют
сварочные материалы, изготовленные из сталей вакуумной выплавки или
электрошлакового переплава, и ограничивают проплавление основного
металла. В некоторых случаях можно улучшить стойкость швов против
горячих трещин повышением содержания ликвирующих примесей до
концентраций, обеспечивающих получение на завершающих стадиях
кристаллизации обильной эвтектики на поверхности кристаллитов, например
при легировании стали бором (0,3—1,5%). При этом уменьшаются деформации,
накапливаемые в металле шва к концу кристаллизации, вследствие понижения
верхней температуры эффективного интервала кристаллизации. Снижение
действия силового фактора (ограничением тока, заполнением разделки
валиками небольшого сечения, рациональной конструкцией соединения и др.)
также является фактором предупреждения горячих трещин.
Кроме сложности получения на аустенитных высоколегированных сталях и
сплавах швов без горячих трещин, имеются и другие особенности сварки,
обусловленные особенностями их использования. К сварным соединениям
жаропрочных сталей предъявляется требование сохранения в течение
длительного времени высоких механических свойств при повышенных
температурах. Большие скорости охлаждения при сварке приводят к фиксации
неравновесных структур в металле шва. В процессе эксплуатации при
температурах выше 350 0С в результате диффузионных процессов в стали
появляются новые структурные составляющие, приводящие к снижению
пластических свойств металла шва. Термическое старение при 350—500 0С
вызывает появление «475-градусной хрупкости», а при 500—650 0С приводит
к выпадению карбидов и одновременно к образованию ?-фазы. Выдержка при
700—850 0С интенсифицирует образование ?-фазы с соответствующим сильным
охрупчиванием металла при более низких температурах и снижением
прочности при высоких температурах. При этом возрастает роль и
интерметаллидного упрочнения. В процессах теплового старения аустенитных
сталей ведущее место занимают процессы карбидного и интерметаллидного
упрочнения, поэтому для уменьшения склонности сварных соединений
жаростойких и жаропрочных сталей к охрупчиванию в результате выпадения
карбидов эффективно снижать содержание углерода в основном металле и
металле шва.
В околошовной зоне некоторых жаропрочных аустенитных сталей под
действием термического цикла сварки снижаются пластические и прочностные
свойства, что может повести к образованию в этой зоне трещин. Подобные
изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузионных
процессов, приводящих к повышенной концентрации в металле околошовной
зоны поверхностно-активных элементов (углерода, кислорода и др.),
которые совместно с другими примесями могут образовывать легкоплавкие
эвтектики и в конечном итоге обусловливать появление горячих трещин.
Кроме того, при длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться
мелкодисперсные карбиды и интерметаллиды. Образование непрерывной
прослойки карбидов и интерметаллидов по границам зерен приводит к
охрупчиванию шва. При сварке этих сталей для предупреждения горячих
трещин в шве часто получают наплавленный металл, по составу отличающийся
от основного и имеющий двухфазную структуру. Однако в процессе
высокотемпературной эксплуатации происходит карбидное и интерметаллидное
упрочнение такого наплавленного металла и соответствующее снижение его
пластических свойств, что приводит к локализации в околошовной зоне
деформаций и образованию в ней трещин. Этому способствуют и значительные
остаточные сварочные напряжения, а также рабочие напряжения.
Предотвращение подобных локальных разрушений достигается термической
обработкой: аустенизацией при 1050—1100 0С для снятия остаточных
сварочных напряжений, самонаклепа и придания сварному соединению более
однородных свойств. В некоторых случаях аустенизация сопровождается
последующим стабилизирующим отжигом при 750—800 0С для получения
относительно стабильных структур в результате выпадения карбидной и
интерметаллидной фаз. Локальные разрушения характерны для участка
перегрева околошовной зоны и являются межкристаллическими разрушениями
вследствие концентрации деформаций по границам зерен и развития
процессов межзеренного проскальзывания. Упрочнение границ зерен стали
типа Х16Н9М2 за счет молибдена, образующего карбиды по границам зерен, а
также уменьшение содержания углерода (до 0,02%) или увеличение
содержания бора до 0,5% в сталях 1Х15Н24В4Т и 1Х14Н14В2М соответственно
повышает сопротивляемость сталей локальным разрушениям. Другим средством
снижения склонности к локальным разрушениям является получение более
пластичного металла шва.
При сварке высокопрочных сталей в околошовной зоне возможно образование
холодных трещин. Поэтому до сварки рекомендуется произвести их
аустенизацию для получения высоких пластических свойств металла, а
упрочняющую термическую обработку проводить после сварки.
Предварительный и сопутствующий нагрев до 350—450 0С также уменьшает
опасность образования холодных трещин.
При сварке жаростойких сталей под действием нагрева в металле швов могут
наблюдаться такие же структурные изменения, как и при сварке жаропрочных
сталей. Большинство жаростойких сталей и сплавов имеют большой запас
аустенитности и поэтому при сварке не претерпевают фазовых превращений,
кроме карбидного и интерметаллидного дисперсионного твердения. На этих
сталях также возможно образование холодных трещин в шве и околошовной
зоне, предупреждение которых в некоторых случаях может быть достигнуто
предварительным нагревом до 2 50—550 0С.
