Аустенит - это что такое? Аустенитные стали – работают в самых агрессивных средах

Подписаться
Вступай в сообщество «export40.ru»!
ВКонтакте:

Эти стали и в отожженном и в нормализованном состоянии относятся к аустенитному классу. В основном это Cr - Ni стали. Введение в сталь никеля сильно расширяет - область, снижает температуру мартенситного превращения и при 8% Ni сталь с 18% Cr и 0,1% С становится аустенитной. В этих сталях может быть 8-13% Ni. Примером могут служить стали 10х18Н9Т; 10х18Н10Т; 12Х18Н9 и др.

Основные преимущества аустенитных сталей следующие:

    коррозионная стойкость во многих средах;

    высокая пластичность;

    хорошая свариваемость.

Благодаря своим свойствам аустенитные стали нашли широкое применение в качестве конструкционных в различных отраслях машиностроения.

В этих сталях могут быть следующие фазовые превращения:

    образование карбидных (Me 23 C 6 и MeC) и карбонитридных (Me(C, N)) фаз;

    образования -фазы в интервале 650-850С;

    растворение этих фаз при нагреве до 1100-1200С;

    образование в аустенитной области -феррита при нагреве выше 1100С;

    образования и– мартенсита при охлаждении до отрицательных температур или при деформации.

Выделение карбидных и карбонитридных фаз происходит преимущественно по границам зерен аустенита, что снижает пластичность и сопротивление МКК. Присутствие - фазы резко охрупчивает сталь. Выделение- феррита отрицательно сказывается на технологичности стали, особенно при горячей обработке давлением (образуются трещины), поэтому количество-феррита должно быть не более 10-15%. Это достигается соотношением Cr /Ni1,8. При проведении различных обработок температура не должна превышать 1100˚С.

Термическая обработка

Цель термической обработки: получение аустенитной структуры, снятия внутренних напряжений и устранение склонности к МКК, которая возникает при сварке, горячей обработке давлением и других технологических операциях.

Проводят два вида термической обработки: закалка и отжиг (рисунок 5.3). Закалка проводятся с температуры выше t р – температуры растворения карбидов хрома (Fe, Cr) 23 C 6. Если в стали нетTiили Nb (рисунок 5.3 (а)) нагревают под закалку до 900-1000˚С, получают при нагреве однородный аустенит и охлаждают в воде, чтобы карбиды хрома не успели выделиться.

Если сталь стабилизирована Тi или Nb (рисунок 5.3 б), то закалку проводят из двухфазной области (+ МеС), температура нагрева составляет 1000-1100˚С, чаще 1050˚С. Более высокие температуры нагрева нецелесообразны из-за роста зерна и растворения специальных карбидов МеС.

Выше t р растворяются карбиды (Fe,Cr) 23 С 6 и хром переходит в твердый раствор, карбиды МеС равномерно распределены внутри аустенитных зерен.

Закалка является эффективным средством для предотвращения МКК и придания стали оптимального сочетания механических свойств и сопротивления коррозии. Однако она не всегда удобна, особенно при термообработке крупногабаритных и сложных, особенно сварных конструкций. Высокая температура нагрева и необходимость быстрого охлаждения в этих случаях может привести к значительному короблению и поводке изделия. В этих случаях лучше применять стабилизирующий отжиг (рисунок 5.3 (б)). Если закалка предполагает полное растворение карбидов хрома, то при стабилизирующем отжиге используют принцип приведения их в неопасное для МКК состояние или трансформирование их в специальные карбиды в стабилизированных сталях. Отжиг проводится при температуре 850-950˚С. Если в стали нет Nb или Ti, то цель отжигаповышение содержания хрома на границе аустенит –карбид за счет коагуляции карбидов хрома и их частичного растворения, диффузия выравнивает состав по хрому в теле зерна и в приграничном объеме. Если сталь легированаTiилиNb(стабилизированная сталь), то в процессе отжига карбиды хрома превращаются в карбиды TiC или NbC, что устраняет склонность к МКК, т.к. основной пассивирующий элемент хром остается в твердом растворе. При отжиге охлаждение проводят на воздухе.отжиг более эффективен для стабилизированных сталей.

С целью экономии дорогого и дефицитного никеля разработаны Cr-Ni-Mn и Cr-Mn стали. Марганец, как и никель, аустенитообразующий элемент. Однако у марганца более слабое аустенитообразующее влияние, поэтому при замене никеля марганцем для получения аустенитной структуры нужно уменьшить содержание хрома или только частично заменять никель марганцем, или легировать таким сильным аустенитообразующим элементом, как азот. Примерами таких сталей могут служить 10х14Г14Н4Т, 10х14АГ15(0,15-0,25%N). Подобные стали нашли применение в основном в торговом и пищевом машиностроении в средах средней агрессивности. Марганец относится к элементам не склонным к пассивации. Стойкость к коррозии определяется только содержанием хрома, поэтому с увеличением содержания марганца снижает коррозионная стойкость в сильных агрессивных средах (например, в азотной кислоте). Для обеспечения удовлетворительной коррозионной стойкости содержание марганца должно быть не более 14-15%, а хрома не менее 12-14%. Термическая обработка этих сталей заключается в закалке от 1000-1100°С с целью обеспечения аустенитной структуры, снятия предшествующего наклепа и устранения склонности к МКК.

ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

9.1. СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

Высоколегированные аустенитные стали имеют повышенное содер­жание основных легирующих элементов - хрома и никеля (обычно не ниже 16 и 7 % соответственно), придающих им соответствующую струк­туру и необходимые свойства (табл. 9.1). Для сокращения высоколегиро­ванные стали можно обозначать в соответствии с содержанием основных легирующих элементов цифрами, например 18-8, 25-20 и др. Первая цифра обозначает содержание хрома, вторая - никеля.

Никель - дефицитный и дорогой легирующий элемент и поэтому в тех случаях, когда условия работы конструкции позволяют, используют стали с пониженным его содержанием или безникелевые хромистые ста­ли. В сплавах на железоникелевой основе содержание никеля еще выше, чем в хромоникелевых сталях. В никелевых сплавах никель служит осно­вой, а железо - легирующей присадкой. Эти сплавы благодаря своим свойствам находят применение в ответственных конструкциях, работаю­щих в сложных и специфических условиях.

Высоколегированные стали и сплавы по сравнению с менее легиро­ванными обладают высокой хладостойкостью, жаропрочностью, корро­зионной стойкостью и жаростойкостью. Эти важнейшие материалы для химического, нефтяного, энергетического машиностроения и ряда других отраслей промышленности используют при изготовлении конструкций, работающих в широком диапазоне температур: от отрицательных до поло­жительных. Несмотря на общие высокие свойства высоколегированных сталей, соответствующий подбор состава легирования определяет их ос­новное служебное назначение. В соответствии с этим их можно разде­лить на три группы: коррозионно-стойкие, жаропрочные и жаростойкие (окалиностойкие). Благодаря их высоким механическим свойствам при отрицательных температурах высоколегированные стали и сплавы при­меняют в ряде случаев и как хладостойкие.

9.1. Состав некоторых марок высоколегированных аустенитных и

аустенитно-ферритных сталей и сплавов по ГОСТ 5632-72 (в ред. 1989 г.),

применяемых для изготовления сварных конструкции, %


Коррозионно-стойкие стали при соответствующем легировании и термообработке обладают высокой коррозионной стойкостью при ком­натных и повышенных до 800 °С температурах как в атмосферной и газо­вой среде, так и в чистых и водных растворах кислот и щелочей, жидко-металлических средах и т.д. Характерное отличие этих сталей - пони­женное содержание углерода, обычно не превышающее 0,12 %, оказы­вающее решающее влияние на стойкость их к межкристаллитной корро­зии (МКК). Благодаря этим свойствам их используют при изготовлении трубопроводов и аппаратов для химической и нефтяной промышленности.

Жаропрочные стали и сплавы обладают высокими механическими свойствами при повышенных температурах и способностью сохранять их в данных условиях в течение длительного времени. Для придания этих свойств сталям и сплавам их обычно легируют элементами-упрочни-телями молибденом и вольфрамом (до 7 % каждого). Важной легирую­щей присадкой, вводимой в некоторые стали и сплавы, является бор. В ряде случаев к этим металлам предъявляется требование и высокой жаростойкости.

Одна из основных областей применения этих сталей - энергетиче­ское машиностроение (трубопроводы, детали и корпуса газовых и паро­вых турбин и т.д.), где рабочие температуры достигают 750 °С и выше. Жаростойкие стали и сплавы обладают стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах до 1100 ... 1150 °С. Обычно их используют для деталей слабонагруженных (нагре­вательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т.д.). Высокая окалиностойкость этих сталей и сплавов достигается легирова­нием их алюминием (до 2,5 %) и вольфрамом (до 7 %). Эти легирующие элементы и кремний способствуют созданию прочных и плотных окси­дов на поверхности деталей, предохраняющих металл от непосредствен­ного контакта с газовой средой.

После соответствующей термообработки высоколегированные стали и сплавы обладают высокими прочностными и пластическими свойства­ми (табл. 9.2). В отличие от углеродистых при закалке эти стали приобре­тают повышенные пластические свойства. Структуры высоколегирован­ных сталей очень разнообразны и зависят в основном от их химического состава, т.е. содержания основных элементов: хрома (ферритизатора) и никеля (аустенитизатора). На структуру влияет также содержание и дру­гих легирующих элементов-ферритизаторов (Si, Mo, Ti, Al, Nb, W, V) и аустенитизаторов (С, Co, Ni, Cu, Nb, B).

СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

9.2. Механические свойства некоторых марок

высоколегированных аустенитных и аустенитно-ферритных сталей и сплавов

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Для приближенного определения характера структуры обычно поль­зуются диаграммой Шеффлера, предварительно подсчитав эквивалент­ные содержания никеля и хрома. На структуру этих сталей оказывает влияние также термообработка, пластическая деформация и другие фак­торы. Поэтому положение фазовых областей на диаграммах состояния определено в виде псевдобинарных разрезов тройных систем, обычно Fe-Cr-Ni с углеродом.

Рассмотрим фазовые области для одной из таких систем (штриховая линия на рис. 9.1) при содержании 0,05 % С. При очень медленном охла­ждении и затвердевании (точка / на линии ликвидус) из расплава вначале начинают выпадать кристаллы хромоникелевого феррита, имеющего ре­шетку 6-железа, а по мере охлаждения - и кристаллы хромоникелевого аустенита, имеющего решетку γ-железа. После затвердевания всего рас­плава (температура ниже точки 2 на линии солидус) сталь имеет аусте-нитно-ферритную структуру. При дальнейшем охлаждении в точке 3 происходит превращение δ → γ , и сталь приобретает аустенитную струк­туру.

