Термообработка аустенитных сталей после сварки

Обновлено: 06.05.2024

Использование технологии сварки плавлением неаустенитных сталей аустенитными швами непрерывно расширяется. В некото­рых случаях такая технология является наиболее удобной, а в не­которых практически незаменимой. Особенно удобна технология сварки аустенитными электродами неаустенитных сталей при монтажных работах и ремонте крупных аппаратов, где трудно осуществить термическую обработку сварных соединений после сварки неаустенитными электродами, дающими металл шва, по составу близкий к свариваемой стали. Но даже при сварке не в процессе монтажа, а в цехе использование технологии с образо­ванием аустенитных швов на неаустенитных сталях имеет преиму­щества перед технологией с образованием сварного соединения со швами, по составу близкими к свариваемой стали. Например, при сварке высокохромистых коррозионно-стойких и жаростойких сталей использование присадочных материалов, дающих высоко­хромистый металл шва, нерационально из-за его низкой техно­логической прочности и высокой хрупкости. При сварке средне­углеродистых низко — и среднелегированных сталей, термически обработанных на высокую прочность (ЗОХГСА, ЗОХГСНА и др.), использование среднеуглеродистых легированных присадочных материалов связано с опасностью получения в шве трещин, не говоря уже о том, что и технология сварки в этом случае ослож­няется необходимостью подогрева, замедленного охлаждения после сварки и термической обработкой сварных соединений.

Чаще всего создание аустенитных швов при сварке неаустенит­ных сталей практикуется в следующих случаях:

сварка низкоуглеродистых низко — и среднелегированных тепло­устойчивых сталей и сталей с повышенным сопротивлением кор­розии (12Х1МФ, 15Х1М1Ф, 15Х5М, типа 15Х5ВФ и др.);

сварка никелевых хладостойких сталей (типа 06Н6, 06Н9); сварка среднеуглеродистых низколегированных высокопроч­ных сталей (ЗОХГСА, ЗОХГСНА и др.); сварка высокохромистых сталей.

Для сварки плавлением низкоуглеродистых н тзко — и средне­легированных теплоустойчивых сталей характадды две особен­ности. Первая заключается в том, что эти стци\Зсодержат эле­менты (хром, молибден, ванадий, вольфрам и др.) дающие стойкие

карбиды и снижающие активность углерода в этих сталях. Это значит, что в сварных соединениях таких сталей с аустенитными швами при нагреве диффузионная неоднородность будет разви­ваться менее активно, чем при контакте аустенитных швов с не­легированными сталями. При сварке этих сталей можно ограни­читься содержанием в металле шва 25—40 % Ni. Об этом можно судить по данным табл. 11.4, из которой видно, что после жестких условий нагрева теплоустойчивая сталь 12Х1МФ имеет активность углерода не намного выше, чем в аустенитном металле 10Х23Ш8 и намного ниже, чем в аустенитном металле типа Х25Н40М7. Наверное, для сталей с меньшим содержанием активных карбидо­образующих элементов (12МХ, 15ХМ) обезуглероживание при нагреве не должно возникать при содержании в шве ~40 % Ni, а для стали 12Х1МФ оно может быть более низким, например 30 %. При сварке аустенитными электродами стали 15Х5М активность углерода в ней еще ниже, чем в стали 12Х1МФ (см. табл. 11.4), по условиям предотвращения диффузионной неоднородности при нагреве вполне достаточно содержание в металле шва 20 % Ni (металл 10Х23Н18). В то же время, учитывая влияние никеля на химическую неоднородность в участке сплавления, вызванную образованием промежуточных сплавов за счет проплавления, а также рациональность унификации типов присадочных мате­риалов при сварке низко — и среднелегированных низкоуглеро­дистых теплоустойчивых сталей, целесообразно остановиться для этого случая на металле шва с 40 % Ni, тем более если в этом металле будут содержаться такие активные карбидообразующие элементы, как молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, титан, сни­жающие активность углерода в растворе и требующие увеличения содержания никеля, повышающего активность углерода.

Вторая особенность, с которой надо считаться при сварке теплоустойчивых сталей, заключается в том, что эксплуатация сварных соединений происходит при повышенных температурах (450—600 CQ в течение очень длительного времени (сотен тысяч ча­сов), т. е. в условиях, определяющих развитие диффузионных процессов и образование в участке сплавления химической и структурной неоднородностей. Поэтому с большим вниманием следует относиться к развитию диффузионной неоднородности в сварных соединениях рассматриваемого типа.