Высоколегированные аустенитные стали и сплавы наиболее часто используют
как коррозионно-стойкие. Основным требованием, которое предъявляется к
сварным соединениям, является стойкость к различным видам коррозии.
Межкристаллитная коррозия может развиваться как в металле шва, так и в
основном металле у линий сплавления (ножевая коррозия) или на некотором
удалении от шва. Механизм развития этих видов коррозии одинаков, однако
причины возникновения названных видов межкристаллитной коррозии
различны.
Межкристаллитная коррозия в металле шва возникает в результате выделения
из аустенита под действием термического цикла сварки карбидов хрома,
приводящих к обеднению хромом приграничных объемов зерен. Основными
причинами этого являются повышенное содержание в металле шва углерода и
отсутствие или недостаточное содержание титана или ниобия. Стойкость шва
против межкристаллитной коррозии уменьшается в результате длительного
воздействия нагрева при неблагоприятном термическом цикле сварки или
эксплуатации изделия. Аустенитно-ферритные швы со сплошной структурой и
извилистыми очертаниями границ зерен имеют повышенную стойкость против
межкристаллитной коррозии по сравнению с аустенитными. Возрастание
протяженности границ зерен вследствие измельчения зерен увеличивает
площадь поверхности, на которой выделяются карбиды. Выделяющиеся карбиды
более дисперсны, и местное обеднение объема зерна хромом происходит на
меньшую глубину. Кроме того, процессы диффузии в феррите происходят
значительно быстрее, что ускоряет выравнивание концентрации хрома в
обедненных приграничных и центральных участках зерен.
Межкристаллитная коррозия (МКК) основного металла на некотором
расстоянии от шва также вызвана действием термического цикла сварки на
ту часть основного металла, которая была нагрета до критических
температур.
Склонность стали и швов к межкристаллитной коррозии предупреждается:
1) снижением содержания углерода до пределов его растворимости в
аустсните (до 0,02—0,03%);
2) легированием более энергичными, чем хром, карбидообразующими
элементами (стабилизация титаном, ниобием, танталом, ванадием и др.);
3) стабилизирующим отжигом при 850—900 0С в течение 2—3 ч или
аустенизацией — закалкой с 1050—1100 0С;
4) созданием аустенитно-ферритной структуры с содержанием феррита до
20—25% путем дополнительного легирования хромом, кремнием, молибденом,
алюминием и др. Однако такое высокое содержание в структуре феррита
может понизить стойкость металла к общей коррозии.
Эти же меры способствуют и предупреждению ножевой коррозии.
Ножевая коррозия поражает основной металл. Этот вид коррозии развивается
в сталях, стабилизированных титаном и ниобием на участках, нагретых при
сварке до температур выше 1250 0С, где карбиды титана и ниобия
растворяются в аустените. Повторное тепловое воздействие на этот металл
критических температур 500—800 0С (например, при многослойной сварке)
приведет к сохранению титана и ниобия в твердом растворе и выделению
карбидов хрома.
Общая коррозия, т. е. растворение металла в коррозионной среде, может
развиваться в металле шва, на различных участках или в околошовной зоне
в целом и в основном металле. В некоторых случаях наблюдается
равномерная общая коррозия основного металла и сварного соединения.
Имеется еще один вид коррозионного разрушения — коррозионное
растрескивание, возникающее под совместным действием растягивающих
напряжений и агрессивной среды. Разрушение развивается как
межкристаллитное, так и транскристаллитное. Снижение остаточных
сварочных напряжений — одна из основных мер борьбы с этим видом
коррозионного разрушения.
Общие технологические условия сварки
Аустенитные стали и сплавы обладают комплексом положительных свойств,
поэтому одну и ту же сталь иногда можно использовать для изготовления
изделий различного назначения: коррозионно-стойких, хладостойких или
жаропрочных. При этом требования к свойствам сварных соединений и
технология сварки будут различными. Однако теплофизические свойства
аустенитных сталей и склонность к образованию в шве и околошовной зоне
горячих трещин определяют некоторые общие особенности их сварки.
Характерные для большинства высоколегированных сталей низкий коэффициент
теплопроводности и высокий коэффициент линейного расширения
обусловливают при одинаковой погонной энергии и прочих равных условиях
(метода сварки, геометрии кромок, жесткости соединения и др.) расширение
зоны проплавления и областей, нагретых до различных температур, и
увеличение суммарной пластической деформации металла шва и околошовиой
зоны. Это увеличивает коробление изделий. Поэтому для высоколегированных
сталей следует применять способы и режимы сварки, характеризующиеся
максимальной концентрацией тепловой энергии, или уменьшать ток по
сравнению с током при сварке углеродистой стали. Нагрев до высоких
температур сварочной проволоки в вылете или металлического стержня
электрода для ручной сварки за счет повышенного удельного
электросопротивления при автоматической и полуавтоматической дуговой
сварке требует уменьшения вылета электрода в повышения скорости его
подачи. При ручной дуговой сварке уменьшают длину электродов и
допустимую плотность сварочного тока.
При сварке аустенитных сталей пластическая деформация металла шва и
околошовной зоны в результате больших коэффициентов линейного расширения
и усадки, а также отсутствия полиморфных превращений происходит в
большей степени, чем при сварке углеродистых сталей перлитного класса
(таблица 1). В этих условиях при многослойной сварке металл околошовной
зоны и первые слои металла шва могут упрочниться под действием
многократного пластического деформирования, т. е. наблюдается явление
самонаклепа при сварке. Влияние этого явления на свойства металла шва
определяется жесткостью свариваемых элементов (таблица 2). В
относительно более жестких соединениях, где самонаклеп вызывает
повышение прочностных характеристик, наблюдают повышение остаточных
напряжений в отдельных случаях до 450—500МПа. Такие сравнительно высокие
остаточные напряжения при низкой релаксационной способности аустенитных
сталей требуют выбора такого режима термической обработки, который
обеспечивает снижение остаточных напряжений, снятие самонаклепа и
максимально возможную гомогенизацию структуры сварного соединения.
К числу основных трудностей, возникающих при сварке аустенитных сталей,
относится также необходимость повышения стойкости металла шва и
околошовной зоны против образования трещин. Горячие трещины являются
межкристаллитным разрушением и разделяются на кристаллизационные и
подсолидусные; последние возникают при температуре ниже линии солидуса,
т. е. после окончания процесса кристаллизации. Вероятность появления
кристаллизационных трещин определяется характером изменения пластичности
сплавов при деформировании металла в твердожидком состоянии.
Таблица 1. Теплофизические свойства хромоникелевых аустенитных сталей
Свойства Сталь
типа 18-8 25-20
Температура плавления, 0C 1400-1425 1388-1410
Плотность, г/см3 7,90 7,82
Теплоемкость, кал/град 0,12 0,12
Коэффициент теплопроводности, кал/(см*с*0C) 0,039 0,03-0,04
Коэффициент линейного расширения ?*106, 1/0C, при нагреве:
от 0 до 100 0C
от 0 до 500 0C
17,3
18,5
15,0
18,0
Удельное электрическое сопротивление при 20 0C, Ом*мм2/м 0,73 0,73
Температура начала интенсивного окалинообразования, 0C 850-900 1150
Таблица 2. Свойства металла шва, выполненного аустенитными электродами
ЦТ-7
Условия сварки Термическая обработка ?0,2 ?в ?5 ?
кгс/мм2 %
Незакрепленные пластины Исходное состояние 38,5
52,7 60,5
66,9 40,0
27,4 50,0
49,2
Жесткий узел Аустенизация при 1100 0C, 2 ч 27,0 64,1 56,1 56,3
Предлагают следующие пути повышения сопротивляемости образованию
кристаллизационных трещин:
1) подавление столбчатой кристаллизации и измельчение кристаллической
структуры путем легирования элементами-модификаторами, а также
элементами, способствующими образованию высокотемпературных вторых фаз
при кристаллизации;
2) повышение чистоты сплавов по примесям, способствующим образованию при
кристаллизации легкоплавких фаз в той области составов, в которой
увеличение количества этих фаз снижает технологическую прочность, и,
наоборот, увеличение количества легирующих элементов, образующих
эвтектики, в области составов сплавов, близких к эвтектическим. Эти пути
сужают температурный интервал хрупкости и повышают запас пластичности.
Технологические меры борьбы с трещинами направлены на изыскание
рациональных способов и режимов сварки плавлением и конструктивных форм
сварных соединений, снижающих темп нарастания внутренних деформаций в
процессе затвердевания. Межкристаллитное разрушение однофазных
аустенитных сварных швов при температурах ниже температуры затвердевания
в условиях нарастающих напряжений (подсолидусные трещины) по схеме
близко к разрушению при высокотемпературной ползучести. Необходимым
условием образования зародышевых трещин такого разрушения является
межзеренное проскальзывание, которое раскрывает как ступеньки в
границах, так и уже существующие микрополости, образовавшиеся вследствие
выделения вакансий на границах, перпендикулярных действию растягивающих
напряжений.
Для повышения сопротивляемости металлов и их однофазных сплавов
образованию подсолидусных горячих трещин при сварке рекомендуют:
1) легирование сплавов элементами, снижающими диффузионную подвижность
атомов в решетке или способствующими созданию фрагментарной литой
структуры (искривление границ кристаллитов, образование в процессе
кристаллизации дисперсных вторых фаз и выделений при последующем
охлаждении);
2) повышение чистоты основного металла по примесям внедрения;
3) сокращение времени нахождения металла при температуре высокой
диффузионной подвижности (увеличение скорости охлаждения металла сварных
швов) и снижение темпа нарастания упруго-пластических деформаций при
охлаждении (ограничение деформаций за счет выбора рациональной
конструкции соединений).
