6. Особливості структуроутворення при зварюванні жароміцних сталей мартсіїситіїо-феритного і маргеиситіїого класів і їх термообробка

Сталі мартенситного і мартенситмо-феритного класів можуть зварюватись ручним дуговим зварюванням, дуговим зварюванням під флюсом, в середовищі вуглекислого газу, ЕШЗ, аргопо-дуговим і електронно-променевим способами. Зварювання може здійснюватись за двома варіантами: *

1. з використанням присадкового матеріалу такого ж, або схожого з основним металом хімічного складу;

2. з використанням присадкових матеріалів аустенітного або аустенітно-феритного класів.

В першому випадку зварне з'єднання має однорідну структуру і високу міцність після проведення термообробки. В іншому випадку структура зварного з’єднання неоднорідна і схильна до дифузійних процесів в умовах експлуатації при підвищених температурах.

Серед дугових методів зварювання для деталей застосовують в основному спосіб ручного дугового зварювання штучними електродами, які забезпечують структуру зварних швів, однорідну за хімічним складом з основним металом. Такі електроди містять: С=0,02-0,08%; Сг=10-12%; № ~ 0,08%; Мо ~ 1,0%; V/ -1%.

Зварювання мартенситних і мартенситно-феритних сталей пов'язане із значними технологічними труднощами через підвищену схильність до утворення холодних тріщин в процесі зварювання і після його закінчення. Особливо небезпечним є зварювання сталей при вмісті вуглецю більше 0,10%, коли в зоні термічного впливу утворюється мартенсит з тетрагональною кристалічною решіткою поряд з феритними ділянками низької міцності. При зниженні %с в'язкість мартенситу підвищується, однак збільшується об'єм 6-фериту, що також підсилює схильність до крихкого руйнування. В зв'язку з цим всі високохромисті жароміцні сталі зварюються з попереднім і супутнім підігрівом до 200-450°С.

Температура підігріву тим вища, чим більша здатність сталі до загартування. В той же час температура підігріву не повинна бути надто високою, бо в зоні термічного впливу може з'явитись відпускна крихкість через уповільнення швидкості охолодження в інтервалі температур карбідоутворення. Крім того, високий підігрів, як і зварювання з високою погонною енергією, забезпечує більш тривале перегрівання прншовної зони, в результаті чого росте зерно аустеніту, а його межі збагачуються домішками. Наслідком цього є зниження пластичності і в'язкості зварних з'єднань.

Найкращі властивості зварних з'єднань отримуються, якщо попередній підігрів ведеться в інтервалі температур Мп-Мк, а також, коли після зварювання проводиться підстужування до Мк , але не нижче 100°С. Слід зауважити, що для високохромистих сталей температура Ми не перевищує 360°С, а Мк - 240°С.

Температура підігріву залежнії також від товщини виробу: чим більша товщина сталі, тим вища повинна бути температура підігріву.

Інколи можна обійтись без підігріву. Так, мартенситиі сталі товщиною до 8-10 мм вдається зварювати без підігріву. Використання аустенітних і аустенітно-феритних електродів також дає задовільні результати при зварюванні без підігріву.

Під час зварювання з великим тепловиділенням (великою погонною енергією і високим підігріванням) виникає інша небезпека - поява надлишкової кількості фериту в металі шва. Якщо в структурі шва. утворюється більше 5% фериту, то підвищується поріг холодноламкості, що знижує ударну в'язкість до 0,1-0,2 МДж/м^:. Крім того, ферит знижує тривалу міцність зварних швів. Можливим також є утворення гарячих тріщин, котрі виникають під час обриву дуги в кратерах швів.

Якщо при зварюванні утворюється в шві і в зоні термічного впливу мартенситна або мартенситно-феритна структура, то для запобігання появі холодних тріщин треба негайно проводити термічну обробку. Оптимальні механічні властивості жароміцні хромисті сталі одержують після повної термічної обробки: загартування або нормалізації з наслідуючим високим відпусканням. Але частіше проводять тільки подвійне відпускання: спочатку низьке, а потім високе. Температура низького відпускання 150-200°С з витримкою І годину; температура високого відпускання - 730-750°С, а інколи 750-800°С.

Низьке відпускання частково знімає внутрішні напруження і тим самим не допускає появи холодних тріщин. Високе відпускання переводить структуру шва і прншовної зони в рівноважний стан і сприяє виділенню дисперсних карбідів і інтерметалідів, які надають металу жароміцних властивостей.

При використанні аустенітних електродів відпуск з метою підвищення пластичності зварного з' єднання можна проводити через деякий час після зварювання і не побоюватись утворення холодних тріщин.