Н. В. Кириличев обследовал более 430 тыс. стыков труб из сталей 15Х5М и 12Х2М1 с металлом шва типа 10Х25Н13Г2 и 06Х25Н40М7Г2, работавших при температуре от 400 до 550 °С. Было отмечено, что все сварные соединения имели вполне удо­влетворительную эксплуатационную надежность. Однако в свар­ных соединениях с металлом шва типа 10Х25Н13Г2 в 0,16 % слу­чаев появились трещины, в то время как на стыках с металлом шва тргщ 06Х25Н40М7Г2 их практически не было (0,005 % случаев).

(В ~ j целях экономии сварочных материалов с высоким содержа — ншл/никеля ими можно наплавлять только кромки свариваемых

теплоустойчивых сталей, а последующую сварку — заполнение разделки осуществлять аустенитными присадочными материалами с меньшим содержанием никеля. Было также показано, что высо­кая работоспособность сварных соединений стали 12Х1МФ и хоро­ший комплекс свойств при высоких температурах эксплуатации достигается при наплавке кромок свариваемой стали электро­дами, дающими металл типа 08ХН60Г7М7Т, а сварку и заполне­ние разделки осуществлять электродами, дающими металл шва типа 11Х15Н25М6АГ2. Для более легированной теплоустойчивой стали I5X5M оправданной должна быть наплавка кромок металлом типа 06Х25Н40М7Ґ2 и сварка материалами, дающими металл шва типа 10Х25Н13Г2. По затрате никеля это близко к использо­ванию для сварки без наплавки кромок материалов, дающих металл шва с 25 % Ni (например, типа 10Х15Н25М6), а по надеж­ности работы, определяемой стойкостью к образованию диффу­зионной неоднородности в зоне сплавления, первый вариант предпочтительнее.

Сварка хладостойких никелевых сталей 06Н6 и 06Н9 с обра­зованием аустенитных швов также связана с некоторыми особен­ностями. Во-первых, высокое содержание никеля в свариваемой стали и низкое содержание углерода создают предпосылки для уменьшения ширины мартенситного участка в зоне проплавления и смешения. Во-вторых, эксплуатация сварных соединений проис­ходит без нагрева, и диффузионная неоднородность в зоне сплав­ления не развивается, а свойства определяются только проплав­лением и образованием сплавов смешения. В-третьих, низкие температуры эксплуатации (—196 °С) могут привести к распаду недостаточно устойчивого аустенита как в металле шва, так и в зоне проплавления и смешения, поэтому аустенитные швы должны быть стабильно аустенитными. Повышенная стабильность аустенита в металле шва определяет также повышение стабиль­ности аустенита в зоне сплавления (смешения) и соответственно уменьшение ширины мартенситного участка (табл. 11.6).

Из таблицы видно, что при почти одинаковой общей ширине зоны сплавления, которая определялась одинаковыми условиями сварки, аустенитно-мартенситная зона 1 и чисто мартенситная зона 2 (см. рис. 11.2) получаются для разных швов различными. Наименьшей по протяженности она оказывается там, где был металл шва на никелевой основе с наиболее стабильным аусте­нитным состоянием. Обращает на себя внимание то обстоятель­ство, что во всех случаях мартенситная зона оказывалась больше аустенитно-мартенситной. По-видимому, это происходило за счет распада образовавшегося в сплавлении недостаточно стабильного аустенита при охлаждении до температуры —196 °С.

Размер мартенситного участка в зоне сплавления влияет на свойства этой области. При увеличении протяженности ма^ ян- ситного участка снижается ударная вязкость КС1 и вол г РІи — стость излома В (рис. 11.18). А]

Технология сварки разнородных сталей

Разнородными принято считать стали, которые отличаются атомно-кристаллическим строением, т.е. имеют ГЦК-, ОЦК- решетку или принадлежат к разным структурным классам (перлитные, ферритные, аустенитные), а также стали с однотипной решеткой, относящиеся к различным группам по типу и степени легирования (низколегированные, легированные, высоколегированные). Они содержат в сумме до 5, 10 или свыше 10 % хрома и других легирующих элементов соответственно.