Установлены следующие наиболее важные металлургические факторы,
способствующие повышению сопротивляемости металла шва образованию
горячих трещин при сварке аустенитных сталей:
1) образование двухфазной структуры в высокотемпературной области при
кристаллизации металла за счет выделения первичного феррита, дисперсных
частиц тугоплавкой фазы или боридной фазы и хромоникелевой эвтектики;
2) ограничение содержания примесей, образующих легкоплавкие фазы, с
целью сужения эффективного интервала кристаллизации.
$
Для измельчения структуры используют легирование наплавленного металла
элементами, способствующими выделению при кристаллизации металла
высокотемпературного ?-феррита. Наличие ?-феррита измельчает структуру
металла и уменьшает концентрацию Si, P, S и некоторых других примесей в
межкристаллитных областях за счет большей растворимости этих примесей в
?-феррите, что уменьшает опасность образования легкоплавких эвтектик.
Количество ферритной фазы в наплавленном металле после его охлаждения
зависит от состава этого металла и скорости охлаждения в области высоких
и средних температур. Приближенное представление о концентрации феррита
в аустенитно-ферритном металле дает диаграмма Шеффлера, составленная по
опытным данным применительно к скорости охлаждения, характерной для
обычных режимов ручной дуговой сварки (рисунок 1).
Рисунок 1. Диаграмма Шеффлера
Рекомендуемое содержание ферритной фазы в наплавленном металле
ограничивается 2—6%. При сварке сталей с более высокой степенью
аустенитности, например 08Х18Н12Т, Х14Н14 и др., пределы содержания
ферритной фазы в наплавленном металле повышают для того, чтобы
обеспечить ее присутствие в швг с учетом перемешивания наплавленного
металла с основным.
С увеличением доли основного металла используют, например, электроды
ЦТ-15-1 (08Х20Н9Г2), обеспечивающие получение структуры, содержащей
5,5—9% феррита, или ЦТ-16-1 (08Х20Н9ВБ), обеспечивающие получение
структуры, содержащей 6,0—9,5% феррита. Иногда при сварке корневых слоев
многопроходных швов на сталях типа 2Х25Н20С2, склонных к образованию
кристаллизационных трещин, применяют электроды ГС-1 (10Х25Н9Г6С2),
обеспечивающие получение структуры, содержащей 25—30% феррита в
наплавленном металле.
Для коррозионностойких сталей повышение содержания первичного феррита до
15—25% улучшает характеристики за счет большей растворимости хрома в
феррите, чем в аустените, что предотвращает обеднение пограничных слоев
хромом и сохраняет высокую сопротивляемость межкристаллитиой коррозии.
Для жаропрочных и жаростойких сталей с малым запасом аустенитности и
содержанием никеля до 15% предупреждение горячих трещин достигается
получением аустенитно-ферритной структуры с 3—5% феррита. Большое
количество феррита может привести к значительному высокотемпературному
охрупчиванию швов в виду их сигматизации в интервале температур 450—850
0 С.
Получение аустенитно-ферритиой структуры швов на глубокоаустенитных
сталях, содержащих более 15% Ni, потребует повышенного их легирования
ферритообразующими элементами, что приведет к снижению пластических
свойств шва и охрупчиванию за счет появления хрупких эвтектик, а иногда
и а-фазы. Поэтому в швах стремятся получить аустенитную структуру с
мелкодисперсными карбидами и интерметаллидами и легировать швы
повышенным количеством молибдена, марганца и вольфрама, подавляющими
процесс образования горячих трещин. Необходимо также ограничивать в
основном и наплавленном металлах содержание вредных (сера, фосфор) и
ликвирующих (свинца, олова, висмута) примесей, а также газов — кислорода
и водорода. Для этого следует применять режимы, уменьшающие долю
основного металла в шве, и использовать стали и сварочные материалы с
минимальным содержанием названных примесей. Поэтому для изготовления
сварочных проволок желательно применять стали вакуумной плавки, после
электрошлакового переплава или рафинирования: то же относится и к
основному металлу. Техника сварки должна обеспечивать минимальное
насыщение металла шва газами. Этому способствует применение для сварки
постоянного тока обратной полярности. При ручной сварке покрытыми
электродами следует поддерживать короткую дугу и сварку вести без
поперечных колебаний. При сварке в защитных газах для предупреждения
подсоса воздуха необходимо поддерживать короткий вылет электрода и
выбирать оптимальными скорость сварки и расход защитных газов.
Высоколегированные стали содержат в качестве легирующих присадок
алюминий, кремний, титан, ниобий, хром, обладающие большим сродством к
кислороду, чем железо. При наличии в зоне сварки окислительной атмосферы
возможен их значительный угар, что может привести к уменьшению
содержания или к полному исчезновению в структуре шва ферритной и
карбидной фаз, особенно в металле с небольшим избытком ферритизаторов.
