Добавил:

ivanov666 Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.

Вуз:

Башкирский Государственный Аграрный Университет

Предмет:

[НЕСОРТИРОВАННОЕ]

Файл:

Технология сварки плавлением. Часть II. Учебное пособие

.pdf

Скачиваний:

Добавлен:

08.09.2026

Размер:

2 Мб

Скачать

☆

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 56 / 176 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 > Следующая >>>

пературах, а при непродолжительной работе – и до более высоких температур как в атмосферной и газовой средах, так и в чистых и водных растворах кислот и щелочей, а также в других жидкометаллических средах. Характерное отличие этих сталей – пониженное содержание углерода, обычно не превышающее 0,12 %, оказывающее решающее влияние на их стойкость

к межкристаллитной коррозии. Благодаря этим свойствам их используют при изготовлении трубопроводов и аппаратов для химической и нефтяной промышленности.

Для достижения высокой жаропрочности аустенитные стали дополнительно легируют молибденом и вольфрамом (до 7 % каждого). Важной легирующей присадкой, вводимой в некоторые стали, является также бор. Такими сталями, например, являются аустенитные стали со структурой

твердых растворов 08Х16Н9М2, 10Х14Н14В2М, 09Х14Н18В2БР, 08Х15Н24В4ТР, предназначенные для изготовления пароперегревателей и турбоприводов силовых установок высокого давления, работающих при температурах 600…750 °С.

Повышение жаростойкости аустенитных сталей достигается главным образом увеличением в них содержания хрома, а также введением в сталь

алюминия или кремния, т. е. элементов, находящихся в твердом растворе и образующих в процессе нагрева защитные оксидные пленки. Увеличение в стали содержания хрома до 15…17 % делает ее жаростойкой до 950…1000 °С, а при введении 25 % Cr сталь остается жаростойкой до 1100 °С. Легирование сталей с 25 % Cr алюминием или кремнием еще больше повышает их жаростойкость. Примерами жаростойких

аустенитных сталей, применяемых для изготовления различного рода высокотемпературных установок, печной арматуры и деталей газовых турбин, могут быть стали марок 20Х23Н13, 20Х25Н20С2, 36Х18Н25С2 и др.

Фазовое и структурное состояние высоколегированных хромоникелевых сталей зависит в основном от их химического состава. Оказывает влияние также термообработка

, пластическая деформация и другие факторы. Поэтому положения фазовых областей определены для немногих систем в виде псевдобинарных разрезов тройных систем, обычно Fe-Cr-Ni с углеродом.

Рассмотрим фазовые области для одной из таких систем (рис. 6). В соответствии с диаграммой для сплава I–I, содержащего 0,1 % С, возможны следующие превращения. При очень медленном охлаждении

по достижении температуры, отвечающей точке 1 на линии ликвидус, из жидкого расплава вначале начинают выпадать кристаллы первичного феррита (δ-железа), а по мере охлаждения от точки 2 и ниже – выпаде- ние кристаллов легированного аустенита, имеющего гранецентрирован-

ную решетку γ-железа. При дальнейшем охлаждении в точке 3 происходит превращение δ → γ, и сталь приобретает аустенитную структуру. Далее в условиях медленного охлаждения стали ниже точки 4 из аустенита вследствие уменьшения в нем предельной растворимости (линия ESP) начинает выделяться углерод в виде химического соединения – карбидов хрома типа

Cr23C6, располагающихся преимущественно по границам зерен. Поэтому дальнейшее охлаждение ниже точки 5 (линия SK) из-за уменьшения устойчивости аустенита приводит к выпадению по границам зерен вторичного феррита (γ → α). Таким образом, хромо- никелевая сталь рассматриваемого состава в условиях медленного охлаждения приобретает при комнатной температуре аустенитную структуру с расположенными по границам

зерен вторичными карбида-

ми и ферритом, упрочняющими металл.

Рис. 6. Диаграмма состояния Fe – Cr – Ni – C хромоникелевой стали

Для получения чисто аустенитной структуры, обладающей высокой коррозионной стойкостью, хромоникелевые стали нагревают выше линии SE (рис. 6), чаще до температуры 1100…1150 °С (для растворения карбидов), и закаливают в воде (на воздухе). При быстром охлаждении (закалке) распад твердого раствора не успевает произойти, и аустенит фиксируется в пересыщенном метастабильном состоянии.