В зв'язку з цим зварювання аустенітними електродами знайшло широке застосування, особливо в монтажних умовах.

Під час зварювання паропроводів із сталей мартенситно-фе- ритного і мартенситного класів рекомендується проводити слідуючі заходи:

1. Присадковий матеріал повинен бути легованим оптимально, щоб утворювалась структура шва з кількістю фериту не більше 5%. Такі шви після термічної обробки забезпечують необхідний рівень механічних властивостей.

2. Процес зварювання повинен проводитись з обов'язковим підігрівом зварювальних кінців труб до 300-400°С при будь-якій товщині стінки. У випадку використання аустенітного зварювального матеріалу (для труб діаметром до 10 мм) підігрів не треба проводити.

3. Режими струму потрібно назначати такими, щоб не було загартування металу шва і пришовної зони і появи ділянок перегріву.

4. Зварні шви треба виконувати багатопрохідними способами із зворотно ступінчастим розташуванням ділянок шарів вздовж периметра кільцевих швів.

5. Зварні з’єднання повніші одразу після зварювання (або в терміни, передбачені технологією) підлягати термічній обробці. Для стиків паропроводів після зварювання необхідно призначати подвійну термічну обробку (низьке відпускання при 150-200°С, 1 годину і високе відпускання при 730-750°С). Стики тонкостінних труб парогенераторів рекомендується після зварювання піддавати нормалізації з відпуском. Якщо шов аустенітний, то термообробка не проводиться.

6. Зварювання можна проводити тільки при температурах оточуючого повітря вище 0°С.

7. Проводити зварювання, по можливості, без підкладних кілець із мінімальним об'ємом наплавленого металу.

Жароміцні сталі аустенітного класу за жароміцністю перевершують перлітні й мартенситні сталі і використовуються для виготовлення клапанів авіаційних двигунів, лопаток і кріплення газових турбін, пароперегрівників і трубопроводів силових установок високого тиску, працюючих при температурах від 600 до 700°С. Хімічний склад деяких сталей показано в таблиці 31.

Таблиця 31. Хімічний склад жароміцних сталей аустенітного класу і сплавів на залізонікелевій основі

Марки сталей	Елементи, %
	с	Сг	N1	Мо	V/	Ті	ІНШІ
1. Гомогенні
08Х16Н9М2	<0,08	15,5-17	8,5-10,0	1,0-1.5	—	—	1,0-1,5 Мп
09X14Н16Б	0,07-0,12	13-15	14-17	....	—	—	0.9-1,3 N6
12Х18НІ0Т	<0,12	17-19	9-11	—	....	0,5-0,7	—
08Х18Н12Б	<0,08	17-19	11-13	—	—	....	(8 %С-1,2) N6
12Х25НІ6Г7АР	<0,12	23-25	15-18	—	....	—	0,008-0,02 В 6-8 Мп 0,3-0,45 N
08Х23Н18	<0,08	22-25	17-20	—	—	—	—
2. Гетерогенні
а) з карбідним зміцненням
45ХІ4Н14В2М	0.4-0.5	13-15	13-15	0,25-0,4	2-2,75	—	—
40Х15Н7Г7Ф2МС	0,38-0,47	14-16	6-8	0,65-0,85	—	—	0.9-0.4 5і 1,5-1,9 V 6-8 Мп
37Х12Н8Г8МФБ	0,34-0,4	11,5-13,5	7-9	1,1-1,4	—	—	7,5-9,5 Мп 0,25-0,45 N6 1,25-1,55 V
б), з інтерметалідним зміцненням
09Х14Н19В2БР	0,07-0,12	13-15	18-20	—	2-2,8	—	0,9-1,3 N6 0,008-0,02 В
ЮХ12Н20ТЗР	ДО 0,1	10-12,5	18-21,0	—	...	2,3-2,8	до 0,8 АІ 0,008-0,02 В
10X11Н23ТЗМР	до 0,1	10-12,5	21-25	1-1,6	—	2,5-3,0	0,008-0,02 В
Сплави на залізонікелевій основі
ХН35ВТЮ	до 0,08	12-15	33-37	—	2-4	2,4-3,2	0,7-1,7 АІ
ХН38ВТ	0,06-0,12	20-23	33-39	—	2,8-3,5	0,7-1,2	—
10Х15Н35ВТР	до 0,10	14,0-16,0	35-38	—	4.0-5.0	1,1-1,5	0,005 В

Основні легуючі елементи - хром і нікель. Перший забезпечує окалиностійкість (вміст хрому не менше 10-12%), а нікель - стійкість аустенітної структури. Співвідношення поміж ними і залізом вибирається таким, щоб не відбувалося утворення а-фази (фериту), яка знижує жароміцність. Інколи нікель заміняють такими аустені- тотвірними елементами, як марганець і азот. Для підвищення жароміцності вводять елементи Мо. N6, Ті. А1, IV, V, які утворюють в сталях карбідні або інтерметалідні фази. Крім того, в аустенітних сталях міститься від 0,1 до 0,4 % вуглецю.