Поэтому для сварки рекомендуется использовать низкокремнистые
высокоосновные флюсы (фторидные) и покрытия электродов
(фтористо-кальциевые). Сварка короткой дугой и предупреждение подсоса
воздуха служат этой цели. Азот, являясь сильным аустенизатором,
одновременно способствует измельчению структуры за счет увеличения
центров кристаллизации в виде тугоплавких нитридов. Поэтому азотизация
металла шва способствует повышению их стойкости против горячих трещин.
Высокоосновные флюсы и шлаки, рафинируя металл шва и иногда модифицируя
его структуру, повышают стойкость против горячих трещин.
Механизированные способы сварки, обеспечивая равномерное проплавление
основного металла по длине шва и постоянство термического цикла сварки,
позволяют получить и более стабильные структуры на всей длине сварного
соединения.
Важным мероприятием для борьбы с горячими трещинами является применение
технологических приемов, направленных на изменение формы сварочной ванны
и направления роста кристаллов аустенита, а также уменьшение силового
фактора, возникающего в результате термического цикла сварки, усадочных
деформаций и жесткости закрепления свариваемых кромок (рисунок 2). При
действием растягивающих сил перпендикулярно направлению роста столбчатых
кристаллов вероятность образования трещин возрастает. При
механизированных способах сварки тонкими электродными проволоками
поперечные колебания электрода, изменяя схему кристаллизации металла
шва, уменьшают склонность металла шва к горячим трещинам. Снижение
действия усадочных деформаций достигается ограничением сварочного тока,
заполнением разделки швами небольшого сечения и применением разделок
соответствующих конструкций. Этому же способствует хорошая заделка
кратера при обрыве дуги.
Рисунок 2. Влияние коэффициента сварке на технологическую прочность
металла шва типа ХЮН65М23
Кроме перечисленных общих особенностей сварки высоколегированных сталей
и сплавов, есть особенности, определяемые их служебным назначением. При
сварке жаропрочных и жаростойких сталей требуемые свойства во многих
случаях обеспечиваются термической обработкой (аустенизацией) при
1050—1100 0С, снимающей остаточные сварочные напряжения, с последующим
стабилизирующим отпуском при 750—800 0С. При невозможности термической
обработки сварку иногда производят с предварительным или сопутствующим
подогревом до 350—400 0С. Чрезмерное охрупчивание швов за счет
образования карбидов предупреждается снижением содержания в шве
углерода. Обеспечение необходимой жаростойкости достигается получением
металла шва, по составу идентичного основному металлу. Это же требуется
и для получения швов, стойких к общей жидкостной коррозии.
При сварке коррозионностойких сталей различными способами для
предупреждения межкристаллитной коррозии не следует допускать повышения
в металле шва углерода за счет загрязнения им сварочных материалов
(графитовой смазкой проволоки и т. д.) и длительного и многократного
пребывания металла сварного соединения в интервале критических
температур. Поэтому сварку необходимо выполнять при наименьшей погонной
энергии, используя механизированные способы, обеспечивающие
непрерывность получения шва. Повторные возбуждения дуги при ручной
сварке, оказывая нежелательное тепловое действие на металл, могут
вызвать появление склонности его к коррозии. Шов, обращенный к
агрессивной среде, следует, по возможности, сваривать в последнюю
очередь, чтобы предупредить его повторный нагрев, а последующие швы в
многослойных швах выполнять после полного охлаждения предыдущих и
принимать меры к ускоренному охлаждению швов. Брызги, попадающие на
поверхность основного металла, могут быть впоследствии очагами коррозии
и должны тщательно удаляться с поверхности металла, швов, так же как и
остатки шлака и флюса, которые, взаимодействуя в процессе эксплуатации с
металлом, могут привести к коррозии или снижению местной жаростойкости.
При сварке создание в металле шва аустенитно-ферритной структуры для
повышения стойкости швов к межкристаллитной коррозии достигается
легированием титаном или ниобием. Однако титан, обладающий высоким
сродством к кислороду, выгорает в зоне сварки на 70—90% (при ручной
дуговой сварке, сварке под кислыми флюсами). Поэтому легирование швов
титаном возможно при сварке в инертных защитных газах, при дуговой и
электрошлаковой сварке с использованием фторидных флюсов. В металле швов
содержание титана должно соответствовать соотношению Ti/C ? 5. Ниобий
при сварке окисляется значительно меньше и поэтому чаще используется для
легирования шва при ручной дуговой сварке. Его содержание в металле шва
должно отвечать соотношению Nb/C > 10. Однако он может вызвать появление
в швах горячих трещин.
Ручная дуговая сварка
Основной особенностью сварки аустенитных сталей является обеспечение
требуемого химического состава металла шва при различных типах сварных
соединений и пространственных положениях сварки с учетом изменения
глубины проплавления основного металла и количества наплавленного
металла. Это заставляет корректировать состав покрытия с целью
обеспечения необходимого содержания в шве феррита и предупреждения,
таким образом, образования в шве горячих трещин, а также достижения
необходимой жаропрочности и коррозионной стойкости швов. Получению
металла шва с необходимыми химическим составом и структурами и
уменьшению угара легирующих элементов способствует применение электродов
с фтористокальциевым (основным) покрытием и поддержание короткой дуги
без поперечных колебаний электрода. Последнее уменьшает и вероятность
образования дефектов на поверхности основного металла в результате
прилипания брызг.