4.2. Свариваемость хромоникелевых аустенитных сталей

Оценивая свариваемость хромоникелевых аустенитных сталей различного назначения, можно отнести их к удовлетворительно, а иногда и хорошо свариваемым сталям. Однако их сварка и обеспечение требуемых свойств сварных соединений требуют часто принятия специальных мер.

Свариваемость рассматриваемых сталей затрудняется многокомпонентностью их легирования и разнообразием условий эксплуатации сварных конструкций и изделий (коррозионная стойкость, жаростойкость или жаропрочность, хладостойкость). Кроме того, эти стали существенно отличаются от перлитных сталей по теплофизическим свойствам. Они имеют существенно меньшую температуру плавления (на 100 °С), в три раза меньшую теплопроводность, но больший коэффициент термического расширения и значительно большее электрическое сопротивление (

в 5 раз).

Основными факторами, ухудшающими свариваемость хромоникелевых аустенитных сталей, являются:

 высокая склонность к образованию горячих трещин;

 возможная потеря коррозионной стойкости;

 усиление процессов охрупчивания металла сварных соединений

во время эксплуатации;

 возможно возникновение пор в наплавленном металле.

Горячие трещины в сварных соединениях. При сварке хромоникелевых аустенитных сталей горячие трещины могут образовываться как в металле шва, так и в околошовной зоне. Механизм их образования такой же, как и при сварке обычных углеродистых конструкционных сталей. Однако хромоникелевые аустенитные стали более подвержены горячим трещинам при сварке, чем углеродистые конструкционные стали. Повышенная их склонность к образованию горячих трещин

при сварке объясняется специфическими особенностями строения шва и условиями кристаллизации аустенитного металла.

Первичная структура металла аустенитного шва отличается сильно развитой транскристаллитной направленностью, связанной с отсутствием при охлаждении после сварки фазовой перекристаллизации и сохранением первичных аустенитных зерен во всем интервале температур, начиная от кристаллизации до полного охлаждения. При сварке

многослойных швов в каждом последующем слое кристаллизация аустенитных зерен начинается с зерен предыдущего слоя. Это приводит к образованию непрерывных протяженных границ кристаллитов от первого слоя к последнему, т. е. к транскристаллитному грубому дендритному

строению первичной структуры, предрасположенной к прохождению трещин.

Другим фактором, определяющим повышенную склонность к образованию, прежде всего кристаллизационных, горячих трещин, может быть многокомпонентное легирование, усиливающее вероятность появления легкоплавкой эвтектической составляющей, располагающейся по границам столбчатых кристаллов, создавая межкристаллитные прослойки эвтектического характера. Эти прослойки по своему составу и структуре резко отличаются

от самих кристаллов аустенита. Температура их затвердевания, как правило, существенно ниже температуры затвердевания металла. Например, сульфидные эвтектики типа Ni

3S2

+ Ni

имеют температуру плавления 645 °С. Поэтому эти прослойки чрезвычайно облегчают появление кристаллизационных трещин.

Повышению склонности к образованию горячих трещин при сварке аустенитных сталей способствуют также увеличенная литейная усадка кристаллизующегося аустенитного металла и наличие повышенных временных и остаточных сварочных напряжений, обусловленных пониженной теплопроводностью и повышенным коэффициентом теплового расширения металла.

Образование горячих трещин в металле сварных соединений при сварке хромоникелевых аустенитных сталей можно избежать применением следующих мер:

1) введения в металл шва в достаточных концентрациях элементов, способствующих образованию второй высокотемпературной избыточной фазы типа твердого раствора;

2) дополнительного легирования некоторыми легирующими элементами;

3) измельчения первичной структуры воздействием на сварочную ванну

ультразвуковых колебаний или механических вибраций, а также

введением элементов-модификаторов;

4) ограничения содержания в металле вредных (серы, фосфора) и ликвирующих примесей, способствующих образованию легкоплавких фаз;

5) использования технологических способов.

Введением в металл шва элементов, способствующих образованию второй фазы, добиваются нарушения его транскристаллитного строения и измельчения первичной структуры. При этом нарушается сплошность аустенитных

зерен, общая протяженность границ между кристаллитами растет, и легкоплавкие эвтектики становятся разобщенными. Вместе с тем тормозится и перемещение несовершенств кристаллической структуры, что препятствует возникновению подсолидусных трещин.