Аустенітні сталі характеризуються високою жароміцністю, окалиностійкістю, великою пластичністю і добре зварюються. Проте, порівняно з перлітними і мартенситними сталями вони менш технологічні: важко обробляються тиском і різанням, зварний шов має крихку крупнокристалічну структуру, яка не може бути виправлена термообробкою, бо в металі немає фазової перекристалізації у^а. При робочих температурах аустенітні сталі часто стають крихкими через виділення по межах зерен різних фаз і утворення о-фази (інтерметаліда РеСг).

Аустенітні сталі за способом зміцнення розділяються на три групи:

1. однофазні гомогенні сталі, які не зміцнюються термічною обробкою;

2. гетерогенні сталі з карбідним зміцненням;

3. гетерогенні сталі з інтерметалідним зміцненням.

Однофазні аустенітні сталі мають стійку структуру аустеніту

з незначним вмістом вуглецю і карбонітридів титану або ніобію (12Х18Н10Т, 08Х18Н12Б, 12Х25Н16Г7АР). Гомогенна структура таких сталей забезпечується після загартування (аустенізації) від 1050 до 1100°С. Сталі ці є одночасно і корозостійкими. Вони застосовуються в теплоенергетиці.

Аустенітні сталі з карбідним зміцненням мають у своєму складі такі карбідотвірні елементи, як Мо, \¥, V, N6 і підвищену кількість вуглецю (0,3-0,5%). Через підвищену кількість фери- тотвірних елементів вміст нікелю збільшують до 14% або додають марганець і бор (45Х14Н І4В2М, 37Х12Н8Г8МФБ). Звичайно, ці сталі рекомендується піддавати загартуванню (аустенізації) від 1100-1150°С і старінню при температурах 700-800°С. Оптимальною структурою буде аустеніт і дисперсні карбіди, рівномірно виділені

по всій металічній матриці. Сталь 45Х14Н14В2М застосовують також після відпалу при температурі 820°С (охолодження на повітрі); при цьому структура сталі - аустеніт і карбіди типу М₂зС₆ і М₆С.

Аустенітні сталі з інтерметалідним зміцненням - найбільш жароміцні. До них відносяться сталі з добавками Мо, V/, АІ, Ті, М>, Та, які служать підвищенню жароміцності. Такі елементи утворюють інтерметалідні фази типу Ре₂Мо; Ре₂№; Мі<А[; Мі₃Ті. Крім того, утворюються також складні карбіди типу МС (ТіС). Вміст вуглецю в цих сталях обмежений через те, що він утворює з молібденом і вольфрамом карбіди, які знижують жароміцність аустеніту. Може вводитись бор, який зміцнює межі зерен аустеніту при утворенні боридів (10X11Н23ТЗМР, 08Х14Н28ВЗТЗЮР). Зміцнюють такі сталі загартуванням (аустенізацією) від 1100-1170°С і старінням при"температурах 700-750°С і при 600-650°С з великою видержкою.

Аустенітні сталі стають крихкими під час експлуатації через виділення надлишкових фаз по межах зерен при температурах 500- 600°С і особливо після утворення крихкої о-фази в інтервалі температур 600-750°С. Чим більше хрому і молібдену в сталі, тим більше в ній з'являється о-фази, і тим сильнішою стає крихкість. Для усунення о-фази проводять термічну обробку (аустенізацію при температурі 1150-1170°С і охолодження у воді), після чого о-фаза зникає і відновлюються первісні властивості сталі.

До аустенітних відносяться сплави на залізонікелевій основі, наприклад, ХН35ВТЮ, ХН38ВТ. Ці сплави використовуються для виготовлення турбінних лопаток, дисків, кілець соплового апарату та інших деталей, які працюють при 600-750°С. Основна структура таких сплавів - твердий розчин хрому та інших елементів (IV, Ті, АІ) в залізонікелевій основі (у-фазі). Найвищі жароміцні властивості сплав ХН35ВТЮ одержує після такої термообробки:

перше загартування (аустенізація) з високих температур (1150- 1180°С), друге загартування - від 1050°С і старіння при 830°С 8 годин.

В процесі експлуатації залізоиікелеві сплави можуть ставати крихкими через виділення на межах зерен інтерметалідних фаз. Для усунення крихкості, через певний час роботи, деталі знову проходять термічну обробку.