Тип покрытия электрода определяет необходимость использования
постоянного тока обратной полярности, величину которого назначают так,
чтобы отношение его к диаметру электрода не превышало 25—30 А/мм. В
потолочном и вертикальном положениях сварочный ток уменьшают на 10—30%
по сравнению с током, выбранным для нижнего положения сварки.
Сварку покрытыми электродами рекомендуется выполнять ниточными швами и
для повышения стойкости против горячих трещин применять электроды
диаметром 3 мм. Во всех случаях следует обеспечивать, минимальное
проплавление основного металла. Электроды перед сваркой должны быть
прокалены при 250— 400 0С в течение 1—1,5 ч для уменьшения вероятности
образования в швах пор, вызываемых водородом, и трещин.
Тип электродов для сварки высоколегированных сталей с особыми свойствами
определяется ГОСТ 10052—75. Размеры и общие технические требования
регламентированы ГОСТ 9466—75.
Сварка под флюсом
Сварка под флюсом является одним из основных процессов сварки
высоколегированных сталей толщиной 3—50 мм при производстве химической и
нефтехимической аппаратуры. Основным преимуществом этого способа перед
ручной дуговой сваркой покрытыми электродами является стабильность
состава и свойств металла по всей длине шва при сварке как с разделкой,
так и без разделки кромок. Это обеспечивается возможностью получения шва
любой длины без кратеров, образующихся при смене электродов,
равномерностью плавления электродной проволоки и основного металла по
длине шва и более надежной защитой зоны сварки от окисления легирующих
компонентов кислородом воздуха. Хорошее формирование поверхности швов с
мелкой чешуйчатостью и плавным переходом к основному металлу, отсутствие
брызг на поверхности изделия заметно повышают коррозионную стойкость
сварных соединений. Уменьшается трудоемкость подготовительных работ, так
как разделку кромок производят на металле толщиной свыше 12 мм (при
ручной сварке — на металле толщиной 3—5 мм). Возможна сварка с
повышенным зазором и без разделки кромок стали толщиной до 30—40 мм.
Уменьшение потерь на угар, разбрызгивание и огарки электродов на 10—20%
снижает расход дорогостоящей сварочной проволоки.
Техника и режимы сварки высоколегированных сталей и сплавов имеют ряд
особенностей по сравнению со сваркой обычных низколегированных сталей.
Для предупреждения перегрева металла и связанного с этим укрупнения
структуры, возможности появления трещин и снижения эксплуатационных
свойств сварного соединения рекомендуется выполнять сварку швами
небольшого сечения. Это обусловливает применение сварочных проволок
диаметром 2—3 мм, а с учетом высокого электросопротивления аустенитных
сталей — необходимость уменьшения вылета электрода в 1,5—2 раза.
Аустенитные сварочные проволоки в процессе изготовления сильно
наклёпываются и имеют высокую жесткость, что затрудняет работу
правильных, подающих и токоподводящих узлов сварочных установок, снижая
срок их службы.
Шов легируют через флюс или проволоку. Последний способ более
предпочтителен, так как обеспечивает повышенную стабильность состава
металла шва. Для сварки под флюсом аустенитных сталей и сплавов
используют сварочные проволоки, выпускаемые по ГОСТ 2246—70 и по
ведомственным техническим условиям, и низкокремнистые фторидные и
высокоосновные бесфтористые флюсы, создающие в зоне сварки
безокислительные или малоокислительные среды, способствующие
минимальному угару легирующих элементов. У флюсов, применяемых для
коррозионно-стойких сталей, необходимо контролировать углерод,
содержание которого не должно быть выше 0,1—0,2%. Наибольшее применение
для сварки коррозионных сталей получили низкокремнистые флюсы АН-26,
48-ОФ-Ю и АНФ-14.
Сварку жаростойких сталей аустенитно-ферритными проволоками типа
08Х25Н13БТЮ выполняют под низкокремнистыми флюсами АН-26, АНФ-14 и
48-ОФ-10. При сварке стабильноаустенитными проволоками и проволоками,
содержащими легкоокисляющиеся элементы (алюминий, титан, бор и др.),
применяют нейтральные фторидные флюсы АНФ-5, 48-ОФ-Ю. Для обеспечения
стойкости против горячих трещин аустенитных швов рекомендуют применять
фторидный бористый флюс АНФ-22.
Сварку под фторидными флюсами производят на постоянном токе обратной
полярности, а под высокоосновными бесфтористымн флюсами — на постоянном
токе прямой полярности. При этом для получения той же глубины
проплавления, что и на углеродистых сталях, сварочный ток следует
снизить на 10—30%. Для снижения вероятности образования пор в швах флюсы
для высоколегированных сталей необходимо прокаливать непосредственно
перед сваркой при 500—900 0С в течение 1—2 ч. Остатки шлака и флюса на
поверхности швов необходимо тщательно удалять.