Чаще всего второй фазой служит первичный δ-феррит, создающий двухфазную аустенитно-ферритную структуру металла шва. Наличие первичного феррита не только измельчает структуру металла, но и уменьшает концентрацию Si, S, P и других примесей в межкристаллитных прослойках за счет большей растворимости этих элементов в феррите. Этим повышается чистота границ кристаллитов и уменьшается опасность

образования легкоплавких эвтектик.

Многочисленными исследованиями установлено, что для придания металлу достаточной стойкости против образования горячих трещин необходимо иметь в аустенитном шве 2…6 % первичного феррита. Выделения феррита в аустенитном шве не должны образовывать сплошной сетки, т. к. ферритный каркас может оказать вредное влияние на требуемые свойства металла. Феррит как более

хрупкая фаза, находясь в виде каркаса, может повлиять на хладостойкость стали. Кроме того, он может снизить и пластичность стали при длительной работе в условиях высоких температур. Феррит в большей мере, чем аустенит, склонен к выделению хрупкой σ-фазы, способствующей охрупчиванию металла. С целью предупреждения сигматизации швов количество первичного феррита в

швах сварных конструкций, работающих в интервале критических температур (преимущественно 450…650 °С), жестко ограничивают указанным выше пределом. В изделиях, работающих как коррозионно-стойкие при температурах до 400 °С, допускается большее содержание ферритной фазы, иногда до 10 %.

Для получения необходимого двухфазного строения металла выби-

рают соответствующую композицию металла шва – повышают в

шве содержание элементов-ферритизаторов и уменьшают или ограничивают содержание элементов-аустенизаторов. Совместное действие легирующих элементов на конечную структуру оценивают с помощью структурных диаграмм Шеффлера (рис. 7), предварительно определив эквивалентное содержание хрома Cr

и никеля Ni

экв

. Стали, попадающие в

экв

области А, Ф и М, имеют стабильно аустенитную, ферритную или мартенситную конечную структуру соответственно. Стали, попадающие в переходные области А+Ф, А+М, А+М+Ф, обладают смешанной структурой. Соотношение А+Ф дифференцированно количественно с помощью ряда веерообразно расположенных линий. Цифры над этими линиями указывают количество δ-феррита, содержащегося в стали наряду с аустенитной γ-фазой.

Более точно определяют остаточное количество первичного ферри-

та с помощью формулы:

FN = –18 + 2,9(%Cr + %Mo + 0,3 %Si) –

– 2,6(%Ni + 35 %C + 20 %N + + 0,3 %Mn),

где FN – ферритное число, приблизительно равное процентному содержанию первичного δ-феррита.

Рис. 7. Структурная диаграмма Шеффлера

для определения фазового состава аустенитных швов

Если необходимо сохранить чисто аустенитную структуру сварного шва, то для повышения стойкости металла шва против образования горячих трещин, прежде всего, необходимо использовать особо чистые по сере и фосфору свариваемые стали и присадочные материалы, например рафинированные электрошлаковым переплавом. Кроме того, при сварке сталей с большим запасом аустенитности, особенно повышенных толщин

(более 14 мм), высокая трещиноустойчивость достигается при легировании швов дополнительно марганцем, молибденом, азотом, ограничении кроме серы и фосфора содержания кремния (до 0,2…0,3 %), исключения из них титана, ниобия, алюминия. Полагают, что Mn, Mo, N, имея повышенную энергию активации, уменьшают подвижность полигонизационных границ и подавляют возникновение зародышей подсолидусных трещин.

Повышение сопротивляемости образованию горячих трещин

может быть достигнуто также измельчением первичной структуры внешними технологическими воздействиями. Как показали исследования, хорошие результаты дает воздействие на сварочную ванну ультразвуковых колебаний с частотой 20…50 кГц, электромагнитное перемешивание (магнитная индукция 0,5…0,7 Тл, частота 5…6 Гц), механические колебания в процессе кристаллизации, а также введение элементов-модификаторов

(например, Sr, Ce и др.). Для создания условий

, способствующих пере-

ходу от плоской схемы кристаллизации к объемной, иногда прибегают к

введению в хвостовую часть сварочной ванны дополнительного холодного металла в виде проволоки или металлической крупки того же состава, что и свариваемый металл.

