книги из ГПНТБ / Лившиц Л.С. Сварка легированных сталей на монтажных работах в строительстве

Совсем иначе развивается процесс у легированной стали

(рис. 5, б и в). В этом случае при скорости охлаждения больше 0,3 zpa∂ ceκ участок околошовной зоны, нагретый выше темпера­ туры Ac3, будет содержать элементы структуры мартенситного распада. При этом количество мартенсита будет тем больше,

чем быстрее будет охлаждаться металл. При скорости охлажде­

Рис. 5. Диаграммы изотер­ мического превращения ау­ стенита некоторых сталей

(отдельные кривые соответ­

ния в интервале между температурами 700—400° около 30 zpa∂ ceκ участки, нагревавшиеся выше температуры Ac3, пол­

ностью закалятся, а участки, которые были нагреты в интервале температур Асі и Ac3, получат частичную закалку.

Если учесть, что'по данным расчетов тепловых процессов при сварке скорость охлаждения околошовных зон практически со­ ставляет от 10 до 20 град/сек [32], то у легированных сталей ма­ рок ЗОХМ и 12X1 МФ околошовные зоны после сварки должны характеризоваться наличием мартенситной структуры с повы­

шенной твердостью и пониженной вязкостью и пластичностью.

Приведенная схема изотермического превращения аустенита

в процессах, обусловливающих получение околошовных зон сварных соединений легированных сталей с различными свойст­

21

вами, является, конечно, приблизительной. Для повышения точ­ ности необходимо учитывать время пребывания металла при охлаждении выше температуры Ma , прокаливаемость стали и другие факторы. Однако для общей оценки изменений в около­ шовной зоне при сварке стали можно руководствоваться диаг­

раммой ее изотермического превращения и фактической скоро­ стью охлаждения.

Следует иметь в виду, что состояние структуры и свойств ме­ талла шва, если он по своему химическому составу близок к

свариваемой стали, определяется при его охлаждении после кри­

сталлизации теми же закономерностями. Как и для околошов-

ной зоны, решающее значение будут иметь фактическая скорость охлаждения в интервале температур 700—400° и вид диаграммы изотермического превращения аустенита рассматриваемой стали.

2. ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ АУСТЕНИТНОГО КЛАССА

Поведение легированных сталей аустенитного класса при сварке во многом определяется особенностями их структурного

состояния.

Введение в сталь больших количеств хрома и никеля приво­ дит к значительному расширению области аустенита на диа­

грамме состояния сплавов железо — углерод (см. рис. 1) и эта фаза оказывается устойчивой в очень широком интервале темпе­

ратур. Для сталей, содержащих 18—25% хрома и 8—20% нике­ ля, при рассмотрении структурного состояния следует перехо­ дить от двойной системы сплавов железо — углерод к диаграм­ ме, характеризующей состояние четверных сплавов Fe—Cr—

Ni—С. Один из вертикальных разрезов такой диаграммы для сталей с 18% хрома и 8% никеля приведен на рис. 6, а на рис. 7 показан характер горизонтального сечения тройной диаграммы

Fe—Cr—Ni, отвечающей состоянию сплавов после быстрого охлаждения с любой температуры в интервале 900—1300°.

Приведенные диаграммы указывают на то, что основные ти­ пы хромоникелевых аустенитных сталей (Х18Н9идажеХ25Н20)

являются нестабильно аустенитными (область метастабильного аустенита на рис. 7). Следовательно, при нагреве, способствую­ щем достижению равновесного состояния, или при введении в

сталь дополнительно каких-либо элементов, уменьшающих устойчивость аустенита, из последнего может выделиться дру­ гая фаза — феррит.

Кроме того, на диаграмме рис. 6 обозначена ограниченная и переменная растворимость углерода в аустените. В связи с тем,

что растворимость углерода в аустените падает с понижением температуры, при охлаждении стали с температуры примерно выше 900° может быть зафиксирован перенасыщенный твердый раствор углерода в аустените. Это приведет к гомогенизации

■22

сплава, увеличению степени его однородности. Однако последу­ ющий нагрев до температур 500—800° будет способствовать вы­ делению из раствора избыточного количества углерода, который в виде карбидных образований располагается, как правило, по границам зерен (зоны энергетически наименее устойчивые).