В табл. 1 приведены основные группы сталей, применяемых в машиностроении. Из них формируют различные сочетания для изготовления сварных конструкций.

Табл. 1 Классификация сталей, применяемых в сварных соединениях разнородных сталей

Класс сталей и сварочных материалов

Характеристика сталей

Марки (примеры)

Перлитные и бейнитные

09Г2С, 10ХСНД, 20ХГСА

30ХГСА, 40Х, 40ХН2МА, 38ХВ

Теплоустойчивые (Cr-Мо и Cr-Mo-V)

12МХ, 12Х1МФ, 20Х1М1Ф169

Мартенситные, ферритные, ферритно-мартенситные, аустенитно-мартенситные, ферритно-аустенитные

12 %-ные хромистые, жаростойкие

08X17Т, 15Х25Т, 20X17Н2

12 %-ные хромистые, жаропрочные

Аустенитные стали и сплавы на никелевой основе

Аустенитные коррозионно-стойкие и криогенные

Жаропрочные никелевые сплавы

Конструкции, сваренные из разнородных сталей, называют комбинированными. Они применяются в тех случаях, когда условия работы отдельных частей конструкции отличаются температурой, агрессивностью среды, особыми механическими воздействиями (износ, знакопеременное нагрузка и т.п.).

Особенности технологии сварки комбинированных конструкций из сталей различных структурных классов

Одна из причин пониженной свариваемости перлитной и аустенитной сталей - образование хрупкого мартенситного слоя или карбидной гряды в объеме переходной кристаллизационной прослойки, у которой уровень легирования металла снижается, приближаясь к перлитной стали. Образование этой прослойки объясняется ухудшением перемешивания жидкого металла в пристеночных слоях. При небольшом запасе аустенитности металла шва толщина этой прослойки может достигнуть критической величины, при которой происходит хрупкое разрушение сварного соединения.

Поэтому при выборе способов и режимов сварки отдают предпочтение технологии, при которой толщина кристаллизационной прослойки минимальна. Этого достигают следующими методами:

- Применением высококонцентрированных источников тепла (электронный луч, лазер, плазма);

- Разделкой кромок или их наплавкой (рис. 1), уменьшающей долю участия сталей;

- Выбором режимов сварки с минимальной глубиной проплавления;

- Переходом к дуговой сварке в защитных газах, обеспечивающей интенсивное перемешивание металла ванны.

Преимущества сварки комбинированных конструкций в защитных газах связаны с увеличением температуры расплавленного металла, снижением поверхностного натяжения и, соответственно, увеличением интенсивности его перемешивания, что вызвано ростом приэлектродного падения напряжения сварочной дуги и увеличением кинетической энергии переноса капель электродного металла и плазменного потока в дуге.

Добавление в аргон кислорода, азота, углекислого газа усиливает отмеченные преимущества. Добавки кислорода повышают температуру ванны также тем, что вызывают экзотермические окислительно-восстановительные реакции. В результате отмеченных явлений снижается уровень структурной и механической неоднородности в зоне сплавления перлитной стали с аустенитным швом.

При ручной дуговой сварке положительные результаты получают в противоположном варианте, т.е. при снижении температуры сварочной ванны, что зависит от температуры плавления электрода. Снижения температуры плавления электрода достигают увеличением содержания никеля и марганца. Применение таких электродов является наиболее радикальным мероприятием и при сварке под флюсом, одновременно уменьшающем ширину кристаллизационных и диффузионных прослоек (рис. 2).

При сварке под флюсом перемешивание ванны также может быть усилено увеличением силы тока, напряжения или скорости сварки. Однако рост этих параметров приводит к неблагоприятному изменению схемы кристаллизации (увеличению угла срастания кристаллитов), что увеличивает риск образования горячих трещин. Скорость сварки, как правило, не должна превышать 25 м/ч. Интенсивному электромагнитному перемешиванию ванны препятствует наличие шунтирования магнитного поля перлитной сталью, а также нарушение шлаковой защиты. В этом процессе весьма эффективен ввод внутренних стоков тепла в виде охлаждающей присадки (рис. 3), также снижающей температуру ванны.

Табл. 2 Выбор композиции наплавленного металла и термообработки для сварки перлитных и бейнитных сталей с аустенитными сталями и сплавами

Группа свариваемых сталей (см. табл. 1)

Композиция наплавленного металла

Предельная температура эксплуатации, °С

Термическая обработка

VI – VIII + XI – XIII

При формировании следующего слоя 2 со стороны перлитной стали в нем участвует основной металл (т. П), и корневой шов (отрезок а - в), образуя ванну состава т. Д, а также входящий в нее электрод (т. В), что в сумме создает металл слоя со структурой в - г, соответственно долей их участия. Аналогично слой 3 со стороны аустенита характеризуется отрезком е - д.

Большой запас аустенитности металла шва позволяет предотвратить образование малопластичных участков с мартенситной или карбидной структурой в корневых швах и слоях, примыкающих к перлитной стали в условиях неизбежного колебания долей их участия. Однако для этого варианта технологии будет характерна высокая склонность к возникновению горячих трещин в однофазном аустенитном металле шва, образующихся по границам зерен, сформированных в результате миграции. Для их предотвращения в швах со стабильно аустенитной структурой наплавленный металл легируют элементами, снижающими диффузионные процессы при высоких температурах, применяют электроды типа Х15Н25АМ6, содержащие 6 % Мо и 0,2 . 0,3 % N. Они препятствуют развитию высокотемпературной ползучести и межзеренного проскальзывания в твердом металле при сварке, повышая при этом пластичность в температурном интервале хрупкости и тем самым предотвращают образование горячих трещин. Более сложный вариант технологии необходим при сварке жестких узлов из аустенитной и среднеуглеродистой стали мартенситного класса, когда в корневых слоях из-за увеличения до 0,5 доли участия основного металла возможно образование горячих трещин, а в верхних слоях - холодных трещин типа "отрыв" и "откол". В этом случае корневые слои выполняют электродами, содержащими до 60 % Ni и 15 % Мо.

Указанные электродные материалы с однофазной аустенитной структурой шва применяют и при сварке перлитных сталей с термоупрочняемыми жаропрочными аустенитными сталями и никелевыми сплавами.

В большинстве таких случаев при сварке перлитных и термически неупрочняемых аустенитных сталей группы IX применяют другой - аустенитно-ферритный электрод, образующий в наплавленном металле 10 . 12 % ферритной фазы и допускающий долю участия перлитной стали в металле шва до 30 %. При смешивании материала электрода и расплава в том же соотношении будет получен шов, содержащий 4 . 6 % дельта-феррита, что исключает образование горячих трещин, но несколько увеличивает толщину кристаллизационной прослойки.

Такой вариант технологии допустим при сварке аустенитных сталей с перлитными (группы II - III), содержащими активные карбидообразователи для ограничения диффузии углерода, либо содержащих весьма малое количество углерода путем его частичной замены азотом.

Для сварных узлов, эксплуатирующихся при высоких температурах, необходимо применение высоконикелевых электродов типа ХН60М15. Швы, выполненные такими электродами хорошо работают в условиях теплосмен из-за равенства коэффициента линейного расширения с перлитной сталью (см. табл. 10.2). Этими электродами заваривают дефекты литья сталей групп IV и V без последующей термообработки.

При недостаточности или неприемлемости указанных технологических вариантов прибегают к сварке через проставки или к предварительной, в том числе комбинированной (см. рис. 10.9) наплавке кромки перлитной стали аустенитным металлом, с последующей сваркой таких заготовок аустенитно-ферритными сварочными материалами с регламентированным количеством ?-Fe (2 . 6 %).

При сварке кислотостойких и жаропрочных высокохромистых ферритных сталей (гр. VIII) с аустенитными (гр. XI . XIII) принципиально возможно применение как аустенитных, аустенитно-ферритных, так и высокохромистых электродов, поскольку при перемешивании в ванне указанных сталей с электродным металлом при доле его участия до 40 % металл шва сохраняет такую же структуру, как и у наплавленного указанными электродами. При этом с повышением температуры эксплуатации выше 500 °С предпочтительны высокохромистые электроды. При эксплуатации в условиях термоциклирования необходимо сваривать указанные сочетания сталей аустенитными электродами на никелевой основе, поскольку их коэффициент линейного расширения близок с высокохромистой сталью. Для удовлетворения требований жаростойкости шва следует применять электроды с высоким содержанием хрома (25 . 27 %) и никеля (12 . 14 %), что позволяет их эксплуатировать при 1000 °С.

При неагрессивных рабочих средах соединения указанных сталей, подвергаемые термообработке, могут быть выполнены электродами типа Э-08Х15Н25АМ6, которые допускают значительное перемешивание с основным металлом без образования горячих трещин. Если термообработка невозможна, рекомендуется облицовка кромок закаливающихся сталей электродами на никелевой основе.

Третий вариант технологии предусматривает предварительную наплавку на перлитную закаливающуюся сталь аустенитного слоя, при которой производится предварительный или сопутствующий подогрев, обеспечивающий необходимую скорость охлаждения, с последующим отпуском для устранения закалки. После этого детали из перлитной стали с наплавленными кромками сваривают с аустенитной сталью на режимах, оптимальных для последней.

Во всех случаях сварки разнородных сталей важным параметром процесса является уровень содержания водорода в шве, зависящий от длины дуги и температуры прокалки электродов. Водород вызывает пористость швов и способствует развитию зародышей всех указанных выше типов холодных трещин в закаленных зонах. Поэтому необходимо применять низководородистые электроды с основным покрытием и флюсы на фтористо-кальциевой основе.

Другое сочетание сталей разнородных структурных классов в сварных конструкциях - сварка перлитных и высокохромистых сталей. При сварке перлитных сталей с 12 %-ными хромистыми сталями необходимо предотвратить образование мартенсита и холодных трещин, а также развития диффузионных прослоек при отпуске и высокотемпературной эксплуатации. При выборе сварочных материалов следует исключить образование хрупких переходных участков в зонах перемешивания сталей. Для обеспечения наибольшей пластичности шва применяют сварочные материалы перлитного класса (табл. 3). В этом случае в переходных участках со стороны высоколегированной стали, содержащих до 5 % хрома, сохраняется высокая пластичность, вязкость, а также длительная прочность соединения в целом. Для снижения размеров диффузионных прослоек перлитный наплавленный металл должен легироваться определенным количеством более активных, чем хром, карбидообразующих элементов.

Табл. 3 Выбор композиции наплавленного металла и термообработки для сварки перлитных сталей с мартенситными, ферритными и аустенитно-ферритными

ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Высоколегированные хромоникелевые стали даже при отсут­ствии дополнительного легирования малыми количествами кар­бидообразующих элементов (молибден, титан, ниобий и др.) чаще всего не являются однородными аустенитными, а после горячей или холодной прокатки содержат в различных количе­ствах феррит и карбиды. Эти фазы аустенитной стали могут присутствовать одновременно. Наличие феррита и карбидов в аустенитной стали заметно сказывается на свойствах. Часто эти фазовые составляющие снижают коррозионную стойкость сталей, а также отрицательно сказываются на ее пластичности и ударной вязкости. Для получения однофазного аустенитного состояния стали подвергают аустенитизации.

Изменение фазового состояния аустенитной стали, определя­ющее изменение ее свойств, может быть проиллюстрировано диа­граммой на рис. 8.9. Линия S—Е на этой диаграмме характери­зует условия растворения карбидов в аустените при нагреве или выделение их из аустенита при охлаждении. Для аустенитизации сталей с содержанием углерода до 0,1 % нужен нагрев от 750

до 950 °С в равновесных ус­ловиях (длительный нагрев). 11ри наличии в стали карби­дообразующих элементов ин­тервал температур будет уве­личиваться. Поэтому прак­тически при термической об­работке температура аусте­нитизации составляет 1050—• 1150 °С. С другой стороны, при наличии до 1 % С вста­ли типаХ18Н10, закаленной на аустенит, при нагреве до 650 С будут выделяться кар­биды, а при недостаточной устойчивости аустенита — ем­фаза.

Последующий нагрев за­каленной аустенитной стали также приводит к фазовым изменениям. Нагрев до температуры 500 °С приводит к выделению из закаленного аустенита карбидов. Это вызывает повышение прочности стали, понижение ее пластич­ности (табл. 8.1), ударной вязкости и коррозионной стойкости. При более высоком нагреве (850—900 °С) процесс растворения карби­дов идет очень медленно, а в стали с активными карбидообразу­ющими элементами растворения вообще не происходит, наоборот, может начаться медленное их выделение. При таком протекании процессов повышение прочности стали и снижение ее пластично­сти будет меньшим, чем при нагреве до 750 °С. Коррозионная стойкость стали при нагреве до 900 °С повышается и прибли­жается к коррозионной стойкости закаленной стали.

При сварке аустенитных сталей распределение температур в ЗТВ приводит к тому, что в ней создаются участки различного фазового состава. Если учесть, что продолжительность пребыва­ния металла при высокой температуре в ЗТВ невелика, то рас­смотренные выше процессы изменения фазового состояния аусте­нитных сталей при сварке сдвинутся в сторону более высоких температур. Так, чисто аустенитной зоной будет зона, нагрева­вшаяся при сварке выше температуры 1100 °С. В зоне, нагрева­вшейся приблизительно в интервале 900—1000 °С, могут остаться частицы нерастворившихся карбидов. Однако эта зона будет близка к чисго аустенитной и по сравнению с более высоко нагре­вавшейся зоной будет иметь более мелкие зерна аустенита. По свойствам в состоянии после сварки без дополнительного нагрева эти зоны будут характеризоваться повышенной вязкостью и кор­розионной стойкостью. Однако, если при эксплуатации эти уча­стки будут подвергаться дополнительному нагреву в интервале 500—650 °С, то в них начнется процесс выделения карбидов из 166

раствора, даже в том случае, если в стали содержатся активные карбидообразующие элементы (титан или ниобий). Правда, при наличии этих элементов потребуется больше времени, но если количество этих элементов близко к нижнему’ пределу, процесс выделения карбидов будет заметным.

Причиной понижения кор­

Рис. 8.10 Межкристаллитная кор­розия в ЗТВ аустенитной стали

ных соединений аустенитных сталей, эксплуатирующихся в кор­розионно-активных средах при повышенных температурах, их следует подвергать термической обработке, заключающейся в про­должительном (3—5 ч) нагреве при 900 °С. Такой нагрев одно­временно с выделением карбидов из аустенита приводит к раз­витию диффузионных процессов внутри аустенитных зерен и к обогащению хромом приграничных участков зерна, откуда хром перешел в карбиды.

Для таких сварных соединений закалка или нормализация с высоких температур (1000—1150 °С) недопустима, поскольку они приводят к аустенитизации, выделению карбидов и пониже­нию стойкости, к межкристаллитной коррозии в околошовной зоне при 500—650 °С.

Например, сварные соединения стали 08Х18Н10Т, склонные после сварки к межкристаллитной коррозии при эксплуатаци­онных нагревах 650 °С, после стабилизирующего отжига при 875 °С в течение 3 ч при последующем эксплуатационном нагреве при 500 °С в течение 10 000 ч склонности к межкристаллитной коррозии не обнаруживают.

Нагрев до 600 °С приводит к снижению стойкости не только к межкристаллитной коррозии, но и стойкости к коррозионному растрескиванию. Как известно, причиной понижения стойкости к коррозионному растрескиванию изделий из аустенитных и неаустенитных сталей, работающих в коррозионно-активных сре­дах при статических нагрузках ниже предела текучести, является сегрегация атомов водорода.

Для сварных соединений, которые эксплуатируются в корро­зионно-активных средах без нагрева (температура до 300 °С), закалка или нормализация с высокой температуры является допустимой.

В зоне сварного соединения, нагретой до 900 °С, можно ожи­дать некоторое повышение прочности и снижение пластичности, а также коррозионной стойкости металла в результате выделения из раствора карбидов. Для этой зоны послесварочная закалка с температуры 1050—1150 °С будет полезна в целях восстановле­ния свойств. В зоне сварного соединения, нагревающейся до 700 °С, процессы карбидообразования также будут протекать достаточно активно и скажутся на изменении свойств, поэтому для этой зоны закалка также будет полезна.

В остальных зонах сварных соединений аустенитных сталей существенных изменений фазового состояния и свойств не проис­ходит, хотя длительная эксплуатация при температуре 400— 500 °С может вызвать выделение карбидной фазы в дисперсном виде, кратковременный нагрев на эту же температуру при сварке к таким изменениям фазового состояния не приводит.

В заключение можно отметить, что закалка сварных соедине­ний высоколегированных аустенитных сталей является рацио­нальной операцией, если сварные соединения не эксплуатируются 168

Работа разрушения ЗТВ сварных соединений аустенитных сталей при низкой температуре

ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ НА свойства аустенитных сталей

В отличие от феррнтных аустенитные хромоникелевые и хромоникельмарганцевые стали при воздействии сварочного термического цикла почти не претерпевают роста зерна. Поэтому охрупчивание металла у линии сплавления со швом у этих ста­лей весьма незначительно (рис. 102). Несколько снижается ударная вязкость металла околошовной зоны сварных соедине­ний из сталей, нестабилизированных титаном или ниобием, на­пример сталей 0Х23Н18, 1Х25НІ6Г6АР (рис. 102) или ХІ7АГІ4 [196]. С понижением температуры испытания степень охрупчива­ния металла в этом участке околошовной зоны становится замет­нее. При сварке вследствие кратковременного пребывания в кри­тическом интервале температур охрупчивание металла намного меньше, чем при отпуске.

Следует, однако, учитывать, что при многократном термиче­ском воздействии, например при многослойной сварке нетолстого металла, повторных исправлениях дефектов шва и др., снижение ударной вязкости металла в околошовной зоне может оказаться значительным. Охрупчивание возрастает с повышением содер­жания углерода в стали, а также количества ферритной фазы в ней свыше 10%.

Прн воздействии термического цикла сварки ударная вяз­кость изменяется менее существенно, чем коррозионная стойкость большинства аустенитных сталей, особенно d средах повышенной агрессивности. Причем наиболее интенсивное понижение корро­зионной стойкости сварных соединений наблюдается в участках, непосредственно примыкающих к шву, а также в участках, рас­положенных по обе стороны шва на некотором расстоянии от него (рис. 103). Коррозия сварного соединения у линии сплавле­ния со швом (участок 2) получила название ножевой, так как развивается вглубь металла на сравнительно узком участке, пре­терпевающем, как правило, двойной нагрев при двухсторонней
сварке: выше 1250—1300° С при выполнении первого шва и затем повторно до температур в интервале 500—800° С при выполнении второго шва с обратной стороны соединения [146]. Значительно слабее корродирует металл у линии сплавления со вторым швом. Последующий отпуск сварных соединений в интервале темпера­тур 600—700° С усиливает корро­зию в этом участке с обоих сто­рон сварного соединения как со стороны первого, так и со сторо­ны второго шва. Ножевой корро­зии подвергаются преимуществен­но сварные соединения хромо — никелевых аустенитных сталей, стабилизированных титаном. Во втором участке сварного соедине­ния металл претерпевает корро­зию на более широкой зоне, на­греваемой в процессе сварки до

Расстояние от шва, мм 6

Рис. 102. Графики ударной вяз­кости металла в различных участках сварных соединений сталей:

1 — 0Х23Н|8; 2 — 1Х25Н16Г6АР; S — X17HI3M2T; 4 — Х14Г14ИЗТ; 5 — 0Х17Н5Г9АБ (автоматическая свар­ка под флюсом).

Рис, 104. Ножевая коррозия сварного соедине­ния стали Х18Н10Т в кипящей 50%-ной азот­ной кислоте после 200 ч испытания:

Рис. 105. Межкристаллит­ная ножевая коррозия у ли­нии сплавления со швом сварного соединения стали X18HI0T в кипящей 65%- ной азотной кислоте.

твердого раствора, причем преимущественно в виде карбидов хрома, так как вследствие замедленной диффузии титана в аусте­ните (по сравнению с углеродом) количество его в пограничных слоях зерен оказывается недостаточным для связывания всего количества выделяющегося углерода. Вследствие выделения кар­бидов хрома пограничные слои зерен обедняются последним, и сталь оказывается восприимчивой к межкристаллитной кор­розии.

По-видимому, на усиление коррозии пограничных слоев зерен оказывают также влияние напряжения, возникающие в решетке твердого раствора прн выделении избыточной фазы. Отмеченное выше отсутствие ножевой коррозии сварных соединений стали 0Х17Г9Н5АБ, несмотря на ее несколько большую восприимчи­вость к межкристаллитной коррозии, чем стали Х18Н10Т (ввиду расходования части ниобия на образование нитридов), можно объяснить тем. что ниобий, в отличие от титана при высокотем­пературном нагреве труднее растворяется в аустените, а раство­ряясь в твердом растворе, сосредоточивается преимущественно в пограничных слоях зерен, ниобия здесь оказывается достаточно для связывания всего углерода, диффундирующего к границам зерен при отпуске, и карбиды хрома не выделяются. Выделение карбидов ниобия из твердого раствора происходит значительно быстрее, чем карбидов титана. Вследствие этого напряжения, возникающие в решетке, в первом случае во много раз меньше, чем во втором. Коррозия металла у линии сплавления со вторым (последним) швом, хотя и значительно слабее, чем со стороны первого шва, обусловлена тем же выделением карбидов хрома и титана и связанным с этим обеднением хромом пограничных слоев зерен и образованием напряжений в них. Однако благо­даря меньшему выделению карбидов при быстром охлаждении металла от высоких температур, эффект обеднения хромом, а следовательно, и коррозия металла меньше, чем прн последу­ющем отпуске.