Повысить сопротивляемость сварных соединений из аустенитных сталей образованию горячих трещин можно и технологическими мерами, направленными на изыскание рациональных способов и режимов сварки. При выборе способа и

режимов сварки следует стремиться к минимизации погонной энергии q/υ, чтобы уменьшить температуру перегрева и особенно время нагрева. При этом учитывают, что в условиях малой погонной энергии сварка с большими скоростями недопустима, так как она приводит к образованию неблагоприятного встречного срастания в центре шва двух фронтов кристаллизации с

образованием зоны «слабины». Наиболее благоприятны схема кристаллизации с изгибом кристаллитов, при котором их угол срастания в центре шва близок к нулю, и многослойная сварка с полным охлаждением шва при выполнении последующего слоя. Таким образом, повышенную сопротивляемость образованию горячих трещин при сварке аустенитных сталей обеспечивают способы и режимы сварки,

обусловливающие объемную схему кристаллизации, срастание кристаллитов боковыми гранями под малыми углами и мелкокристаллитную структуру.

Коррозионная стойкость. Высоколегированные хромоникелевые аустенитные стали наиболее часто используют как коррозионностойкие. Основное требование, которое в этом случае предъявляется к сварным соединениям, – стойкость к различным видам межкристаллитной коррозии. Межкристаллитная коррозия в сварных соединениях может развиваться как в металле шва, так и в основном металле зоны термического влияния у линии сплавления (ножевая коррозия) или на некотором удалении от шва. Механизм развития этих видов межкристаллитной коррозии одинаков. Он связан с длительным пребыванием металла в температурном интервале 500…850 °С и выпадением из аусте-

карбидов хрома, обедняющих хромом периферийные участки зе-

нита рен аустенита.

Схематическая зависимость появления склонности к межкристаллитной коррозии в результате длительности воздействия на металл различных температур показана на рис. 8. Наибольшая предрасположенность к межкристаллитной коррозии развивается при нагреве аустенитной стали в температурном интервале 730…750 °С. Отвечающее этому интервалу время выдержки

называется критическим – tкр. Как ниже, так и выше указанных температур увеличивается время, необходимое для появления в металле чувствительности к коррозии. При длительном нагреве до более высокой температуры (выше 850 °С) приобретается

повторная стойкость к межкристаллитной коррозии. Способствует этому диффузионное перемещение атомов хрома из глубинных участков зерна к обедненным хромом приграничным областям.

Рис. 8. Схематическая зависимость появления межкристаллитной коррозии

от длительности воздействия на металл различных температур

На величину tкр большое влияние оказывает содержание углерода в

стали. С его увеличением значения t

интенсивно уменьшаются. По-

кр

этому одной из мер борьбы с межкристаллитной коррозией стало снижение содержания углерода в хромоникелевых сталях. Увеличить t

кр

можно также путем введения в металл более сильных карбидообразователей, чем хром, например Ti, Nb. Количество этих элементов должно соответствовать содержанию в стали углерода с тем, чтобы они связали в стойкие преимущественно мелкодисперсные карбиды весь имеющийся углерод. В этом случае практически исключается образование карбидов хрома и обеднение хромом приграничных участков

зерен.

Причины, вызывающие развитие коррозии на различных участках сварного соединения, различны. Появление очагов коррозии в металле шва связано в основном с повышенным содержанием углерода и отсутствием или недостаточным содержанием титана или ниобия. Неблагоприятный сварочный термический цикл – длительное пребывание металла шва в интервале критических температур (t > t

, рис. 8) – приво-

кр

дит к появлению склонности металла шва к межкристаллитной коррозии в агрессивной среде. Шов может потерять стойкость против межкристаллитной коррозии и в результате воздействия критических температур в процессе эксплуатации изделия.

Аустенитно-ферритные швы с дезориентированной структурой имеют повышенную стойкость против межкристаллитной коррозии по

сравнению с аустенитными. В результате увеличения протяженности границ зерен за счет их измельчения становятся больше и поверхности, на которых выделяются карбиды хрома. Поэтому местное обеднение объема зерна хромом уменьшается. Кроме того, процессы диффузии атомов хрома в феррите из-за менее компактной упаковки атомов в кристаллической решетке протекают значительно быстрее, чем

в аустените. В связи с чем, выравнивание концентрации хрома в обедненных и центральных участках зерна ускоряется.

Межкристаллитная коррозия основного металла в участках зоны термического влияния, расположенных на некотором удалении от шва, при отсутствии в металле титана или ниобия может быть вызвана также воздействием критических температур, обусловленных неоптимальным сварочным термическим

циклом или эксплуатацией изделия.

Ножевая коррозия основного металла имеет сосредоточенный характер и поражает очень узкую полоску металла, нагреваемую при сварке до температур 1250 °С и более. Этот вид коррозии развивается в сталях, стабилизированных титаном или ниобием. При этом нагреве может произойти растворение в аустените карбидов таких элементов, как титан, ниобий, ванадий

, цирконий. Последующее медленное охлаждение металла в интервале критических температур (500…800 °С), или так называемый провоцирующий повторный нагрев до этих температур, в процессе многопроходной сварки или эксплуатации изделия неблагоприятно сказывается на коррозионной стойкости этой части сварного соединения. При этих температурах перешедший ранее в раствор углерод (при растворении карбидов титана,

ниобия и др.) вследствие снижения его растворимости в аустените перемещается к границам зерен. Это приводит к образованию карбидов хрома и обеднению хромом прилегающих к границам периферийных участков зерен. Обедненные хромом участки зерен твердого раствора становятся объектом межкристаллитной коррозии. Они занимают узкую полоску металла в зоне термического влияния

, где локализуется межкристаллитная коррозия, получившая

название «ножевой».

Эффективными мерами борьбы с этим опасным видом разрушения металла околошовной зоны служат создание повышенных скоростей охлаждения металла, а также снижение содержания углерода в коррозионно-стойких сталях. Восстановить стойкость сварных соединений против ножевой коррозии можно низкотемпературной термообработкой – стабилизирующим отжигом, заключающимся в длительном

нагреве металла при 850…900 °С в течение 3…5 ч с последующим остыванием на воздухе. В этом случае нагрев приводит к диффузионному повышению концентрации хрома в обедненных приграничных участках за счет пе-

ремещения его из глубины зерна, и металл становится нечувствительным к межкристаллитной коррозии.

В сварных соединениях аустенитных сталей может наблюдаться еще один вид коррозионного разрушения – коррозионное растрескивание, возникающее под совместным действием растягивающих напряжений и агрессивной среды. Разрушение развивается как межкристаллитное, так и транскристаллитное. Снижение уровня остаточных свароч-

напряжений – одна из основных мер борьбы с этим видом коррози-

ных онного разрушения.

Охрупчивание металла сварных соединений. В процессе высокотемпературной эксплуатации в сварных соединениях из хромоникелевых аустенитных сталей под действием рабочих температур могут протекать процессы сигматизации и 475-градусной хрупкости.

Сигматизация – образование в структуре металла шва хрупкой твердой немагнитной

составляющей, получившей название σ-фазы. Она представляет собой интерметаллид типа FeCr, имеющий переменный состав и сложную кристаллическую решетку. Появление ее в металле швов влечет за собой резкое снижение их ударной вязкости.

Сигматизация наблюдается главным образом в аустенитноферритных швах при длительном нагреве металла в интервале температур 650…900 °С в результате перерождения

первичного феррита в σ-фазу. Скорость и степень сигматизации существенно зависят от соста- ва феррита и характера его легирования, поскольку σ-фаза образуется непосредственно в феррите. Аустенит менее склонен, чем феррит, к выделению σ-фазы. Однако при повышенном содержании в стали хрома (порядка 25 % и более), σ-фаза может образоваться

также и в аустенит-

ных швах.

Эффективным средством предотвращения образования σ-фазы является нагрев сварных соединений до температуры 1050…1150 °С с выдержкой в течение 1 ч и последующим быстрым охлаждением. Тогда обеспечивается полное растворение σ-фазы в аустените и дальнейшая невосприимчивость швов к воздействию опасных температур. В аустенитно-ферритных швах

, кроме того, целесообразно ограничить содер-

жание ферритной составляющей 4…5 %.

475-градусная хрупкость или, как ее еще называют, тепловая хрупкость не сопровождается явными структурными изменениями и является своего рода σ-старением, обусловленным, по-видимому, выпадением субмикроскопических частиц на границах зерен твердого раствора. Явление тепловой хрупкости возникает в металле швов аустенитных

сталей, содержащих некоторое количество (8…10 %) ферритной фазы, при длительном нагреве в интервале температур 350…500 °С и в особенно-

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 56 / 176 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 > Следующая >>>

Соседние файлы в предмете [НЕСОРТИРОВАННОЕ]