Нікель і залізо - метали-аналоги, їх атомні радіуси відрізняються всього на 2%. Температура плавлення нікелю 1455°С. Нікель має кристалічну решітку, однотипну з решіткою у-заліза (період 3,54А).

Жароміцні сплави на основі нікелю мають більш стабільну структуру і більш високі механічні властивості при високих температурах, ніж сплави на основі заліза або залізонікелевій основі. Мікроструктура нікелевого сплаву показана на рис. 289. Але нікель є дуже дорогим металом, тому сплави на нікелевій основі можуть використовуватися лише у край необхідних випадках, де вартість не має значення. В таблиці 32 приведено хімічний склад деяких жароміцних сплавів, які мають назву "німоніки". Такі сплави призначають для робочих деталей газових турбін, працюючих при температурі до 850°С, а максимальною для них є температура 950-1000°С.

Окрім нікелю, сплави містять до 20% хрому і такі елементи як Мо, IV, АІ, Ті, Со, V, В.

Таблиця 32. Хімічний склад жароміцних нікелевих сплавів

Сплав	Елементи*,%
	С	Сг	Ті	АІ	Мо	V/	ІНШІ
ХН77ТЮР	0.02	19-22	2,4-2,8	0,60-1,0	—	5-7	0,01 в
ХН70ВМТЮ	0,02	13-16	1,8-2,3	1,7-2.3	2-4	5-7	0,02 В 0,1-0,5 V
ХН55ВМТКЮ	—	9-12	1.4-2.0	3.6- 4,5	4-6	4,5-6,5	0,02 В 0.2-0.8 V
ХН65ВМТЮ	0,025	15-17	2.0-2.8	1,0-1,5	3,5- 4,5	8,5-10	—
Литі нікелеві сплави
жсз	0,1-0,2	14-18	1,6-2,3	1,6-2,2	3,0- 4,0	4.5- 6,5	—
ЖС6К	0,1-0,2	10,5-12,5	2,5-3,0	5,0-6,0	3,5- 4,5	4,5- 6.5	4,5 Со
ВЖЛІ2У	0,1-0,2	8,5-10,5	5,0-5,7	4,2-4,7	2.7-3.4	1,0-1.8	12-15 Со 0,5-1,0 V 0,015 В

*- нікель - основа; Ре<3,0.

Мо,IV,Со,Сг зміцнюють матричний у-твердий розчин на основі нікелю; АІ і Ті разом з нікелем утворюють метастабільну у'-фазу з

такою ж структурою, як і матричний розчин (ГЦК); вуглець в кількості до 0,1-0,15% утворює дисперсні карбіди по межах зерен (ТіС). Утворюються також нітриди (ТІЙ), які разом з карбідами підвищують міцність при високих температурах. Для зміцнення меж зерен сплави легують бором і цирконієм. Вони усувають шкідливий вплив домішок, пов'язуючи їх у тугоплавкі сполуки. Домішки 8, 8Ь, РЬ, 8п знижують жароміцність сплавів і ускладнюють їх обробку тиском. У зв’язку з цим для підвищення жароміцності нікелевих сплавів необхідно використовувати чисті шихтові матеріали. Найбільш широко застосовують сплави ХН77ТЮР і ХН70ВМТЮ. Термічна обробка сплавів складається із загартування та старіння. Деталі нагрівають до 1150-1250°С і охолоджують на повітрі. При цьому утворюється однорідний твердий розчин, але за час охолодження в ньому з’являються малі об’єми, збагачені алюмінієм і титаном. Під час старіння в них виникають частинки у'-фази, когерентні з матричним твердим розчином. Періоди решіток у і у'-фаз відрізняються дуже мало (всього на 0,1%), тому отримана метастабільна структура зберігається при високих температурах на протязі 20000-30000 годин.

Ч астинки у'-фази, мають розміри 20-40 нм, а їх кількість в залежності від легування може бути 20-50%. Перехід метастабільної у'-фази в стабільну NізТі(А^) означає втрату когерентності, укрупнення частинок цієї фази і значне зниження жароміцності (рис. 290).

Окрім свого основного призначення - виготовлення лопаток та інших відповідальних деталей сучасних, газотурбінних двигунів, сплави на основі нікелю застосовують для виготовлення штампів і матриць гарячого деформування металів.

Н ікелеві сплави широко використовуються в литому вигляді (таблиця 32), однак цс пов’язано з великими технологічними труднощами, тому їх використовують тільки в особливо відповідальних випадках.

а) б) а)

Рис. 290. Коагуляція частинок Мі<(ТІ, АІ) в сплаві німонік після загартування і старіння при 850°с, х 15000. Час старіння: а) 10 год.; 6) 100 год.; в) 1000 год. (А. П Гуляєв).

: