Свариваемость материалов

16.2, Свариваемость сталей

16.2.1.Структура, свойства металла шва

изоны термического влияния

Тип структуры металла шва, формируемой в процессе кристал­ лизации, зависит от химического состава стали и теплофизиче­ ских условий кристаллизации. Роль химического состава в пер­

швы состоят из крупнокристаллической матрицы с остаточным ферритом в виде прерывистых выделений по границам денд­ ритных ячеек. Несмотря на наличие этого феррита, стали ука­ занных составов претерпевают по существу однофазную кри­ сталлизацию, что приводит к формированию крупных кристал­ литов со слабо развитыми осями второго порядка и со значи­ тельно развитой ликвацией. Наиболее крупное кристалличе­ ское строение имеет центр шва, куда в результате конкурент­ ного роста вклинивается и прорастает ограниченное число кри­ сталлитов.

Принципиальные изменения в формировании шва получаК>т стали, у которых соотношение Cra/Nia> l,3 . В этих сталях 0 е' дущей фазой при кристаллизации является феррит. Из него формируется осевая часть дендритных ячеек, где в результате ликвации меньше Ni. Этот феррит называется вермикулярным, т. е. преобладающим. Остальная часть жидкой фазы образует у-твердый раствор. В результате совместной кристаллизациИ

феррита и аустенИта образуются ячейки с весьма развитой

строения шва явЛяется схема его кристаллизации. Сварка с большими скоростями приводит к образованию неблагопри­ ятно высокого угла встречи между двумя растущими кристал­ литами, д сварка с малыми скоростями — к возникновению осевого кристаллит3, стыкующегося с двух сторон с двумя фронтами кристаллитов под большим углом. Значительная разориентировка меЖДУ осевым и боковыми кристаллитами уве­ личивает ликвацию по границам и плотность ростовых дисло­ каций. Наиболее благоприятна схема кристаллизации с изги­ бом кристаллитов, при котором угол срастания кристаллитов в центре шва близок к нулю. В условиях многослойной сварки крупные кристаллиты предшествующего слоя служат плоскими зародышами для последующего слоя, что приводит к транскристаллитному строению швов.

В зоне термического влияния стабильно-аустенитных сталей происходят следующие необратимые изменения: 1 ) расплавле­ ние сегрегатов и неметаллических включений вдоль строчечных выделений с последующим образованием легкоплавкой кар­ бидной эвтектики и трещин-надрывов по периферии шва; 2) образование б-Fe; 3) коагуляция и растворение избыточных

Особенно неравномерно растет зерно в гомогенных сталях, на­ ходившихся перед сваркой в состоянии наклепа на 5—15%.

16.2.2.Трещины в сварных соединениях

16.2.2.1.Трещины при сварке. Аустенитные жаропрочные стали отличаются высоким коэффициентом теплового расширения, малой теплопроводностью и высокой релаксационной стойко­ стью при высоких температурах. Это приводит к высокому уровню напряжений и деформаций при сварке, отпуске и при

эксплуатации в условиях теплосмен.

Однофазная кристаллизация сварных швов жаропрочных аустенитных сталей приводит к формированию крупнокристал­ лической столбчатой первичной структуры с сильно выражен­ ной ликвационной неоднородностью по Сг, Ni, Nb, В; С и т. д. В результате ликвации образуются легкоплавкие 'карбидные,

Наиболее вероятны трещины при отпуске сварных конструк­ ций из легированных Ti и Nb жаропрочных сталей (Х18Н12Т, Х18Н9Б, X15H35B3T). Гомогенные стали (типа Х16Н9М2 и ОХ18Н9) не склонны к дефектам этой природы.

16.2.3. Охрупчивание при эксплуатации.

16.2.3.1. Высокотемпературное. В металле швов аустенитных

Она имеет обратимый характер и устраняется при кратковре­ менном нагреве до 550 °С.

При длительном нагреве до 650—900 °С металл шва, со­ держащий ферритную фазу, охрупчивается вследствие выделе­ ния карбида, обеднения углеродом и образования интерметаллида FeCr—a-фазы по схеме: 6 -Ре-»-Ме2 зСб+ а. Этот процесс создает опасность хрупкого разрушения при ударном нагру­ жении.

Послесварочная гомогенизация швов, содержащих б-Fe, по режиму аустенитизации снижает скорость этого охрупчивания, а также восстанавливает пластичность сигматизированного шва. Швы с аустенитно-карбидной и боридной структурой имеют большую стабильность свойств в процессе длительной высоко­

Вметалле ЗТВ аустенитных сталей имеет место склонность

кхрупким (локальным) разрушениям при высокотемператур­ ной эксплуатации. Они аналогичны трещинам, образующимся после сварки и термической обработки [5].

16.2.3.2. Радиационное охрупчивание. Конструкции из аусте­ нитных сталей, длительно находящиеся в активных зонах ядерных реакторов, подвергаются нейтронному облучению, что при­ водит к охрупчиванию металла и к снижению его сваривае­ мости.

Под воздействием нейтронов, а-частиц в кристаллической решетке металлов образуются в результате ядерных реакций трансмутации Н, Не, а также вакансии, поскольку атомы твер­ дого тела выбиваются из своих регулярных положений и пере­ ходят в междоузлия; это повышает прочность и снижает пла­ стичность основного металла и особенно сварных швов. Для гомогенных сталей указанные неблагоприятные изменения ме­ ханических свойств могут быть устранены при нагреве до 0,5 Тпл.

Для дисперсионно-твердеющих сталей, содержащих Со, В, N, Тг, А1, изменения наиболее существенны. Особенно при облу­ чении снижается длительная прочность, которая не восстанав­ ливается после соответствующего нагрева. Большую работо­ способность в условиях нейтронного облучения имеют стали

При выборе химических составов сварочных материалов следует учитывать как требования по обеспечению сваривае­ мости, так и работоспособности соединений под радиационным воздействием.

16.3. Технология сварки и свойства соединений

16.3.1. Выбор сварочных материалов

Конструкции из жаропрочных сталей, работающие при темпе­ ратурах до 600 °С, сваривают сварочными материалами, обес­ печивающими в швах обязательное присутствие 1—2 % феррит-

ТА БЛИЦА 16.2

ЭЛЕКТРОДЫ, ПРИМЕНЯЕМЫЕ ДЛЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ, И СВОЙСТВА НАПЛАВЛЕННОГО МЕТАЛЛА

СВАРОЧНЫЕ МАТЕРИАЛЫ ДЛЯ СВАРКИ ЖАРОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ

ной фазы (для предотвращения горячих трещин в металле шва). Типы сварочных материалов для сварки гомогенных жа­ ропрочных сталей аустенитно-ферритными сварочными мате­ риалами с регламентированным количеством б-Fe приведены в табл. 16.2 и 16.3.

Наиболее просто обеспечивают заданное количество б-Fe при сварке штучными электродами. При сварке в защитных га­ зах и под флюсом необходимо учитывать долю участия основ­ ного металла в металле шва и варьировать марки присадоч­ ной проволоки при выполнении корневых и облицовочных швов, существенно отличающихся по доле участия основного металла. Чтобы исключить охрупчивание таких швов в результате сигматизации, необходимо не допускать более 4 % б-Fe, отдавать предпочтение электродам с минимально допустимым содержа­ нием элементов-ферритизаторов, а также подвергать швы аусте­ нитизации.

Для конструкций из гетерогенных жаропрочных сталей, дли­ тельно работающих при температурах 700—750 °С, применяют структурно более стабильные сварочные материалы аустенито­ карбидного, аустенито-боридного и аустенитного классов с уче­ том их склонности к подсолидусным трещинам. Повышенная склонность швов такого состава к образованию горячих тре­ щин предотвращается путем повышения их чистоты по вред­ ным примесям при специальной технологии выплавки.

Для однофазных аустенитных сварочных материалов, при­ меняемых для сварки сталей, не содержащих Nb, стойкость против горячих трещин в шве достигается путем легирования Мо и Мп, а также рафинирующими переплавами и добавками

редкоземельных элементов. Для сохранения легирующих эле­ ментов в швах применяют инертные защитные газы и безокислительные галоидные флюсы ФЦ-17, ФЦ-18, АНФ-5, 48-ОФ-6М и др., а также ввод сварочной проволоки в ванну в твердом состояния, минуя капельный перенос и столб дуги.

16.3.2. Выбор режимов сварки

При сварке плавлением аустенитных сталей главная проблема

кристаллитов в центре шва, а также темп растяжения ме­ талла ЗТВ в ТИХ. При однопроходной сварке тонких листов без присадки косвенным критерием угла встречи кристаллитов может служить радиус кривизны изотермы сварочной ванны, определяемый по форме чешуек на свободной поверхности шва. Чем больше радиус кривизны, тем выше сопротивляе­ мость горячим трещинам. При уточненном выборе режимов необходима количественная оценка сопротивляемости горячим трещинам, выполняемая по ГОСТ 26 389—84 (см. гл. 6).

Повышение сопротивляемости образованию горячих трещин и механических свойств может быть достигнуто также внеш­ ними технологическими воздействиями:

перемешиванием сварочной ванны путем механического или электромагнитного воздействия (магнитная индукция 0,05— 0,07 Тл, частота 5—6 Гц);

введением стоков тепла в ванну путем подачи струи воды (при сварке в газовой защите) и твердого присадочного ме­ талла.

Рекомендованы слеАУЮ1Лие режимы подачи присадки: диаметр прово­ локи 1,4—3 [ДМ, место ввода — не менее '/з длины ванны за осью дуги, количество подаваемо# присадки —до 70 % от расхода электрода, нагрев присадки до 0,9 от темпеРатуры солидуса; подача присадки в ванну под напряжением сжатия 0.5—1,5 кг/мм2. Ввод присадки рекомендован при ду­ говой, электр0шЛаковой и лучевой сварке.

16.3.3. Жааоп0очность

Для гомогенных сталей в условиях, исключающих ползучесть (до 500 °С). длительная прочность швов ниже основного ме­ талла лишь при циклическом нагружении.

Для гетерогенных, термически упрочняемых сталей при сварке имеет место большая степень повреждаемости ЗТВ. Длительная Прочность снижается по отношению к основному металлу на 10—15%; более значительно падает пластичность, что увеличивает вероятность локальных разрушений в процессе длительной эксплуатации при высоких температурах. Эффек­ тивной мерой их предупреждения служит периодически прово­ димая аустенитизация сварных стыков (например, паропрово­ дов) [5], а также применение сталей повышенной частоты в ре­ зультате вакуумно-дугового переплава. Повышению жаропроч­ ности ЗТВ также способствуют лучевые способы сварки, обес­ печивающие минимум теплового воздействия и предотвращаю­ щие рост зерна.

16.3.4. Выбор послесварочной термообработки

Сварные узлы из аустенитных сталей, эксплуатирующиеся без воздействия активных сред до 500 °С, могут не подвергаться термической обработке. При работе в коррозионной среде про­ водят стабилизирующий отжиг при температуре 850—950 °С. Остаточные напряжения, являющиеся основной причиной кор­ розионного растрескивания, при нагреве до этих температур практически полностью снимаются. Для жаропрочных термо­ упрочняемых материалов проводят двухступенчатый отжиг: 900 °С— 10 ч+ 750 °С — 30 ч.

При работе в условиях ползучести выше 500 °С стабилизи­ рующий отжиг недостаточен, так как не устраняет в ЗТВ опас­ ности развития локальных разрушений и коррозионного растре­ скивания в некоторых средах. В этих случаях проводят аусте­ нитизацию (закалку) при 7=1100—1150 °С, при которой растворяются все упрочняющие фазы в матрице, а при последу­ ющей стабилизации или отпуске выделяются вторичные фазы в виде, требуемом для получения оптимальных свойств в ЗТВ и сварного соединения в целом. Наиболее высокая..вязкость и коррозионная стойкость достигаются двойной аустенитизацией при 1150—1200 °С и 1000 °С [3], при которой обеспечивается