Сварка под флюсом в сочетании с высоколегированными проволоками
обеспечивает получение требуемых свойств сварных соединений.
Электрошлаковая сварка
Пониженная чувствительность к образованию горячих трещин, позволяющая
получать аустенитные швы без трещин, объясняется особенностями
электрошлаковой сварки: малой скоростью перемещения источника нагрева,
характером кристаллизации металла сварочной ванны и отсутствием в
стыковых соединениях больших угловых деформаций. Однако длительное
пребывание металла при 1200—1250 0С, приводя к необратимым изменениям в
его структуре, снижает прочностные и пластические свойства околошовной
зоны, что повышает склонность сварных соединений теплоустойчивых сталей
к локальным (околошовным) разрушениям в процессе термической обработки
или эксплуатации при повышенных температурах. При сварке
коррозионно-стойких сталей перегрев стали в околошовной зоне может
вызвать ножевую коррозию, поэтому следует производить термическую
обработку сварных изделий (закалку или стабилизирующий отжиг).
Для электрошлаковой сварки коррозионно-стойких сталей используют флюсы
АНФ-6, АНФ-7, АНФ-8, 48-ОФ-6, АНФ-14и др., а для жаростойких сталей —
флюсы АНФ-Ш, АНФ-7, АНФ-8 и высокоосновный АН-292. При сварке
жаростойких сталей двухфазным швом типа Х25Н13 можно применять
низкокремнистые флюсы АНФ-14 и АН-26. Применение фторидных
безокислительных флюсов, особенно при сварке жаропрочных сталей и
сплавов, не гарантирует угара легкоокисляющихся легирующих элементов
(титана; марганца и др.) в результате проникновения кислорода воздуха
через поверхность шлаковой ванны; это вызывает необходимость в некоторых
случаях защищать поверхность шлаковой ванны путем обдува ее аргоном.
Электрошлаковую сварку можно выполнять проволокой диаметром 3 мм или
пластинчатыми электродами толщиной 6—20 мм. Изделия большой толщины со
швами небольшой протяженности целесообразнее сваривать пластинчатым
электродом. Изготовлять пластинчатый электрод более просто, чем
проволоку, но сварка проволокой обеспечивает возможность изменения формы
металлической ванны и характера кристаллизации шва, что способствует
получению швов без горячих трещин. Однако жесткость сварочной проволоки
затрудняет длительную и надежную работу токоподводящих и подающих узлов
сварочной аппаратуры.
Сварка в защитных газах
В качестве защитных используют инертные (аргон, гелий) и активные
(углекислый газ, азот) газы, а также различные смеси инертных или
активных газов и инертных с активными.
Сварку в защитных газах можно использовать для соединения материалов
различной толщины (от десятых долей до десятков миллиметров). Применение
защитных газов с различными теплофизическими свойствами и их смесей
изменяет тепловую эффективность дуги и условия ввода тепла в свариваемые
кромки и расширяет технологические возможности процесса сварки. При
сварке в инертных газах повышается стабильность дуги и снижается угар
легирующих элементов что важно при сварке высоколегированных сталей.
Заданный химический состав металла шва можно получить путем изменения
состава сварочной (присадочной) проволоки и доли участия основного
металла в образовании шва, когда составы основного и электродного
металлов значительно различаются, или путем изменения характера
металлургических взаимодействий за счет значительного изменения состава
защитной атмосферы при сварке плавящимся электродом. Сварка в среде
защитных газов обеспечивает формирование швов в различных
пространственных положениях, что позволяет применять этот способ вместо
ручной дуговой сварки покрытыми электродами.
Сварку аустенитных сталей в инертных газах выполняют неплавящимся
(вольфрамовым) или плавящимся электродом.
Сварку вольфрамовым электродом производят в аргоне по ГОСТ 10157 и гелии
или их смесях и применяют обычно для материала толщиной до 5—7 мм.
Однако в некоторых случаях, например при сварке неповоротных стыков
труб, применяют и при большой толщине стенки (до 100 мм и более).
Применять этот способ необходимо также для сварки корневых швов в
разделке при изготовлении ответственных толстостенных изделий.
В зависимости от толщины и конструкции сварного соединения сварку
вольфрамовым электродом производят с присадочным материалом или без
него. Процесс осуществляют вручную с использованием специальных горелок
или автоматически на постоянном токе прямой полярности. Исключение
составляют стали и сплавы с повышенным содержанием алюминия, когда для
разрушения поверхностной пленки окислов, богатой алюминием, следует
использовать переменный ток.
Сварку можно выполнять непрерывно горящей или импульсной дугой.