Ж+карбиды

JWO

Эти два фактора, которые нашли отражение на диаграммах,

имеют важное значение для работоспособности сварных соеди­ нений.

При сварке аустенитных сталей приходится сталкиваться с повышенной склонностью этих сталей к образованию горячих

трещин в швах. Считают, что причиной этого являются осо­ бенности химического состава

23

аустенитных сталей является получение в них структуры, состоя­ щей из аустенита с 3—5%-ной ферритной фазой (рис. 8).

Следовательно, возможность регулирования содержания фер­ рита в металле аустенитных швов является основным методом уменьшения склонности их к образованию горячих трещин. Pe-

Рис. 9. Структурная диа­ грамма аустенитных

сталей

а — по Шефлеру [43]; б — уточненная [40]

шающее значение при этом имеет соотношение содержания в ме­ талле элементов, повышающих устойчивость аустенита, и эле­ ментов, повышающих устойчивость феррита (аустенитообразую­ щих и ферритообразующих элементов).

Исходя из этого, была разработана диаграмма структурного состояния аустенитных сталей в зависимости от их состава [40, 43]. Такая диаграмма представлена на рис. 9.

24

На диаграмме по вертикальной оси отложено суммарное ко­ личество элементов, способствующих стабилизации аустенита ® стали (эквивалентно содержанию никеля — основного аустени­ зирующего элемента). По горизонтальной оси отложено суммар­

ное количество элементов-ферритизаторов (эквивалентно содер­ жанию хрома — основного ферритообразующего элемента).

В соответствии с составом все поле диаграммы разделено .на об­ ласти, отвечающие различному структурному состоянию сплавов.

Практически количество феррита в аустенитных швах регулиру­ ется изменением содержания в металле основных легирующих

элементов — никеля и хрома.

При регулировании содержания феррита в сварных швах аустенитных сталей следует, однако, помнить, что наличие его в количестве более 5% нежелательно. Значительные количества феррита в аустенитной стали являются источником образования при длительном нагреве в интервале температур 450—650° осо­ бого (интерметаллического) химического соединения железа с хромом, так называемой o-фазы, значительно повышающей хрупкость стали. Хотя в последнее время была доказана воз­ можность образования о-фазы. непосредственно из аустенита, однако наличие феррита является, несомненно, фактором, повышающим склонность стали к «сигматизации» и хруп­

кости.

Образование трещин при сварке зависит также от характера кристаллизации сварных швов. Как правило, аустенитные хро­ моникелевые стали при кристаллизации образуют крупную, столбчатую, транскристаллитную структуру (рис. 10), склонную к появлению горячих трещин [21]. Чтобы предотвратить их обра­ зование, необходимо провести измельчение и дезориентацию кристаллического строения сварных швов. Это достигается разобщением аустенитных зерен и получением указанной 3—5%-ной ферритной фазы. Кроме того, модифицирующее (из­ мельчающее зерно) влияние на металл оказывают некоторые ле­

гирующие элементы — титан, ванадий, ниобий, молибден. Моди­ фикация достигается также введением небольших количеств алюминия, кальция, магния и циркония.

Определенное влияние на кристаллическое строение Металла шва оказывают и условия сварки. Факторы, вызывающие пере­ грев металла сварочной ванны и замедление ее кристаллизации,

способствуют увеличению размеров аустенитных зерен и уско­ ренному развитию транскристаллитного строения стали. Поэто­

му сварку аустенитных хромоникелевых сталей приходится производить на токе минимальной силы и обеспечивать ускорен­ ное охлаждение их после сварки. Применение при сварке тока минимальной силы обусловлено также повышенным электросо­ противлением металла аустенитной электродной проволоки или стержней.

25

При работе сварных конструкций из аустенитных хромонике­ левых сталей в условиях химически активных сред решающее значение приобретает антикоррозийная стойкость сварных сое­

динений.

Возможны два вида коррозионных поражений стали — общая коррозия и межкристаллитная коррозия. При общей коррозии

Рис. 10. Транскристаллитное строение аустенитных швов (×5)

происходит химическое взаимодействие всей или значительной части поверхности металла с агрессивной средой. Происходящее при этом разрушение поверхностного слоя со временем стано­ вится все более глубоким, а изделие соответственно все более тонким.

При межкристаллитной коррозии происходит разрушение металла по границам зерен. При этом внешне изделие остается таким же, каким оно было до коррозионного поражения (неиз­ менная толщина, металлический блеск и пр.), а структурно ме­ талл оказывается настолько пораженным, что часто рассыпается при незначительном механическом усилии.

Химический состав стали — количество в ней хрома и нике­ ля — определяет в основном ее сопротивление общей коррозии.

Если содержание этих элементов составляет соответственно не

26

менее 16 и не менее 6%, то сталь имеет удовлетворительную

стойкость против общей химической коррозии в различных ак­ тивных средах. Повышение содержания хрома и никеля улучша­ ет химическую стойкость стали.

Сопротивление же стали межкристаллитной коррозии обусло­ вливается не только ее химическим составом, но и структурным состоянием.

Рис. 11. Нормаль­ ная микрострукту­ ра аустенитной стали (×500)

Существует много предположений о причинах межкристал­ литной коррозии в нержавеющих сталях. Наиболее распростра­ ненная из этих точек зрения связывает склонность к межкрис­ таллитной коррозии с изменением химического состава погра­ ничных участков аустенитных зерен. При этом существенное

значение имеет содержание в стали углерода, который образует с имеющимся в стали хромом химическое соединение—карбид хрома.

При нагреве стали до высоких температур (1050—1150°) кар­ бид хрома практически полностью растворяется в аустените.

Быстрое охлаждение с указанной температуры фиксирует это соединение в растворе и структура получается однородная

аустенитная, с тонкйми границами зерен (рис. 11).

Если такая сталь впоследствии нагревается до температур

450—700°, то карбиды хрома, выделяясь из раствора, главным образом по границам аустенитного зерна (рис. 12), забирают для своего образования хром с пограничных областей зерна.

Обедненные хромом пограничные области зерна не имеют над­ лежащей химической и антикоррозионной стойкости. Таким об­ разом, нержавеющая сталь по границам зерен разъедается хи­ мически активной средой. Межкристаллитная коррозия, внешне

27

совершенно незаметная, нарушает связи между отдельными зер­ нами и делает металл крайне хрупким и газопроницаемым.

Из рассмотренного видно, что даже содержащая углерод хро­ моникелевая сталь, будучи закалена с высокой температуры

(все карбиды находятся в растворе), оказывается стойкой к

межкристаллитной коррозии. Склонность к коррозии у такой стали появляется только после нагрева до 450—700°, вызываю­

щего появление карбидных выделений по границам зерен.

Рис. 12. Микро­ структура аусте­ нитной стали с кар­ бидами по грани­ цам зерен (×500)

В связи с тем, что при сварке в какой-то части околошовной зоны неизбежен нагрев в пределах указанных температур, в этом участке ухудшается сопротивление межкристаллитной коррозии, поэтому хромоникелевые стали марки 1Х18Н9 не применяются

в сварных изделиях, работающих в химически активных средах.

Не применяются также стали марки 1Х18Н9 и электроды, обес­

печивающие получение швов такого же состава (например,

электроды типа ЭА1) в конструкциях, работающих при темпе­ ратурах 500—700° и наличии коррозионно-активных сред.

Исходя из описанного механизма возникновения склонности хромоникелевой стали к межкристаллитной коррозии, до по­ следнего времени существовали три основных способа борьбы с ней.

Прежде всего применяли стали с предельно низким содержа­ нием углерода (до 0,03%). Однако изготовить такую сталь труд­ но, что ограничивает возможность ее использования.

Чтобы устранить склонность хромоникелевых сталей к меж­ кристаллитной коррозии, в стали с минимально возможным со­ держанием углерода (до 0,12%) вводятся карбидообразующие

28

элементы, имеющие большее сродство к углероду, чем хром

{прежде всего титан и ниобий).

При введении в сталь в достаточных количествах эти элемен­ ты активно соединяются со всем углеродом. В такой стали (как считалось до сих пор) даже при нагреве до 500—700° нет сво­

бодного углерода для образования карбидов хрома, а следова­ тельно, нет условий для обеднения границ зерен хромом и сни­ жения стойкости против межкристаллитной коррозии. В принци­ пе хромоникелевые стали, легированные титаном (1Х18Н9Т)

или ниобием (1Х18Н9Б), должны без коррозионных поражений работать при повышенных температурах и могут свариваться без опасности увеличения склонности к межкристаллитной кор­

розии в околошовных зонах.