Чем больше титана прн данном содержании углерода в стали сверх установленного предела для предотвращения обычной межкристаллнтной коррозии, тем меньше вероятность ножевой коррозии сварного соединения. Как будет показано ниже, ноже­вая коррозия в сварных соединениях предотвращается, если со­держание углерода в свариваемой стали не превышает 0,02— 0,03%.

Таким образом, наиболее действенным способом предотвра­щения охрупчивания и восприимчивости к избирательной корро­зии аустенитных сталей при воздействии сварочного термическо­го цикла является снижение содержания углерода до уровня, близкого к пределу стабильной растворимости его в твердом растворе аустенита при комнатной температуре. В связи с этим в последние годы стараются освоить производство и расширить применение для аппаратов различных химических производств аустенитных сталей с весьма низким содержанием углерода (до 0,03%).

В зарубежном химическом машиностроении такие стали уже сейчас находят все возрастающее применение.

Однако, как будет показано ниже, хромоникелевые аустенит — ные стали с весьма низким содержанием углерода также не ли­шены недостатков, касающихся чувствительности к сварочному термическому циклу.

Коррозионная стойкость металла околошовной зоны сварных соединений аустенитных сталей е низким углеродом, Опыты по­казали [105], что в околошовной зоне сварного соединения стали 000Х18Н11 (с 0,02% С) при испытании в кипящей 50— 65%-ной азотной кислоте имеет место более интенсивная корро­зия (рис. 106,а), чем коррозия той же стали (основного металла), не претерпевшей термического воздействия при сварке. Загиб образцов после коррозионных испытаний (угол загиба по около­шовной зоне составил 180°) показал, что по своему характеру коррозия этого металла не является межкристаллитной. При

Рис. 106. Внешний вид поверхности образцов сварных соединений сталей 000Х18Н11 (а) п 00Х18АН10 (6) после коррозионных испытаний в кипящей 65%-ной азотной кислоте.

металлографическом анализе заметных изменений структуры этого металла при обычных увеличениях обнаружено не было. Оставалось предположить, что более интенсивная коррозия ме­талла в околошовной зоне обусловлена упругими напряжениями в решетке металла и деформированием его в процессе сварки — наклепом вследствие низкой сопротивляемости исследуемой ста­ли возникающим сварочным напряжением. Пластическая дефор­мация металла в околошовной зоне сварных соединений в данном случае вполне возможна, так как напряжения как продольные, так и поперечные в этой зоне сварных соединений хромоникеле­вой аустенитной стали превышают 26—28 кГ/мм2 [186]. Причем с повышением сварочного тока напряжения увеличиваются и при токе 120 а достигают вблизи шва 30 кГ/мм2.

Кривые напряжений при этом вблизи шва имеют срезанный вид, что свидетельствует о их релаксации вследствие пластиче­ской деформации металла в этом месте. Действительно, как по­казали измерения, под воздействием сварочных напряжений микротвердость металла в околошовной зоне в данном случае возрастает в среднем с 175 до 225 кГ/мм2. В условиях воздей­ствия сред повышенной агрессивности напряженный и наклепан­

ный металл околошовной зоны в макропаре с металлом, распо­ложенным вдалн от шва, является анодом и растворяется более интенсивно. Можно было предположить, что упрочнение твердого раствора (аустенита) должно повысить сопротивляемость метал­ла деформации при воздействии сварочных напряжений и тем

Читайте также:

  
• Смета на сварку швов
  
• Аппарат для приварки шпилек методом конденсаторной сварки
  
• Варим пороги дуговой сваркой
  
• Сварка под флюсом 09г2с
  
• Сварка уголка встык без потери прочности