Импульсная дуга уменьшает протяженность околошовной зоны и коробление
свариваемых кромок, а также обеспечивает хорошее формирование шва на
материале малой толщины. Особенности кристаллизации металлов сварочной
ванны при этом способе сварки способствуют дезориентации структуры, что
уменьшает вероятность образования горячих трещин, однако может
способствовать образованию околошовных надрывов. Для улучшения защиты и
формирования корня шва используют поддув газа, а при сварке корневых
швов на металле повышенных толщин применяют и специальные расплавляемые
вставки. При сварке вольфрамовым электродом в инертных газах погруженной
дугой увеличение доли тепла, идущей на расплавление основного металла,
позволяет без разделки кромок, за один проход сваривать металл
повышенной толщины. Однако околошовная зона расширяется, и возникает
опасность перегрева металла.
Высоколегированные стали сваривают плазменной сваркой. Преимуществами
этого способа являются чрезвычайно малый расход защитного газа,
возможность получения плазменных струй различного сечения (круглой,
прямоугольной и т.д) и изменения расстояния от плазменной горелки до
изделия. Плазменную сварку можно использовать как для тонколистовых
материалов, так и для металла толщиной до 12 мм. Применение ее для
соединения сталей большей толщины затрудняется из-за возможности
образования в швах подрезов.
Сварку плавящимся электродом производят в инертных, а также активных
газах или смеси газов. При сварке высоколегированных сталей, содержащих
легкоокисляющиеся элементы (алюминий, титан и др.), следует использовать
инертные газы, преимущественно аргон, и вести процесс на плотностях
тока, обеспечивающих струйный перенос электродного металла. При струйном
переносе дуга имеет высокую стабильность, и практически исключается
разбрызгивание металла, что важно для формирования швов в различных
пространственных положениях и для ликвидации очагов коррозии, связанных
с разбрызгиванием при сварке коррозионно-стойких и жаростойких сталей.
Однако струйный перенос возможен на токах выше критического, при которых
возможно образование прожогов при сварке тонколистового металла. Добавка
в аргон до 3—5% О2 и 15—20% СО2 уменьшает критический ток, а создание
при этом окислительной атмосферы в зоне дуги снижает вероятность
образования пор, вызванных водородом. Однако при сварке в указанных
смесях газов увеличивается угар легирующих элементов, а при добавке
углекислого газа возможно науглероживание металла шва. Добавкой к аргону
5—10% N может быть повышено его содержание в металле шва. Азот является
сильным аустенизатором, и таким образом можно изменить структуру металла
шва. Для сварки аустенитных сталей находит применение импульсно-дуговая
сварка плавящимся электродом в аргоне и смесях аргона с кислородом и с
углекислым газом, обеспечивающая соединение малых толщин и струйный
перенос металла при прохождении импульса тока. Одновременно
импульсно-дуговая сварка вызывает измельчение структуры шва и снижение
перегрева околошовной зоны, что повышает стойкость сварного соединения
против образования трещин.
При сварке в углекислом газе низкоуглеродистых высоколегированных сталей
с использованием низкоуглеродистых сварочных проволок, при исходной
концентрации углерода в проволоке менее 0,07%, содержание углерода в
металле шва повышается до 0,08—0,12%. Этого достаточно для резкого
снижения стойкости металла шва к межкристаллитной коррозии. Однако
науглероживание металла шва в некоторых случаях при энергичных
карбидообразователях (титане, ниобии) может оказать благоприятное
действие при сварке жаропрочных сталей за счет увеличения в структуре
количества карбидной фазы.
Окислительная атмосфера, создаваемая в дуге за счет диссоциации
углекислого газа, вызывает повышенное (до 50%) выгорание титана и
алюминия. Несколько меньше выгорают марганец, кремнии и другие
легирующие элементы, а хром не окисляется. Поэтому при сварке
коррозионно-стойких сталей в углекислом газе применяют сварочные
проволоки, содержащие раскисляющие и карбидообразующие элементы
(алюминий, титан и ниобий). Другим недостатком сварки в углекислом газе
является большое разбрызгивание металла (потери достигают 10—12%) и
образование на поверхности шва плотных пленок окислов, прочно сцепленных
с металлом. Это может резко снизить коррозионную стойкость и
жаростойкость сварного соединения. Для уменьшения возможности налипания
брызг на основной металл следует применять специальные эмульсии,
наносимые на кромки перед сваркой, а для борьбы с окисной пленкой
эффективна подача в дугу небольшого количества фторидного флюса типа
АНФ-5. Применение импульсной сварки также позволяет несколько снизить
разбрызгивание. Сварка плавящимся электродом в углекислом газе
производится на полуавтоматах и автоматах.
Сварочные проволоки, созданные для сварки в углекислом газе
высоколегированных аустенитных сталей, обеспечивают требуемую
коррозионную стойкость и механические свойства за счет повышенного
содержания титана, ниобия и элементов ферритизаторов — кремния,
алюминия, хрома. Например, для сварки сталей типа 12Х18Н10Т используют
проволоки Св-07Х18Н9ТЮ, Св-08Х20Н9С2БТЮ, для сталей типа 12Х18Н12Т —
проволоку Св-08Х25Н13БТЮ, а для хромоникелемолибденовых сталей —
проволоки Св-06Х19Н10МЗТ и Св-06Х20Н11МЗТБ.
Нашли опечатку? Выделите и нажмите CTRL+Enter