Способ предотвращения склонности к. межкристаллитной коррозии за счет введения «мощных» карбидообразователей на­ зывается обычно химической стабилизацией.

Кроме того, предотвратить межкристаллитную коррозию мо­ жет термическая обработка металлов, восстанавливающая над­ лежащее содержание хрома в пограничных зонах и, следова­ тельно, антикоррозионные свойства в этих участках. Такой об­ работкой может быть либо закалка с высокой температуры (1050—1150°), либо длительный нагрев (более 10 час.) при тем­ пературе 850°. Последний вид обработки не обеспечивает раство­

рения выпавших карбидов, а приводит к проникновению хрома

в обедненную этим элементом пограничную область из общей

массы зерна (выравнивание концентрации). Первый вид обра­ ботки называют обычно гомогенизирующей закалкой, или аусте­ низацией, второй — термической стабилизацией.

Однако в отечественной и зарубежной практике эксплуата­ ции сварных трубопроводов и других объектов из стали 1Х18Н9Т встречались случаи межкристаллитной коррозии основного ме­ талла, околошовных зон и швов, несмотря на наличие в металле химических стабилизаторов. Проведенные исследования показа­ ли, что карбиды стабилизирующих элементов при нагреве до вы­ соких температур (выше 1200°) частично могут растворяться в аустените. Таким образом, часть имеющегося в стали углерода переходит в раствор. Этот процесс частичного растворе­ ния карбидов титана или ниобия может происходить при

закалке с нагревом на высокую температуру и при сварке в той части околошовной зоны, которая подвергается высо­

кому нагреву.

Частично растворившийся таким образом углерод при после­ дующем нагреве в период эксплуатации в интервале 500—700°

вновь выделяется в виде карбидов по границам зерен. Однако в

этом случае образуются карбиды хрома, а не карбиды титана (или ниобия), поскольку хрома в стали содержится значительно

больше, чем этих элементов.

29

Так как в образовании карбидов хрома участвует только часть (при этом практически меньшая) содержащегося в стали углерода (остальной углерод связан в прочный, плохо раствори­ мый карбид титана или ниобия), склонность к межкристаллит­ ной коррозии химически стабилизированных сталей будет зна­ чительно меньшей, чем при отсутствии в стали таких стабилиза­

торов, как титан или ниобий.

Одним из способов устранения склонности к межкристаллит­ ной коррозии у нержавеющих хромоникелевых сталей с титаном или ниобием является термическая обработка (типа стабилиза­ ции) с трехчасовым нагревом при 850°.

Схематически роль этой обработки выглядит так. При темпе­ ратуре 850° карбиды титана или ниобия нерастворимы в аусте­ ните, а карбиды хрома растворимы, поэтому происходит выделе­ ние из раствора карбидов стабилизирующего элемента (титан или ниобий) и растворение карбидов хрома, если таковые име­

лись. Процесс этот приводит к тому, что весь углерод оказыва­ ется связанным в карбиды титана или ниобия, а на границах

зерен исчезает область обеднения хромом. Следует учесть, что для связывания всего имеющегося в стали углерода необходимо иметь в стали титана примерно в 5 раз, а ниобия в 8 раз больше, чем углерода.

Склонность аустенитных сталей к межкристаллитной корро­ зии определяет требования к технологии сварки конструкций,

работающих в условиях химически активной среды.

Чтобы уменьшить воздействие тепла сварочной дуги на око-

лошрвные зоны и металл шва, сварку следует производить при

условии минимального нагрева сварного соединения. Для этого процесс ведут на токе минимальной силы и каждый последую­ щий слой выполняют после достаточного остывания предыдуще­ го. Там, где это возможно, последний слой или валик должен свариваться на стороне шва, обращенного к агрессивной среде,

с тем, чтобы он не нагревался при сварке последующих швов. Там, где стойкость против межкристаллитной коррозии имеет особое значение, после сварки проводится термическая обработ­

отличаются от соответствующих показателей углеродистых ста­

лей больше, чем у легированных сталей перлитного класса (табл. 7).

Аустенитные стали, как видно из табл. 7, отличаются невы­ годным сочетанием понижения теплопроводности и повышенным коэффициентом теплового расширения, но при этом, как прави­

ло, при нагреве до 600° достаточно хорошо сохраняют механиче-

30