Рис. 9.1. Псевдобинарная диаграмма состояния в зависимости от содержания углерода для сплава 18 % Сг, 8 % Ni, 74 % Fe

СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

Углерод в аустенитно-ферритной и аустенитной сталях при темпе­ратурах выше линии SE (выше точки 4) находится в твердом растворе в виде фаз внедрения. Медленное охлаждение стали ниже точки 4 приво­дит к выделению углерода из твердого раствора в виде химического со­единения - карбидов хрома типа Сr 23 С 6 , располагающихся преимущест­венно по границам зерен. Дальнейшее охлаждение ниже точки 5 способ­ствует выпадению по границам зерен вторичного феррита. Таким обра­зом, сталь при медленном охлаждении при комнатной температуре имеет аустенитную структуру со вторичными карбидами и ферритом.

В зависимости от скорости охлаждения с температур, лежащих вы­ше линии SE, углерод частично или полностью выделяется из твердого раствора в виде карбидов. Этот процесс оказывает решающее влияние на свойства сталей. При быстром охлаждении (закалке) распад твердого раствора не успевает произойти, и аустенит фиксируется в пересыщен­ном и неустойчивом состоянии. Количество выпавших карбидов хрома, помимо скорости охлаждения, зависит и от количества углерода в стали. При его содержании менее 0,02 ... 0,03 %, т.е. ниже предела его раство­римости в аустените, весь углерод остается в твердом растворе.

Ускоренное охлаждение стали в некоторых композициях ау-стенитных сталей может привести к фиксации в их структуре первичного 5-феррита, в некоторых случаях необходимого с точки зрения предупре­ждения горячих трещин. Холодная деформация, в том числе и наклеп закаленной стали, в которой аустенит зафиксирован в неустойчивом со­стоянии, способствует превращению γ → α. Феррит, располагаясь тонкими прослойками по границам аустенитных зерен, блокирует плоскости скольжения и упрочняет сталь (рис. 9.2). Упрочнение стали тем выше, чем ниже температура деформации. Обычно тонколистовые хромонике-левые стали в состоянии поставки имеют повышенные прочностные и по­ниженные пластические свойства. Это объясняется их повышенной дефор­мацией при прокатке и пониженной температурой окончания прокатки.

Если сталь, в которой не произошло выпадения карбидов и углерод зафиксирован в твердом растворе, медленно нагревать, подвижность атомов увеличивается. В соответствии с этим увеличивается и способ­ность их к диффузии и восстановлению равновесия в твердом растворе, в котором аустенит зафиксирован в перенасыщенном и неустойчивом со­стоянии, что приводит к образованию и выделению карбидов из перена­сыщенного твердого раствора. Этот процесс начинается при температуре 400 ... 500 °С, но вследствие малой скорости диффузии идет медленно с образованием карбидов преимущественно по границам зерен.

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Рис. 9.2. Изменение механических свойств

хромоникелевой стали (18 % Сг; 8 % Ni; 0,17 % С)

в зависимости от степени холодной деформации (обжатия)

Вследствие того что скорость диффузии хрома значительно ниже, чем углерода, связываемый в карбид хром извлекается из ближайших к границе областей зерна, т.е. происходит местное обеднение твердого рас­твора хромом. При работе в коррозионной среде эти участки зерна рас­творяются, что приводит к нарушению связи между отдельными зерна­ми. Этот процесс называется межкристаллитной коррозией (МКК).

При температурах 600 ... 700 °С скорость диффузии более высокая и образование карбидов идет быстрее, в большем количестве и более крупных. При температуре 800 ... 900 °С карбиды образуются еще быст­рее и коагулируют. Ввиду достаточно высокой скорости диффузии хром, связываемый в карбид, извлекается из более глубоких областей зерна, и местное обеднение границ зерна хромом уменьшается. При температурах выше 900 °С (выше температур линии SE) наряду с коагуляцией карби­дов начинается обратный процесс их растворения с переходом углерода в твердый раствор и образованием однородной массы аустенита. Быстрое охлаждение этой стали (закалка) опять фиксирует структуру аустенита в

СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

перенасыщенном и неустойчивом состоянии с углеродом, находящимся в твердом растворе. Как видно из рис. 9.1, температура закалки для полу­чения подобной структуры (линия SE) тем выше, чем больше содержание углерода в стали. Подобная термообработка называется закалкой на го­могенный твердый раствор (аустенитизация) и для сталей типа 18-8 про­водится с температур 1050 ... 1100 °С.

Межкристаллитная коррозия вызывается местным обеднением хро­мом металла зерна возле границы, вследствие более низкой скорости диффузии хрома по сравнению с углеродом, при температурах ниже 900 °С. Однако если сталь при этих температурах выдерживать достаточно дли­тельное время, несмотря на малую скорость диффузии хрома, его кон­центрация по объему зерна (периферийная и центральная) будет вырав­ниваться и склонность стали к МКК уменьшится. Такая термообработка называется стабилизирующим отжигом. Его проводят обычно при темпе­ратуре 850 ... 900 СС в течение 2 ... 3 ч.

В целом зависимость МКК от времени и температуры можно пред­ставить схемой на рис. 9.3. Левая ветвь схемы (кривая /) показывает тем-пературно-временные условия появления в швах склонности к МКК. При температурах до 650 °С скорость образования карбидов хрома воз­растает при небольшой скорости диффузии хрома. В результате время выдержки металла при рассматриваемой температуре до появления МКК сокращается и при температуре 650 °С (t кр) может достигать нескольких минут.

Рис. 9.3. Зависимость появления склонности к МКК металла швов на аустенитной стали" от температуры и времени

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Повышение температуры, увеличивая скорость диффузии хрома, уменьшает местное обеднение границ зерен хромом и склонность швов к МКК. Выдержка стали в рассматриваемом интервале температур в тече­ние?им и более, приводя к диффузионному выравниванию содержания хрома по объему зерна, способствует приобретению металлом повторной стойкости к МКК (кривая 2). Уменьшение в стали содержания углерода, легирование ее более сильными, чем хром, карбидообразователями (ти­тан, ниобий и др.) сдвигает вправо кривую / начала появления склонно­сти металла к МКК. Процессы, протекающие при образовании карбидов, влияют не только на появление такой склонности, но и сильно изменяют механические свойства сталей при комнатных и высоких температурах.

Изменение в стали содержания легирующих элементов влияет на положение фазовых областей. Основными легирующими элементами в рассматриваемых сталях служат хром и никель. В зависимости от их соот­ношения стали иногда разделяют на стали с малым (% Ni / % Сг ≤ 1) и боль­шим запасом аустенитности (% Ni / % Сг > 1).

Титан, ниобий, вольфрам и ванадий - карбидообразователи. Поэто­му в стали могут образовываться не только карбиды хрома, но и карбиды этих элементов (TiC, NbC, VC). При определенных содержаниях весь свободный, выше предела его раство­римости (0,02 %), углерод может выделиться не в виде карбидов хрома, а в виде карбидов титана или ниобия. Выпадение карбидов повышает прочностные и понижает пластические свойства сталей.

Упрочнение, связанное с выделением карбидов, зависит от степени дисперсности - оно увеличивается с уменьшением размеров карбидов. Это свойство карбидов используют для дисперсионного упрочнения жа­ропрочных сталей, проводимого обычно в комплексе с интерметаллид-ным упрочнением [упрочняющие частицы-интерметаллиды Ni 3 Ti, Ni 3 (Al, Ti), Fe 2 W и др.]. К интерметаллидным соединениям относят и а-фазу, которая образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900 ... 950 °С. Она обладает ограниченной растворимостью в α- и γ-твердых растворах и, выделяясь преимущественно по границам зерен, резко снижает пла­стические свойства и ударную вязкость металла.

Повышенные концентрации в стали хрома (16 ... 25 %) и элементов, способствующих образованию феррита (молибдена, кремния и др.), вы-

зывают образование при температурах 700 ... 850 °С а-фазы. Выделение этой фазы происходит преимущественно с образованием промежуточной фазы феррита (γ → α → σ) или преобразованием 5-феррита (δ → σ). Од­нако возможно ее выделение и непосредственно из твердого раствора (γ → σ). Холодная деформация, приводя к появлению дополнительных плоскостей сдвига, увеличивает количество выделившейся σ-фазы. Вы­деление σ-фазы резко снижает служебные характеристики жаропрочных и жаростойких сталей.

9.2. ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СВАРИВАЕМОСТИ

Свариваемость рассматриваемых сталей и сплавов затрудняется многокомпонентностью их легирования и разнообразием условий экс­плуатации сварных конструкций (коррозионная стойкость, жаростой­кость или жаропрочность). Общей сложностью сварки является преду­преждение образования в шве и околошовной зоне кристаллизационных горячих трещин, имеющих межкристаллитный характер, наблюдаемых в виде мельчайших микронадрывов и трещин. Горячие трещины могут возникнуть и при термообработке или работе конструкции при повышен­ных температурах. Образование горячих трещин наиболее характерно для крупнозернистой структуры металла шва, особенно выраженной в многослойных швах, когда кристаллы последующего слоя продолжают кристаллы предыдущего слоя.

Концентрационное и термическое переохлаждение способствует развитию дендритной или микроскопической ликвации. В аустенитных швах направленность столбчатых кристаллов выражена наиболее четко. Повышенное сечение и поэтому малая поверхность столбчатых кристал­лов способствуют образованию межкристаллитных прослоек повышен­ной толщины, что и увеличивает вероятность образования горячих тре­щин. Применение методов, способствующих измельчению кристаллов и дезориентации структуры, утоныыая межкристаллитные прослойки, не­сколько повышает стойкость швов против горячих трещин.

Один из таких методов - получение швов, имеющих в структуре не­которое количество первичного δ-феррита. Положительное действие феррита в аустенитно-ферритных швах на предупреждение образования в них горячих трещин связано с характером процесса первичной кристал-

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

лизации металла сварочной ванны. Одновременное выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и первичного δ-феррита приводит к измель­чению и дезориентации структуры, т.е. уменьшению сечения столбчатых кристаллов и утонению межкристаллитных прослоек, разделенных уча­стками первичного δ-феррита. В результате вероятность образования го­рячих трещин по местам расположения прослоек уменьшается.

Элементы, способствующие ферритизации металла, оказывают и обессеривающее действие на сварочную ванну, уменьшая количество легкоплавкой сульфидной эвтектики. Благоприятное действие δ-феррита может быть объяснено и большей растворимостью в нем примесей, уменьшающей их ликвацию. Получение аустенитно-ферритных швов достигается их дополнительным легированием ферритообразующими элементами, такими как хром, кремний, алюминий, молибден и др. В из­делиях, работающих как коррозионно-стойкие при температурах до 400 °С, допускается содержание феррита до 20 ... 25 %. В швах на жаро­прочных и жаростойких сталях, работающих при более высоких темпера­турах, возможно образование σ-фазы с соответствующим ухудшением служебных характеристик шва. С целью предупреждения сигматизации швов количество δ-феррита в швах на жаропрочных и жаростойких ста­лях ограничивают 4 ... 5 %.

В сталях с большим запасом аустенитности получение швов с аустенитно-ферритной структурой затруднено необходимостью легирова­ния их повышенным количеством ферритизаторов. Возможность предот­вращения в швах на них, а также на аустенитно-ферритных сталях горя­чих трещин достигается ограничением содержания в швах вредных (фосфора, серы) и ликвирующих примесей, образующих легкоплавкие эвтектики, располагающиеся на завершающейся стадии кристаллизации по границам столбчатых кристаллов. Это достигается применением сва­рочных материалов, минимально засоренных вредными и ликвирующими элементами, например электродных проволок, изготовленных из сталей вакуумной выплавки, электрошлакового переплава и т.д. Ограничивается также проплавление основного металла.

В некоторых случаях повышение стойкости швов против горячих трещин, наоборот, достигается повышением ликвирующих примесей до концентраций, обеспечивающих получение при завершении кристалли­зации сплошной пленки легкоплавкой эвтектики на поверхности кри-

ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СВАРИВАЕМОСТИ

сталлита. Это может быть достигнуто легированием стали бором (0,3 ... 1,5 %). Повышенная литейная усадка и значительные растягивающие напряжения, действующие при затвердевании на сварочную ванну, также способствуют образованию горячих трещин. Снижение действия силово­го фактора (ограничение силы тока, заполнение разделки валиками не­большого сечения, рациональная конструкция соединения и др.) способ­ствует предупреждению горячих трещин.

Помимо сложности получения на аустенитных высоколегированных сталях и сплавах швов без горячих трещин имеются и другие трудности, обусловленные спецификой их использования. К сварным соединениям на жаропрочных сталях предъявляется требование сохранения в течение длительного времени высоких механических свойств при повышенных температурах. Большие скорости охлаждения металла шва при сварке приводят к фиксации неравновесных по отношению к рабочим темпера­турам структур. Во время эксплуатации при температурах выше 350 °С в результате диффузионных процессов в стали появляются новые струк­турные составляющие, приводящие обычно к снижению пластических свойств металла шва.

Термическое старение при температурах 350 ... 500 °С может при­вести к появлению 475°-ной хрупкости. Выдержка аустенитно-феррит­ных швов при температуре 500 ... 650 °С приводит к старению в основ­ном за счет выпадения карбидов. Одновременно идет процесс образова­ния σ-фазы. Легирование сталей титаном и ниобием приводит к диспер­сионному упрочнению стали за счет образования их прочных карбидов. Являясь ферритизаторами, титан и ниобий, способствуя образованию в шве ферритной составляющей, увеличивают количество σ-фазы в метал­ле. Выдержки при температуре 700 ... 850 °С значительно интенсифици­руют образование σ-фазы с соответствующим охрупчиванием металла при более низких температурах и снижением предела ползучести при высоких температурах. При этих температурах возрастает роль и интер-металлидного упрочнения за счет образования, в частности, интерметал-лидных фаз железа с титаном и ниобием.

В чисто аустенитных швах в процессах теплового старения ведущее место занимают процессы карбидного и интерметаллидного упрочнения. Одно из эффективных средств уменьшения склонности сварных соедине­ний жаростойких и жаропрочных сталей к охрупчиванию в результате

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

выпадения карбидов - снижение в основном металле и металле шва со­держания углерода. Наклеп, способствуя увеличению в шве содержания ферритной фазы, усиливает возможность их охрупчивания.

Ввиду высокого коэффициента теплового расширения суммарная внутренняя пластическая деформация металла шва и околошовной зоны при сварке высоколегированных сталей выше, чем в низколегированных сталях. В результате при сварке многослойных швов (многократная пла­стическая деформация), жестких соединений и т.п. околошовная зона и нижние слои металла шва могут заметно упрочняться. Самонаклеп также увеличивает количество ферритной фазы, а значит, и вероятность охруп­чивания (сигматизации) швов.

В зоне термического влияния некоторых жаропрочных аусте-нитных сталей под действием термического цикла сварки снижаются пластические и прочностные свойства, что может повести к образованию в этой зоне трещин. Подобные изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузионных процессов, приводящих к повы­шенной концентрации в металле околошовной зоны элементов (углерода, кислорода и др.), которые совместно с вредными примесями могут обра­зовывать легкоплавкие эвтектики. При длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться мелкодисперсные карбиды и интерметаллиды, коагуляция которых приводит также к охрупчиванию металла. При свар­ке этих сталей для предупреждения образования горячих трещин в шве часто получают металл шва, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру.

В процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбид­ное и интерметаллидное упрочнение металла шва и соответствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в око­лошовной зоне деформаций и образованию в ней трещин. Этому способ­ствует и высокий уровень остаточных сварочных напряжении в сумме с рабочими напряжениями. Предотвращение подобных локальных разру­шений достигается термообработкой - аустенитизацией при температуре 1050 ... 1100 °С для снятия остаточных сварочных напряжений и самона­клепа и придания сварному соединению более однородных свойств. В ряде случаев аустенитизация сопровождается последующим стабили­зирующим отжигом при температуре 750 ... 800 °С для получения отно­сительно стабильных структур за счет выпадения карбидной и интерме-таллидной фаз.

ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СВАРИВАЕМОСТИ

При сварке высокопрочных сталей в околошовной зоне возможно образование холодных трещин. Поэтому до сварки рекомендуется их ау­стенитизация для получения высоких пластических свойств металла, а после сварки - упрочняющая термообработка. Подбор химического со­става металла шва, получение в нем благоприятных структур за счет вы­бора режима сварки и термообработки, снижение уровня остаточных на­пряжений за счет уменьшения жесткости сварных соединений или термо­обработки - основные пути предотвращения охрупчивания сварных соеди­нений и образования в них холодных трещин. Предварительный или сопут­ствующий подогрев до температуры 350 ... 450 °С служит этой же цели.

При сварке жаростойких сталей под воздействием температуры в металле швов могут наблюдаться такие же структурные изменения, как и при сварке жаропрочных сталей. Высокая коррозионная стойкость жаро­стойких сталей в газовых средах при повышенных температурах опреде­ляется возможностью образования и сохранения на их поверхности прочных и плотных пленок оксидов. Это достигается легированием их хромом, кремнием, алюминием. Поэтому во многих случаях необходимая жаростойкость сварного соединения достигается максимальным прибли­жением состава шва к составу основного металла. Во многих случаях к сварным соединениям жаростойких сталей предъявляется требование стойкости к газовой межкристаллитной коррозии.

Большинство жаростойких сталей и сплавов имеет большой запас аустенитности и поэтому при нафеве и охлаждении при сварке фазовых превращений не претерпевает, кроме карбидного и интерметаллидного дисперсионного твердения. При сварке этих сталей возможно образова­ние холодных трещин в шве и околошовной зоне, предупреждение кото­рых в ряде случаев может быть достигнуто предварительным подофевом сталей до температуры 250 ... 550 °С.

Высоколегированные аустенитные стали и сплавы наиболее часто используют как коррозионно-стойкие. Основное требование, которое в этом случае предъявляется к сварным соединениям, - стойкость к раз­личным видам коррозии. Межкристаллитная коррозия может развиваться в металле шва и основном металле у линии сплавления (ножевая корро­зия) или на некотором удалении от шва (рис. 9.4). Механизм развития этих видов коррозии одинаков. Однако причины возникновения назван­ных видов межкристаллитной коррозии различны.

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Рис. 9.4. Схемы межкристаллитной коррозии сварных соединений аустенитных сталей:

а - в основном металле; б - в металле шва; в - ножевая коррозия

Межкристаллитная коррозия в металле шва (см. рис. 9.4, б) возника­ет в результате выделения под действием термического цикла сварки из аустенита карбидов хрома, приводящего к местному обеднению границ зерен хромом. Основная причина этого - повышенное содержание в ме­талле шва углерода и отсутствие или недостаточное содержание титана или ниобия. Неблагоприятный термический цикл сварки - длительное пребывание металла шва в интервале критических температур (t > t кр, рис. 9.3) приводит к появлению склонности к межкристаллитной корро­зии шва. Шов может потерять стойкость против межкристаллитной кор­розии в результате воздействия критических температур при эксплуата­ции изделия. Аустенитно-ферритные швы с дезориентированной струк­турой имеют и повышенную стойкость против ММК по сравнению с ау-стенитными.

Увеличение протяженности границ зерен за счет их измельчения увеличивает поверхности, на которых выделяются карбиды. Выделяю­щиеся карбиды более дисперсны, и местное обеднение объема зерна хро­мом происходит на меньшую глубину. Кроме того, процессы диффузии в феррите протекают значительно быстрее, и выравнивание концентрации хрома в обедненных участках и центральных участках зерна происходит достаточно быстро.

Межкристаллитная коррозия основного металла на некотором уда­лении от шва (см. рис. 9.4, а) вызывается также действием термического цикла сварки в той части основного металла, где находилась изотерма критических температур.

Предупреждение склонности стали и швов к ММК достигается: снижением содержания углерода до пределов его растворимости в аусте-ните (до 0,02 ... 0,03 %), легированием более энергичными, чем хром, карбидообразующими элементами (стабилизация титаном, ниобием, тан-

ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ И ТЕХНИКИ СВАРКИ 359

талом, ванадием и др.); аустенитизацией (закалкой) с температур 1050 ... 1100 °С, однако при повторном нагреве в интервале критических темпе­ратур (500 ... 800 °С) сталь повторно приобретает склонность к межкри­сталлитной коррозии; стабилизирующим отжигом при температуре 850 ... 900 °С в течение 2 ... 3 ч; созданием аустенитно-ферритной струк­туры с содержанием феррита до 20 ... 25 % путем дополнительного леги­рования хромом, кремнием, молибденом, алюминием и др. Однако такое высокое содержание в структуре феррита может понизить стойкость ме­талла к общей коррозии. Эти же меры способствуют и предупреждению ножевой коррозии.

Ножевая коррозия имеет сосредоточенный характер (см. рис. 9.4, в) и поражает основной металл. Этот вид коррозии развивается в сталях, стабилизированных титаном и ниобием, обычно в участках, которые на­гревались до температур выше 1250 °С. При этом карбиды титана и нио­бия растворяются в аустените. Повторное тепловое воздействие на этот металл критических температур 500 ... 800 °С (например, при много­слойной сварке) приведет к сохранению титана и ниобия в твердом рас­творе и выделению карбидов хрома.

Общая коррозия представляет собой растворение металла в корро­зионной среде и может развиваться преимущественно в металле шва, различных участках зоны термического влияния или преимущественно в основном металле. В некоторых случаях она может развиться равномер­но в основном металле и сварном соединении.

Наблюдается 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 сварочных напряжений - одна из основных мер борьбы с этим видом коррозионного разрушения.

9.3. ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ И ТЕХНИКИ СВАРКИ

Высоколегированные аустенитные стали и сплавы обладают ком­плексом положительных свойств. Поэтому одну и ту же марку стали ино­гда можно использовать для изготовления изделий различного назначе­ния, например коррозионно-стойких, хладостойких, жаропрочных и т.д. В связи с этим и требования к свойствам сварных соединений будут раз-

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

личными. Это определит и различную технологию сварки (сварочные мате­риалы, режимы сварки, необходимость последующей термообработки и т.д.), направленную на получение сварного соединения с необходимыми свойствами, определяемыми составом металла шва и его структурой.

Характерные для высоколегированных сталей теплофизические свойства определяют некоторые особенности их сварки. Пониженный коэффициент теплопроводности при равных остальных условиях значи­тельно изменяет распределение температур в шве и околошовной зоне (рис. 9.5). В результате одинаковые изотермы в высоколегированных сталях более развиты, чем в углеродистых. Это увеличивает глубину проплавления основного металла, а с учетом повышенного коэффициента теплового расширения возрастает и коробление изделий.

Поэтому для уменьшения коробления изделий из высоколегирован­ных сталей следует применять способы и режимы сварки, характери­зующиеся максимальной концентрацией тепловой энергии. Примерно в 5 раз более высокое, чем у углеродистых сталей, удельное электросопро­тивление обусловливает больший разогрев сварочной проволоки в выле­те электрода или металлического стержня электрода для ручной дуговой сварки. При автоматической и полуавтоматической дуговой сварке следует уменьшать вылет электрода и повышать скорость его подачи. При ручной дуговой сварке уменьшают длину электродов и допустимую плотность сварочного тока.

Одна из основных трудностей при сварке рассматриваемых сталей и сплавов - предупреждение образования в швах и околошовной зоне го­рячих трещин. Предупреждение образования этих дефектов достигается:

Рис. 9.5. Температурные поля при одинаковой погонной энергии

и толщине металла при сварке углеродистой (а)

и высоколегированной (б) сталей

ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ И ТЕХНИКИ СВАРКИ 361

1) ограничением (особенно при сварке аустенитных сталей) в основ­ном и наплавленном металлах содержания вредных (серы, фосфора) и ликвирующих (свинца, олова, висмута) примесей, а также газов - кисло­рода и водорода. Для этого следует применять режимы, уменьшающие долю основного металла в шве, и использовать стали и сварочные мате­риалы с минимальным содержанием названных примесей. Техника свар­ки должна обеспечивать минимальное насыщение металла шва газами. Этому способствует применение для сварки постоянного тока обратной полярности. При ручной сварке покрытыми электродами следует под­держивать короткую дугу и сварку вести без поперечных колебаний. При сварке в защитных газах, предупреждая подсос воздуха, следует поддер­живать коротким вылет электрода и выбирать оптимальными скорость сварки и расход защитных газов. Необходимо также принимать меры к удалению влаги из флюса и покрытия электродов, обеспечивая их необ­ходимую прокалку. Это уменьшит также вероятность образования пор, вызываемых водородом;

2) получением такого химического состава металла шва, который обеспечил бы в нем двухфазную структуру. Для жаропрочных и жаро­стойких сталей с малым запасом аустенитности и содержанием никеля до 15 % это достигается получением аустенитно-ферритной структуры с 3 ... 5 % феррита. Большее количество феррита может привести к значи­тельному высокотемпературному охрупчиванию швов ввиду их сигмати-зации. Стремление получить аустенитно-ферритную структуру швов на глубокоаустенитных сталях, содержащих более 15 % Ni, потребует по­вышенного их легирования ферритообразующими элементами, что при­ведет к снижению пластических свойств шва и охрупчиванию ввиду по­явления хрупких эвтектик, а иногда и σ-фазы.

Поэтому в швах стремятся получить аустенитную структуру с мел­кодисперсными карбидами и интерметаллидами. Благоприятно и легиро­вание швов повышенным количеством молибдена, марганца и вольфра­ма, подавляющих процесс образования горячих трещин. Количество фер­рита в структуре швов на коррозионно-стойких сталях может быть по­вышено до 15 ... 25 %. Высоколегированные стали содержат в качестве легирующих присадок алюминий, кремний, титан, ниобий, хром и другие элементы, обладающие большим сродством к кислороду, чем железо. Поэтому при наличии в зоне сварки окислительной атмосферы возможен их значительный угар, что может привести к уменьшению содержания

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

или к полному исчезновению в структуре шва ферритной и карбидной фаз, особенно в металле с небольшим избытком ферритизаторов.

Для сварки рекомендуется использовать неокислительные низко­кремнистые, высокоосновные флюсы (фторидные) и покрытия электро­дов (фтористокальциевые). Сварка короткой дугой и предупреждение подсоса воздуха служит этой же цели. Азот - сильный аустенитизатор, способствует измельчению структуры за счет увеличения центров кри­сталлизации в виде тугоплавких нитридов. Поэтому азотизация металла шва способствует повышению их стойкости против горячих трещин.

Высокоосновные флюсы и шлаки, рафинируя металл шва и иногда модифицируя его структуру, повышают стойкость против горячих тре­щин. Механизированные способы сварки, обеспечивая равномерное про-плавление основного металла по длине шва и постоянство термического цикла сварки, позволяют получить и более стабильные структуры на всей длине сварного соединения;

3) применением технологических приемов, направленных на изме­нение формы сварочной ванны и направления роста кристаллов аустени-та. Действие растягивающих сил, перпендикулярное направлению роста столбчатых кристаллов, увеличивает вероятность образования горячих трещин (рис. 9.6). При механизированных способах сварки тонкими элек­тродными проволоками поперечные колебания электрода, изменяя схему кристаллизации металла шва, позволяют уменьшить его склонность к горя­чим трещинам;

Существующие аустенитные высоколегированные стали и сплавы различают по содержанию основных легирующих элементов – хрома и никеля и по составу основы сплава. Высоколегированными аустенитными сталями считают сплавы на основе железа, легированные различными элементами в количестве до 55%, в которых содержание основных легирующих элементов – хрома и никеля обычно не выше 15 и 7% соответственно. К аустенитным сплавам относят железоникелевые сплавы с содержанием железа и никеля более 65% при отношении никеля к железу 1:1,5 и никелевые сплавы с содержанием никеля не менее 55%.

Аустенитные стали и сплавы классифицируют

  • по системе легирования,
  • структурному классу,
  • свойствам
  • и служебному назначению.

Высоколегированные стали и сплавы являются важнейшими материалами, широко применяемыми в химическом, нефтяном, энергетическом машиностроении и других отраслях промышленности для изготовления конструкций, работающих в широком диапазоне температур. Благодаря высоким механическим свойствам при отрицательных температурах высоколегированные стали и сплавы применяют в ряде случаев и как хладостойкие. Соответствующий подбор легирующих элементов определяет свойства и основное служебное назначение этих сталей и сплавов (табл. 1 – 3).

Характерным отличием коррозионно-стойких сталей является пониженное содержание углерода (не более 0,12%). При соответствующем легировании и термической обработке стали обладают высокой коррозионной стойкостью при 20°С и повышенной температуре как в газовой среде, так и в водных растворах кислот, щелочей и в жидкометаллических средах.

К жаропрочным относятся стали и сплавы, обладающие высокими механическими свойствами при повышенных температурах и способностью выдерживать нагрузки при нагреве в течение длительного времени. Для придания этих свойств стали и сплавы легируют элементами-упрочнителями – молибденом и вольфрамом (до 7% каждого). Важной легирующей присадкой, вводимой в некоторые стали и сплавы, является бор, способствующий измельчению зерна.

Жаростойкие стали и сплавы обладают стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах до 1100 – 1150°С. Обычно их используют для слабонагруженных деталей (нагревательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т. д.). Высокая окалиностойкость этих сталей и сплавов достигается легированием алюминием (до 2,5%) и кремнием, способствующими созданию прочных и плотных окислов на поверхности деталей, предохраняющих металл от контакта с газовой средой.

По системе легирования аустенитные стали делятся на два основных типа: хромоникелевые и хромомарганцевые. Существуют также хромоникельмолибденовые и хромоникельмарганцевые стали.

В зависимости от основной структуры, получаемой при охлаждении на воздухе, различают следующие классы аустенитных сталей: аустенитно-мартенситные, аустенитно-ферритные, аустенитные.

Сплавы на железоникелевой (при содержании никеля более 30%) и никелевой основах по структуре являются стабильноаустенитными и не имеют структурных превращений при охлаждении на воздухе. В настоящее время находят применение также аустенитно-боридные Х15Н15М2БР1 (ЭП380), Х25Н20С2Р1 (ЭП532), ХН77СР1 (ЭП615) и высокохромистые аустенитные ХН35ВЮ (ЭП568), ХН50 (ЭП668) стали и сплавы, основная структура которых содержит аустенит и боридную или хромоникелевую эвтектические фазы соответственно.

После соответствующей термической обработки высоколегированные стали и сплавы обладают высокими прочностными и пластическими свойствами (табл. 4). В отличие от углеродистых эти стали при закалке приобретают повышенные пластические свойства. Структуры высоколегированных сталей разнообразны и зависят не только от их состава, но и от режимов термической обработки, степени пластической деформации и других факторов.

Положение фазовых областей на диаграммах состояния определено в основном в виде псевдобинарных разрезов систем железо – хром – никель или железо–хром–марганец (рис. 1). Железохромоникелевые сплавы непосредственно после затвердевания имеют твердые растворы видов α и γ и гетерогенную область смешанных твердых растворов α + γ . Устойчивость аустенита определяется близостью состава к границе α - и γ -области. Неустойчивость может проявляться при нагреве до умеренных температур и последующем охлаждении, когда фиксированная быстрым охлаждением аустенитная структура частично переходит в мартенситную. Увеличение содержания никеля в этих сплавах способствует понижению температуры γ → α (М) -превращения (рис. 2).

Рис. 1. Вертикальные разрезы диаграмм состояния железо–хром–никель (а) и железо–хром–марганец (б)


Рис. 2. Изменения температуры мартенситного превращения железохромоникелевых сплавов в зависимости от легирования

Неустойчивость проявляется при холодной деформации, когда стали типа 18-8 в зависимости от степени деформации изменяют свои магнитные и механические свойства (рис. 3). Кроме того, неустойчивость аустенитных сталей может вызываться выделением карбидов из твердого раствора при изменении температуры, сопровождающимся изменением концентрации углерода и хрома. Это вызывает нарушение равновесного состояния и превращение аустенита в феррит и мартенсит преимущественно по границам зерен, где наблюдается наибольшее обеднение хромом и углеродом твердого раствора.


Рис. 3. Изменение механических свойств хромоникелевой стали (18% Cr, 8% Ni, 0,17% С) в зависимости от степени холодной деформации (обжатия)

В тройной системе железохромомарганцовистых сплавов после затвердевания образуется непрерывный ряд твердых растворов с γ -решеткой и в процессе дальнейшего охлаждения в зависимости от состава сплава происходят различные аллотропические превращения. Марганец относится к элементам, расширяющим γ - область, и в этом отношении аналогичен никелю. При достаточной концентрации марганца (>15%) и хрома (<15%) сталь может иметь однофазную аустенитную структуру. Сопоставление фазовых диаграмм систем железо – хром – никель и железо – хром – марганец при высоких температурах и 20°С показывает, что аустенитная фаза в системе с никелем имеет значигельно большую площадь.

При кристаллизации хромоникелевых сталей из расплава начинают вначале выпадать кристаллы хромоникелевого феррита, имеющего решетку δ-железа (рис. 4). По мере охлаждения в δ-феррите образуются кристаллы хромоникелевого аустенита, имеющего решетку γ -железа, и сталь приобретает аустенитную структуру. Углерод в аустенитно-ферритной и аустенитной сталях при температурах выше лини SE находится в твердом растворе и в виде фаз внедрения. Медленное охлаждение стали ниже линии SE приводит к выделению углерода из твердого раствора в виде химического соединения – карбидов хрома типа Cr 23 C 6 располагающихся преимущественно по границам зерен. Дальнейшее охлаждение ниже линии SK способствует выпадению по границам зерен вторичного феррита. Таким образом, сталь при медленном охлаждении до 20°С имеет устенитную структуру со вторичными карбидами и ферритом.


Рис. 4. Псевдобинарная диаграмма состояния в зависимости от содержания углерода для сплава 18% Cr, 8% Ni, 74% Fe

При быстром охлаждении (закалке) распад твердого раствора не успевает произойти, и аустенит фиксируется в пересыщенном и неустойчивом состояниях.

Количество выпавших карбидов хрома зависит не только от скорости охлаждения, но и от количества углерода в стали. При его содержании менее 0,02 – 0,03%, т. е. ниже предела его растворимости в аустените, весь углерод остается в твердом растворе. В некоторых композициях аустенитных сталей ускоренное охлаждение может привести к фиксации в структуре первичного δ-феррита, предупреждающего горячие трещины.

Изменение в стали содержания легирующих элементов влияет на положение фазовых областей. Хром, титан, ниобий, молибден, вольфрам, кремний, ванадий, являясь ферритизаторами, способствуют появлению в структуре стали ферритной составляющей. Никель, углерод, марганец и азот сохраняют аустенитную структуру. Однако основными легирующими элементами в рассматриваемых сталях являются хром и никель. В зависимости от их соотношения стали иногда разделяют на стали с малым (%Ni/%Cr)≤1 и большим (%Ni/%Cr)>1 запасом аустенитности.

В аустенитных хромоникелевых сталях, легированных титаном и ниобием, образуются не только карбиды хрома, но и карбиды титана и ниобия. При содержании титана Ti > [(%C–0,02)*5] или ниобия Nb > (%С*10) весь свободный углерод (выше предела его растворимости в аустените) может выделиться в виде карбидов титана или ниобия, а аустенитная сталь становится не склонной к межкристаллитной коррозии. Выпадение карбидов повышает прочностные и понижает пластические свойства сталей. Это свойство карбидов используют для карбидного упрочнения жаропрочных сталей, проводимого в комплексе с интерметаллидным упрочнением частицами Ni 3 Ti; Ni 3 (Al, Ti), Fe 2 W, (N, Fe) 2 Ti и др. К интерметаллидным соединениям относят и σ-фазу, которая образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900 – 950°С. Она обладает ограниченной растворимостью в α - и γ -твердых растворах и, выделяясь преимущественно по границам зерен, упрочняет сплав и одновременно резко снижает пластические свойства и ударную вязкость металла. Повышенные концентрации в стали хрома (16–25%) и элементов-ферритизаторов (молибдена, кремния и др.) способствуют образованию σ-фазы при 700 – 850°С. Выделение этой фазы происходит преимущественно с образованием промежуточной фазы феррита (γ →α→ σ ) или преобразования δ-феррита (δσ ). Однако возможно ее выделение и непосредственно из твердого раствора (γ σ ).

В хромомарганцовистых сталях с высоким содержанием хрома и марганца при замедленном охлаждении также наблюдается выделение σ -фазы. Углерод в хромомарганцовистых и хромомарганцевоникелевых сталях приводит к дисперсионному твердению сталей после соответствующей термической обработки, особенно при совместном легировании с карбидообразующими элементами (ванадием, ниобием и вольфрамом).

Упрочнение аустенитно-боридных сталей происходит в основном за счет образования боридов железа, хрома, ниобия, углерода, молибдена и вольфрама. В соответствии с этими процессами аустенитные стали подразделяют в зависимости от вида упрочнения на карбидные, боридные и с интерметаллидным упрочнением. Однако в большинстве случаев в связи с содержанием в сталях и сплавах большого количества различных легирующих элементов их упрочнение происходит за счет комплексного влияния дисперсных фаз и интерметаллидных включений.

Таблица 1. Состав некоторых коррозионно-стойких аустенитных сталей и сплавов, %


Таблица 2. Состав некоторых жаропрочных аустенитных сталей и сплавов, %



Таблица 3. Состав некоторых жаростойких аустенитных сталей и сплавов, %



Таблица 4. Типовые механические свойства некоторых марок высоколегированных аустенитных и аустенитно-ферритных сталей и сплавов



Существующие аустенитные высоколегированные стали и сплавы различают по содержанию основных легирующих элементов - хрома и никеля и по составу основы сплава. Высоколегированными аустенитными сталями считают сплавы на основе железа, легированные различными элементами в количестве до 55%, в которых содержание основных легирующих элементов - хрома и никеля обычно не выше 15 и 7% соответственно. К аустенитным сплавам относят железоникелевые сплавы с содержанием железа и никеля более 65% при отношении никеля к железу 1:1,5 и никелевые сплавы с содержанием никеля не менее 55%.

Аустенитные стали и сплавы классифицируют по системе легирования, структурному классу, свойствам и служебному назначению. Высоколегированные стали и сплавы являются важнейшими материалами, широко применяемыми в химическом, нефтяном, энергетическом машиностроении и других отраслях промышленности для изготовления конструкций, работающих в широком диапазоне температур. Благодаря высоким механическим свойствам при отрицательных температурах высоколегированные стали и сплавы применяют в ряде случаев и как хладостойкие. Соответствующий подбор легирующих элементов определяет свойства и основное служебное назначение этих сталей и сплавов.

Характерным отличием коррозионно-стойких сталей является пониженное содержание углерода (не более 0,12%). При соответствующем легировании и термической обработке стали обладают высокой коррозионной стойкостью при 20° С и повышенной температуре как в газовой среде, так и в водных растворах кислот, щелочей и в жидкометаллических средах.

К жаропрочным относятся стали и сплавы, обладающие высокими механическими свойствами при повышенных температурах и способностью выдерживать нагрузки при нагреве в течение длительного времени. Для придания этих свойств стали и сплавы легируют элементами-упрочнителями - молибденом и вольфрамом (до 7% каждого). Важной легирующей присадкой, вводимой в некоторые стали и сплавы, является бор, способствующий измельчению зерна.

Жаростойкие стали и сплавы обладают стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах до 1100-1150 0 С. Обычно их используют для слабонагруженных деталей (нагревательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т. д.). Высокая окалиностойкость этих сталей и сплавов достигается легированием алюминием (до 2,5%) и кремнием, способствующими созданию прочных и плотных окислов на поверхности деталей, предохраняющих металл от контакта с газовой средой.

По системе легирования аустенитные стали делятся на два основных типа: хромоникелевые и хромомарганцевые. Существуют также хромоникельмолибденовые и хромоникельмарганцевые стали.

В зависимости от основной структуры, получаемой при охлаждении на воздухе, различают следующие классы аустенитных сталей: аустенитно-мартенситные, аустенитно-ферритные, аустенитные.

Сплавы на железоникелевой (при содержании никеля более 30%) и никелевой основах по структуре являются стабильноаустенитными и не имеют структурных превращений при охлаждении на воздухе.

В настоящее время находят применение также аустенитно-боридные Х15Н15М2БР1 (ЭП380), Х25Н20С2Р1 (ЭП532), ХН77СР1 (ЭП615) и высокохромистые аустенитные ХН35ВЮ (ЭП568), ХН50 (ЭП668) стали и сплавы, основная структура которых содержит аустенит и боридную или хромоникелевую эвтектические фазы соответственно.

После соответствующей термической обработки высоколегированные стали и сплавы обладают высокими прочностными и пластическими свойствами. В отличие от углеродистых эти стали при закалке приобретают повышенные пластические свойства. Структуры высоколегированных сталей разнообразны и зависят не только от их состава, но и от режимов термической обработки, степени пластической деформации и других факторов.

В аустенитных хромоникелевых сталях, легированных титаном и ниобием, образуются не только карбиды хрома, но и карбиды титана и ниобия. При содержании титана Ti > (%С-0,02)x5] или ниобия Nb > (%Сx10) весь свободный углерод (выше предела его растворимости в аустените) может выделиться в виде карбидов титана или ниобия, а аустенитная сталь становится не склонной к межкристаллитной коррозии. Выпадение карбидов повышает прочностные и понижает пластические свойства сталей. Это свойство карбидов используют для карбидного упрочнения жаропрочных сталей, проводимого в комплексе с интерметаллидным упрочнением частицами. К интерметаллидным соединениям относят и α-фазу, которая образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900-950 0 С. Она обладает ограниченной растворимостью в α- и γ-твердых растворах и, выделяясь преимущественно по границам зерен, упрочняет сплав и одновременно резко снижает пластические свойства и ударную вязкость металла. Повышенные концентрации в стали хрома (16-25%) и элементов-ферритизаторов (молибдена, кремния и др.) способствуют образованию σ-фазы при 700-850 0 С. Выделение этой фазы происходит преимущественно с образованием промежуточной фазы феррита (γ→α→σ) или преобразования δ-феррита (δ→σ).

Однако возможно ее выделение и непосредственно из твердого раствора (γ→σ).

В хромомарганцовистых сталях с высоким содержанием хрома и марганца при замедленном охлаждении также наблюдается выделение σ-фазы. Углерод в хромомарганцовистых и хромомарганцевоникелевых сталях приводит к дисперсионному твердению сталей после соответствующей термической обработки, особенно при совместном легировании с карбидообразующими элементами (ванадием, ниобием и вольфрамом).

Упрочнение аустенитно-боридных сталей происходит в основном за счет образования боридов железа, хрома, ниобия, углерода, молибдена и вольфрама. В соответствии с этими процессами аустенитные стали подразделяют в зависимости от вида упрочнения на карбидные, боридные и с интерметаллидным упрочнением. Однако в большинстве случаев в связи с содержанием в сталях и сплавах большого количества различных легирующих элементов их упрочнение происходит за счет комплексного влияния дисперсных фаз и интерметаллидных включений.

Особенности сварки

Основные трудности сварки рассматриваемых сталей и сплавов обусловлены многокомпонентное/то их легирования и разнообразием условий эксплуатации сварных конструкций. Главной и общей особенностью сварки является склонность к образованию в шве и околошовной зоне горячих трещин, имеющих межкристаллитный характер. Они могут наблюдаться как в виде мельчайших микронадрывов, так и видимых трещин. Горячие трещины могут возникнуть и при термической обработке или работе конструкции при повышенных температурах. Образование горячих трещин связано с формированием при сварке крупнозернистой макроструктуры, особенно выраженной в многослойных швах, когда кристаллы последующего слоя продолжают кристаллы предыдущего слоя, и наличием напряжений усадки.

Металлу сварных швов свойственны ячеисто-дендритные формы кристаллизации, что приводит к образованию крупных столбчатых кристаллов и обогащению междендритных участков примесями, образующими легкоплавкие фазы. В аустенитных швах столбчатая структура выражена наиболее четко. Применение методов, способствующих измельчению кристаллов и устранению столбчатой структуры, повышает стойкость швов против образования горячих трещин. Одним из таких методов является получение швов, имеющих в структуре некоторое количество первичного δ-феррита. Положительное действие феррита в аустенитно-ферритных швах на предупреждение образования в них горячих трещин связано с изменением схемы кристаллизации и большей растворимостью в нем ликвирующих примесей. Одновременное выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и первичного δ-феррита приводит к измельчению и дезориентации структуры, т. е. к уменьшению сечения столбчатых кристаллов, разделенных участками первичного δ-феррита. В результате вероятность образования горячих трещин по местам расположения жидких прослоек уменьшается. Получение аустенитно-ферритных швов достигается их дополнительным легированием ферритообразующими элементами, такими как хром, кремний, алюминий, молибден и др. В изделиях, работающих как коррозионно-стойкие при температурах до 400 0 С, допускается содержание феррита до 20-25% . В изделиях из жаропрочных и жаростойких сталей, работающих при более высоких температурах, с целью предупреждения сигматизации количество δ-феррита в швах ограничивают 4-5%.

В сталях с большим запасом аустенитности получение швов с аустенитно-ферритной структурой затруднено. Возможность предотвращения в них горячих трещин достигается ограничением содержания в швах примесей, образующих легкоплавкие эвтектики (фосфора, серы). Для этого применяют сварочные материалы, изготовленные из сталей вакуумной выплавки или электрошлакового переплава, и ограничивают проплавление основного металла. В некоторых случаях можно улучшить стойкость швов против горячих трещин повышением содержания ликвирующих примесей до концентраций, обеспечивающих получение на завершающих стадиях кристаллизации обильной эвтектики на поверхности кристаллитов, например при легировании стали бором (0,3-1,5%). При этом уменьшаются деформации, накапливаемые в металле шва к концу кристаллизации, вследствие понижения верхней температуры эффективного интервала кристаллизации. Снижение действия силового фактора (ограничением тока, заполнением разделки валиками небольшого сечения, рациональной конструкцией соединения и др.) также является фактором предупреждения горячих трещин.

Кроме сложности получения на аустенитных высоколегированных сталях и сплавах швов без горячих трещин, имеются и другие особенности сварки, обусловленные особенностями их использования. К сварным соединениям жаропрочных сталей предъявляется требование сохранения в течение длительного времени высоких механических свойств при повышенных температурах. Большие скорости охлаждения при сварке приводят к фиксации неравновесных структур в металле шва. В процессе эксплуатации при температурах выше 350 0 С в результате диффузионных процессов в стали появляются новые структурные составляющие, приводящие к снижению пластических свойств металла шва. Термическое старение при 350-500 0 С вызывает появление «475-градусной хрупкости», а при 500-650 0 С приводит к выпадению карбидов и одновременно к образованию α-фазы. Выдержка при 700-850 0 С интенсифицирует образование α-фазы с соответствующим сильным охрупчиванием металла при более низких температурах и снижением прочности при высоких температурах. При этом возрастает роль и интерметаллидного упрочнения. В процессах теплового старения аустенитных сталей ведущее место занимают процессы карбидного и интерметаллидного упрочнения, поэтому для уменьшения склонности сварных соединений жаростойких и жаропрочных сталей к охрупчиванию в результате выпадения карбидов эффективно снижать содержание углерода в основном металле и металле шва.

В околошовной зоне некоторых жаропрочных аустенитных сталей под действием термического цикла сварки снижаются пластические и прочностные свойства, что может повести к образованию в этой зоне трещин. Подобные изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузионных процессов, приводящих к повышенной концентрации в металле околошовной зоны поверхностно-активных элементов (углерода, кислорода и др.), которые совместно с другими примесями могут образовывать легкоплавкие эвтектики и в конечном итоге обусловливать появление горячих трещин. Кроме того, при длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться мелкодисперсные карбиды и интерметаллиды. Образование непрерывной прослойки карбидов и интерметаллидов по границам зерен приводит к охрупчиванию шва. При сварке этих сталей для предупреждения горячих трещин в шве часто получают наплавленный металл, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру. Однако в процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбидное и интерметаллидное упрочнение такого наплавленного металла и соответствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в околошовной зоне деформаций и образованию в ней трещин. Этому способствуют и значительные остаточные сварочные напряжения, а также рабочие напряжения. Предотвращение подобных локальных разрушений достигается термической обработкой: аустенизацией при 1050-1100 0 С для снятия остаточных сварочных напряжений, самонаклепа и придания сварному соединению более однородных свойств. В некоторых случаях аустенизация сопровождается последующим стабилизирующим отжигом при 750-800 0 С для получения относительно стабильных структур в результате выпадения карбидной и интерметаллидной фаз. Локальные разрушения характерны для участка перегрева околошовной зоны и являются межкристаллическими разрушениями вследствие концентрации деформаций по границам зерен и развития процессов межзеренного проскальзывания. Упрочнение границ зерен стали типа Х16Н9М2 за счет молибдена, образующего карбиды по границам зерен, а также уменьшение содержания углерода (до 0,02%) или увеличение содержания бора до 0,5% в сталях 1Х15Н24В4Т и 1Х14Н14В2М соответственно повышает сопротивляемость сталей локальным разрушениям. Другим средством снижения склонности к локальным разрушениям является получение более пластичного металла шва.

При сварке высокопрочных сталей в околошовной зоне возможно образование холодных трещин. Поэтому до сварки рекомендуется произвести их аустенизацию для получения высоких пластических свойств металла, а упрочняющую термическую обработку проводить после сварки. Предварительный и сопутствующий нагрев до 350-450 0 С также уменьшает опасность образования холодных трещин.

При сварке жаростойких сталей под действием нагрева в металле швов могут наблюдаться такие же структурные изменения, как и при сварке жаропрочных сталей. Большинство жаростойких сталей и сплавов имеют большой запас аустенитности и поэтому при сварке не претерпевают фазовых превращений, кроме карбидного и интерметаллидного дисперсионного твердения. На этих сталях также возможно образование холодных трещин в шве и околошовной зоне, предупреждение которых в некоторых случаях может быть достигнуто предварительным нагревом до 2 50-550 0 С.

Высоколегированные аустенитные стали и сплавы наиболее часто используют как коррозионно-стойкие. Основным требованием, которое предъявляется к сварным соединениям, является стойкость к различным видам коррозии. Межкристаллитная коррозия может развиваться как в металле шва, так и в основном металле у линий сплавления (ножевая коррозия) или на некотором удалении от шва. Механизм развития этих видов коррозии одинаков, однако причины возникновения названных видов межкристаллитной коррозии различны.

Межкристаллитная коррозия в металле шва возникает в результате выделения из аустенита под действием термического цикла сварки карбидов хрома, приводящих к обеднению хромом приграничных объемов зерен. Основными причинами этого являются повышенное содержание в металле шва углерода и отсутствие или недостаточное содержание титана или ниобия. Стойкость шва против межкристаллитной коррозии уменьшается в результате длительного воздействия нагрева при неблагоприятном термическом цикле сварки или эксплуатации изделия. Аустенитно-ферритные швы со сплошной структурой и извилистыми очертаниями границ зерен имеют повышенную стойкость против межкристаллитной коррозии по сравнению с аустенитными. Возрастание протяженности границ зерен вследствие измельчения зерен увеличивает площадь поверхности, на которой выделяются карбиды. Выделяющиеся карбиды более дисперсны, и местное обеднение объема зерна хромом происходит на меньшую глубину. Кроме того, процессы диффузии в феррите происходят значительно быстрее, что ускоряет выравнивание концентрации хрома в обедненных приграничных и центральных участках зерен.

Межкристаллитная коррозия (МКК) основного металла на некотором расстоянии от шва также вызвана действием термического цикла сварки на ту часть основного металла, которая была нагрета до критических температур.

Склонность стали и швов к межкристаллитной коррозии предупреждается:

1) снижением содержания углерода до пределов его растворимости в аустсните (до 0,02-0,03%);

2) легированием более энергичными, чем хром, карбидообразующими элементами (стабилизация титаном, ниобием, танталом, ванадием и др.);

3) стабилизирующим отжигом при 850-900 0 С в течение 2-3 ч или аустенизацией - закалкой с 1050-1100 0 С;

4) созданием аустенитно-ферритной структуры с содержанием феррита до 20-25% путем дополнительного легирования хромом, кремнием, молибденом, алюминием и др. Однако такое высокое содержание в структуре феррита может понизить стойкость металла к общей коррозии.

Эти же меры способствуют и предупреждению ножевой коррозии.

Ножевая коррозия поражает основной металл. Этот вид коррозии развивается в сталях, стабилизированных титаном и ниобием на участках, нагретых при сварке до температур выше 1250 0 С, где карбиды титана и ниобия растворяются в аустените. Повторное тепловое воздействие на этот металл критических температур 500-800 0 С (например, при многослойной сварке) приведет к сохранению титана и ниобия в твердом растворе и выделению карбидов хрома.

Общая коррозия, т. е. растворение металла в коррозионной среде, может развиваться в металле шва, на различных участках или в околошовной зоне в целом и в основном металле. В некоторых случаях наблюдается равномерная общая коррозия основного металла и сварного соединения.

Имеется еще один вид коррозионного разрушения - коррозионное растрескивание, возникающее под совместным действием растягивающих напряжений и агрессивной среды. Разрушение развивается как межкристаллитное, так и транскристаллитное. Снижение остаточных сварочных напряжений - одна из основных мер борьбы с этим видом коррозионного разрушения.

Общие технологические условия сварки

Аустенитные стали и сплавы обладают комплексом положительных свойств, поэтому одну и ту же сталь иногда можно использовать для изготовления изделий различного назначения: коррозионно-стойких, хладостойких или жаропрочных. При этом требования к свойствам сварных соединений и технология сварки будут различными. Однако теплофизические свойства аустенитных сталей и склонность к образованию в шве и околошовной зоне горячих трещин определяют некоторые общие особенности их сварки.

Характерные для большинства высоколегированных сталей низкий коэффициент теплопроводности и высокий коэффициент линейного расширения обусловливают при одинаковой погонной энергии и прочих равных условиях (метода сварки, геометрии кромок, жесткости соединения и др.) расширение зоны проплавления и областей, нагретых до различных температур, и увеличение суммарной пластической деформации металла шва и околошовиой зоны. Это увеличивает коробление изделий. Поэтому для высоколегированных сталей следует применять способы и режимы сварки, характеризующиеся максимальной концентрацией тепловой энергии, или уменьшать ток по сравнению с током при сварке углеродистой стали. Нагрев до высоких температур сварочной проволоки в вылете или металлического стержня электрода для ручной сварки за счет повышенного удельного электросопротивления при автоматической и полуавтоматической дуговой сварке требует уменьшения вылета электрода в повышения скорости его подачи. При ручной дуговой сварке уменьшают длину электродов и допустимую плотность сварочного тока.

При сварке аустенитных сталей пластическая деформация металла шва и околошовной зоны в результате больших коэффициентов линейного расширения и усадки, а также отсутствия полиморфных превращений происходит в большей степени, чем при сварке углеродистых сталей перлитного класса (таблица 1). В этих условиях при многослойной сварке металл околошовной зоны и первые слои металла шва могут упрочниться под действием многократного пластического деформирования, т. е. наблюдается явление самонаклепа при сварке. Влияние этого явления на свойства металла шва определяется жесткостью свариваемых элементов (таблица 2). В относительно более жестких соединениях, где самонаклеп вызывает повышение прочностных характеристик, наблюдают повышение остаточных напряжений в отдельных случаях до 450-500МПа. Такие сравнительно высокие остаточные напряжения при низкой релаксационной способности аустенитных сталей требуют выбора такого режима термической обработки, который обеспечивает снижение остаточных напряжений, снятие самонаклепа и максимально возможную гомогенизацию структуры сварного соединения.

К числу основных трудностей, возникающих при сварке аустенитных сталей, относится также необходимость повышения стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин. Горячие трещины являются межкристаллитным разрушением и разделяются на кристаллизационные и подсолидусные; последние возникают при температуре ниже линии солидуса, т. е. после окончания процесса кристаллизации. Вероятность появления кристаллизационных трещин определяется характером изменения пластичности сплавов при деформировании металла в твердожидком состоянии.

Таблица 1. Теплофизические свойства хромоникелевых аустенитных сталей

Таблица 2. Свойства металла шва, выполненного аустенитными электродами ЦТ-7

Предлагают следующие пути повышения сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин:

1) подавление столбчатой кристаллизации и измельчение кристаллической структуры путем легирования элементами-модификаторами, а также элементами, способствующими образованию высокотемпературных вторых фаз при кристаллизации;

2) повышение чистоты сплавов по примесям, способствующим образованию при кристаллизации легкоплавких фаз в той области составов, в которой увеличение количества этих фаз снижает технологическую прочность, и, наоборот, увеличение количества легирующих элементов, образующих эвтектики, в области составов сплавов, близких к эвтектическим. Эти пути сужают температурный интервал хрупкости и повышают запас пластичности.

Технологические меры борьбы с трещинами направлены на изыскание рациональных способов и режимов сварки плавлением и конструктивных форм сварных соединений, снижающих темп нарастания внутренних деформаций в процессе затвердевания. Межкристаллитное разрушение однофазных аустенитных сварных швов при температурах ниже температуры затвердевания в условиях нарастающих напряжений (подсолидусные трещины) по схеме близко к разрушению при высокотемпературной ползучести. Необходимым условием образования зародышевых трещин такого разрушения является межзеренное проскальзывание, которое раскрывает как ступеньки в границах, так и уже существующие микрополости, образовавшиеся вследствие выделения вакансий на границах, перпендикулярных действию растягивающих напряжений.

Для повышения сопротивляемости металлов и их однофазных сплавов образованию подсолидусных горячих трещин при сварке рекомендуют:

1) легирование сплавов элементами, снижающими диффузионную подвижность атомов в решетке или способствующими созданию фрагментарной литой структуры (искривление границ кристаллитов, образование в процессе кристаллизации дисперсных вторых фаз и выделений при последующем охлаждении);

2) повышение чистоты основного металла по примесям внедрения;

3) сокращение времени нахождения металла при температуре высокой диффузионной подвижности (увеличение скорости охлаждения металла сварных швов) и снижение темпа нарастания упруго-пластических деформаций при охлаждении (ограничение деформаций за счет выбора рациональной конструкции соединений).

Установлены следующие наиболее важные металлургические факторы, способствующие повышению сопротивляемости металла шва образованию горячих трещин при сварке аустенитных сталей:

1) образование двухфазной структуры в высокотемпературной области при кристаллизации металла за счет выделения первичного феррита, дисперсных частиц тугоплавкой фазы или боридной фазы и хромоникелевой эвтектики;

2) ограничение содержания примесей, образующих легкоплавкие фазы, с целью сужения эффективного интервала кристаллизации.

Для измельчения структуры используют легирование наплавленного металла элементами, способствующими выделению при кристаллизации металла высокотемпературного δ-феррита. Наличие δ-феррита измельчает структуру металла и уменьшает концентрацию Si, P, S и некоторых других примесей в межкристаллитных областях за счет большей растворимости этих примесей в δ-феррите, что уменьшает опасность образования легкоплавких эвтектик. Количество ферритной фазы в наплавленном металле после его охлаждения зависит от состава этого металла и скорости охлаждения в области высоких и средних температур. Приближенное представление о концентрации феррита в аустенитно-ферритном металле дает диаграмма Шеффлера, составленная по опытным данным применительно к скорости охлаждения, характерной для обычных режимов ручной дуговой сварки (рисунок 1).

Рисунок 1. Диаграмма Шеффлера

Рекомендуемое содержание ферритной фазы в наплавленном металле ограничивается 2-6%. При сварке сталей с более высокой степенью аустенитности, например 08Х18Н12Т, Х14Н14 и др., пределы содержания ферритной фазы в наплавленном металле повышают для того, чтобы обеспечить ее присутствие в швг с учетом перемешивания наплавленного металла с основным.

С увеличением доли основного металла используют, например, электроды ЦТ-15-1 (08Х20Н9Г2), обеспечивающие получение структуры, содержащей 5,5-9% феррита, или ЦТ-16-1 (08Х20Н9ВБ), обеспечивающие получение структуры, содержащей 6,0-9,5% феррита. Иногда при сварке корневых слоев многопроходных швов на сталях типа 2Х25Н20С2, склонных к образованию кристаллизационных трещин, применяют электроды ГС-1 (10Х25Н9Г6С2), обеспечивающие получение структуры, содержащей 25-30% феррита в наплавленном металле.

Для коррозионностойких сталей повышение содержания первичного феррита до 15-25% улучшает характеристики за счет большей растворимости хрома в феррите, чем в аустените, что предотвращает обеднение пограничных слоев хромом и сохраняет высокую сопротивляемость межкристаллитиой коррозии. Для жаропрочных и жаростойких сталей с малым запасом аустенитности и содержанием никеля до 15% предупреждение горячих трещин достигается получением аустенитно-ферритной структуры с 3-5% феррита. Большое количество феррита может привести к значительному высокотемпературному охрупчиванию швов в виду их сигматизации в интервале температур 450-850 0 С.

Получение аустенитно-ферритиой структуры швов на глубокоаустенитных сталях, содержащих более 15% Ni, потребует повышенного их легирования ферритообразующими элементами, что приведет к снижению пластических свойств шва и охрупчиванию за счет появления хрупких эвтектик, а иногда и а-фазы. Поэтому в швах стремятся получить аустенитную структуру с мелкодисперсными карбидами и интерметаллидами и легировать швы повышенным количеством молибдена, марганца и вольфрама, подавляющими процесс образования горячих трещин. Необходимо также ограничивать в основном и наплавленном металлах содержание вредных (сера, фосфор) и ликвирующих (свинца, олова, висмута) примесей, а также газов - кислорода и водорода. Для этого следует применять режимы, уменьшающие долю основного металла в шве, и использовать стали и сварочные материалы с минимальным содержанием названных примесей. Поэтому для изготовления сварочных проволок желательно применять стали вакуумной плавки, после электрошлакового переплава или рафинирования: то же относится и к основному металлу. Техника сварки должна обеспечивать минимальное насыщение металла шва газами. Этому способствует применение для сварки постоянного тока обратной полярности. При ручной сварке покрытыми электродами следует поддерживать короткую дугу и сварку вести без поперечных колебаний. При сварке в защитных газах для предупреждения подсоса воздуха необходимо поддерживать короткий вылет электрода и выбирать оптимальными скорость сварки и расход защитных газов.

Высоколегированные стали содержат в качестве легирующих присадок алюминий, кремний, титан, ниобий, хром, обладающие большим сродством к кислороду, чем железо. При наличии в зоне сварки окислительной атмосферы возможен их значительный угар, что может привести к уменьшению содержания или к полному исчезновению в структуре шва ферритной и карбидной фаз, особенно в металле с небольшим избытком ферритизаторов. Поэтому для сварки рекомендуется использовать низкокремнистые высокоосновные флюсы (фторидные) и покрытия электродов (фтористо-кальциевые). Сварка короткой дугой и предупреждение подсоса воздуха служат этой цели. Азот, являясь сильным аустенизатором, одновременно способствует измельчению структуры за счет увеличения центров кристаллизации в виде тугоплавких нитридов. Поэтому азотизация металла шва способствует повышению их стойкости против горячих трещин. Высокоосновные флюсы и шлаки, рафинируя металл шва и иногда модифицируя его структуру, повышают стойкость против горячих трещин. Механизированные способы сварки, обеспечивая равномерное проплавление основного металла по длине шва и постоянство термического цикла сварки, позволяют получить и более стабильные структуры на всей длине сварного соединения.

Важным мероприятием для борьбы с горячими трещинами является применение технологических приемов, направленных на изменение формы сварочной ванны и направления роста кристаллов аустенита, а также уменьшение силового фактора, возникающего в результате термического цикла сварки, усадочных деформаций и жесткости закрепления свариваемых кромок (рисунок 2). При действием растягивающих сил перпендикулярно направлению роста столбчатых кристаллов вероятность образования трещин возрастает. При механизированных способах сварки тонкими электродными проволоками поперечные колебания электрода, изменяя схему кристаллизации металла шва, уменьшают склонность металла шва к горячим трещинам. Снижение действия усадочных деформаций достигается ограничением сварочного тока, заполнением разделки швами небольшого сечения и применением разделок соответствующих конструкций. Этому же способствует хорошая заделка кратера при обрыве дуги.

Рисунок 2. Влияние коэффициента сварке на технологическую прочность металла шва типа ХЮН65М23

Кроме перечисленных общих особенностей сварки высоколегированных сталей и сплавов, есть особенности, определяемые их служебным назначением. При сварке жаропрочных и жаростойких сталей требуемые свойства во многих случаях обеспечиваются термической обработкой (аустенизацией) при 1050-1100 0 С, снимающей остаточные сварочные напряжения, с последующим стабилизирующим отпуском при 750-800 0 С. При невозможности термической обработки сварку иногда производят с предварительным или сопутствующим подогревом до 350-400 0 С. Чрезмерное охрупчивание швов за счет образования карбидов предупреждается снижением содержания в шве углерода. Обеспечение необходимой жаростойкости достигается получением металла шва, по составу идентичного основному металлу. Это же требуется и для получения швов, стойких к общей жидкостной коррозии.

При сварке коррозионностойких сталей различными способами для предупреждения межкристаллитной коррозии не следует допускать повышения в металле шва углерода за счет загрязнения им сварочных материалов (графитовой смазкой проволоки и т. д.) и длительного и многократного пребывания металла сварного соединения в интервале критических температур. Поэтому сварку необходимо выполнять при наименьшей погонной энергии, используя механизированные способы, обеспечивающие непрерывность получения шва. Повторные возбуждения дуги при ручной сварке, оказывая нежелательное тепловое действие на металл, могут вызвать появление склонности его к коррозии. Шов, обращенный к агрессивной среде, следует, по возможности, сваривать в последнюю очередь, чтобы предупредить его повторный нагрев, а последующие швы в многослойных швах выполнять после полного охлаждения предыдущих и принимать меры к ускоренному охлаждению швов. Брызги, попадающие на поверхность основного металла, могут быть впоследствии очагами коррозии и должны тщательно удаляться с поверхности металла, швов, так же как и остатки шлака и флюса, которые, взаимодействуя в процессе эксплуатации с металлом, могут привести к коррозии или снижению местной жаростойкости. При сварке создание в металле шва аустенитно-ферритной структуры для повышения стойкости швов к межкристаллитной коррозии достигается легированием титаном или ниобием. Однако титан, обладающий высоким сродством к кислороду, выгорает в зоне сварки на 70-90% (при ручной дуговой сварке, сварке под кислыми флюсами). Поэтому легирование швов титаном возможно при сварке в инертных защитных газах, при дуговой и электрошлаковой сварке с использованием фторидных флюсов. В металле швов содержание титана должно соответствовать соотношению Ti/C ≥ 5. Ниобий при сварке окисляется значительно меньше и поэтому чаще используется для легирования шва при ручной дуговой сварке. Его содержание в металле шва должно отвечать соотношению Nb/C > 10. Однако он может вызвать появление в швах горячих трещин.

Ручная дуговая сварка

Основной особенностью сварки аустенитных сталей является обеспечение требуемого химического состава металла шва при различных типах сварных соединений и пространственных положениях сварки с учетом изменения глубины проплавления основного металла и количества наплавленного металла. Это заставляет корректировать состав покрытия с целью обеспечения необходимого содержания в шве феррита и предупреждения, таким образом, образования в шве горячих трещин, а также достижения необходимой жаропрочности и коррозионной стойкости швов. Получению металла шва с необходимыми химическим составом и структурами и уменьшению угара легирующих элементов способствует применение электродов с фтористокальциевым (основным) покрытием и поддержание короткой дуги без поперечных колебаний электрода. Последнее уменьшает и вероятность образования дефектов на поверхности основного металла в результате прилипания брызг.

Тип покрытия электрода определяет необходимость использования постоянного тока обратной полярности, величину которого назначают так, чтобы отношение его к диаметру электрода не превышало 25-30 А/мм. В потолочном и вертикальном положениях сварочный ток уменьшают на 10-30% по сравнению с током, выбранным для нижнего положения сварки.

Сварку покрытыми электродами рекомендуется выполнять ниточными швами и для повышения стойкости против горячих трещин применять электроды диаметром 3 мм. Во всех случаях следует обеспечивать, минимальное проплавление основного металла. Электроды перед сваркой должны быть прокалены при 250- 400 0 С в течение 1-1,5 ч для уменьшения вероятности образования в швах пор, вызываемых водородом, и трещин.

Тип электродов для сварки высоколегированных сталей с особыми свойствами определяется ГОСТ 10052-75. Размеры и общие технические требования регламентированы ГОСТ 9466-75.

Сварка под флюсом

Сварка под флюсом является одним из основных процессов сварки высоколегированных сталей толщиной 3-50 мм при производстве химической и нефтехимической аппаратуры. Основным преимуществом этого способа перед ручной дуговой сваркой покрытыми электродами является стабильность состава и свойств металла по всей длине шва при сварке как с разделкой, так и без разделки кромок. Это обеспечивается возможностью получения шва любой длины без кратеров, образующихся при смене электродов, равномерностью плавления электродной проволоки и основного металла по длине шва и более надежной защитой зоны сварки от окисления легирующих компонентов кислородом воздуха. Хорошее формирование поверхности швов с мелкой чешуйчатостью и плавным переходом к основному металлу, отсутствие брызг на поверхности изделия заметно повышают коррозионную стойкость сварных соединений. Уменьшается трудоемкость подготовительных работ, так как разделку кромок производят на металле толщиной свыше 12 мм (при ручной сварке - на металле толщиной 3-5 мм). Возможна сварка с повышенным зазором и без разделки кромок стали толщиной до 30-40 мм. Уменьшение потерь на угар, разбрызгивание и огарки электродов на 10-20% снижает расход дорогостоящей сварочной проволоки.

Техника и режимы сварки высоколегированных сталей и сплавов имеют ряд особенностей по сравнению со сваркой обычных низколегированных сталей. Для предупреждения перегрева металла и связанного с этим укрупнения структуры, возможности появления трещин и снижения эксплуатационных свойств сварного соединения рекомендуется выполнять сварку швами небольшого сечения. Это обусловливает применение сварочных проволок диаметром 2-3 мм, а с учетом высокого электросопротивления аустенитных сталей - необходимость уменьшения вылета электрода в 1,5-2 раза. Аустенитные сварочные проволоки в процессе изготовления сильно наклёпываются и имеют высокую жесткость, что затрудняет работу правильных, подающих и токоподводящих узлов сварочных установок, снижая срок их службы.

Шов легируют через флюс или проволоку. Последний способ более предпочтителен, так как обеспечивает повышенную стабильность состава металла шва. Для сварки под флюсом аустенитных сталей и сплавов используют сварочные проволоки, выпускаемые по ГОСТ 2246-70 и по ведомственным техническим условиям, и низкокремнистые фторидные и высокоосновные бесфтористые флюсы, создающие в зоне сварки безокислительные или малоокислительные среды, способствующие минимальному угару легирующих элементов. У флюсов, применяемых для коррозионно-стойких сталей, необходимо контролировать углерод, содержание которого не должно быть выше 0,1-0,2%. Наибольшее применение для сварки коррозионных сталей получили низкокремнистые флюсы АН-26, 48-ОФ-Ю и АНФ-14.

Сварку жаростойких сталей аустенитно-ферритными проволоками типа 08Х25Н13БТЮ выполняют под низкокремнистыми флюсами АН-26, АНФ-14 и 48-ОФ-10. При сварке стабильноаустенитными проволоками и проволоками, содержащими легкоокисляющиеся элементы (алюминий, титан, бор и др.), применяют нейтральные фторидные флюсы АНФ-5, 48-ОФ-Ю. Для обеспечения стойкости против горячих трещин аустенитных швов рекомендуют применять фторидный бористый флюс АНФ-22.

Сварку под фторидными флюсами производят на постоянном токе обратной полярности, а под высокоосновными бесфтористымн флюсами - на постоянном токе прямой полярности. При этом для получения той же глубины проплавления, что и на углеродистых сталях, сварочный ток следует снизить на 10-30%. Для снижения вероятности образования пор в швах флюсы для высоколегированных сталей необходимо прокаливать непосредственно перед сваркой при 500-900 0 С в течение 1-2 ч. Остатки шлака и флюса на поверхности швов необходимо тщательно удалять.

Сварка под флюсом в сочетании с высоколегированными проволоками обеспечивает получение требуемых свойств сварных соединений.

Электрошлаковая сварка

Пониженная чувствительность к образованию горячих трещин, позволяющая получать аустенитные швы без трещин, объясняется особенностями электрошлаковой сварки: малой скоростью перемещения источника нагрева, характером кристаллизации металла сварочной ванны и отсутствием в стыковых соединениях больших угловых деформаций. Однако длительное пребывание металла при 1200-1250 0 С, приводя к необратимым изменениям в его структуре, снижает прочностные и пластические свойства околошовной зоны, что повышает склонность сварных соединений теплоустойчивых сталей к локальным (околошовным) разрушениям в процессе термической обработки или эксплуатации при повышенных температурах. При сварке коррозионно-стойких сталей перегрев стали в околошовной зоне может вызвать ножевую коррозию, поэтому следует производить термическую обработку сварных изделий (закалку или стабилизирующий отжиг).

Для электрошлаковой сварки коррозионно-стойких сталей используют флюсы АНФ-6, АНФ-7, АНФ-8, 48-ОФ-6, АНФ-14и др., а для жаростойких сталей - флюсы АНФ-Ш, АНФ-7, АНФ-8 и высокоосновный АН-292. При сварке жаростойких сталей двухфазным швом типа Х25Н13 можно применять низкокремнистые флюсы АНФ-14 и АН-26. Применение фторидных безокислительных флюсов, особенно при сварке жаропрочных сталей и сплавов, не гарантирует угара легкоокисляющихся легирующих элементов (титана; марганца и др.) в результате проникновения кислорода воздуха через поверхность шлаковой ванны; это вызывает необходимость в некоторых случаях защищать поверхность шлаковой ванны путем обдува ее аргоном.

Электрошлаковую сварку можно выполнять проволокой диаметром 3 мм или пластинчатыми электродами толщиной 6-20 мм. Изделия большой толщины со швами небольшой протяженности целесообразнее сваривать пластинчатым электродом. Изготовлять пластинчатый электрод более просто, чем проволоку, но сварка проволокой обеспечивает возможность изменения формы металлической ванны и характера кристаллизации шва, что способствует получению швов без горячих трещин. Однако жесткость сварочной проволоки затрудняет длительную и надежную работу токоподводящих и подающих узлов сварочной аппаратуры.

Сварка в защитных газах

В качестве защитных используют инертные (аргон, гелий) и активные (углекислый газ, азот) газы, а также различные смеси инертных или активных газов и инертных с активными.

Сварку в защитных газах можно использовать для соединения материалов различной толщины (от десятых долей до десятков миллиметров). Применение защитных газов с различными теплофизическими свойствами и их смесей изменяет тепловую эффективность дуги и условия ввода тепла в свариваемые кромки и расширяет технологические возможности процесса сварки. При сварке в инертных газах повышается стабильность дуги и снижается угар легирующих элементов что важно при сварке высоколегированных сталей. Заданный химический состав металла шва можно получить путем изменения состава сварочной (присадочной) проволоки и доли участия основного металла в образовании шва, когда составы основного и электродного металлов значительно различаются, или путем изменения характера металлургических взаимодействий за счет значительного изменения состава защитной атмосферы при сварке плавящимся электродом. Сварка в среде защитных газов обеспечивает формирование швов в различных пространственных положениях, что позволяет применять этот способ вместо ручной дуговой сварки покрытыми электродами.

Сварку аустенитных сталей в инертных газах выполняют неплавящимся (вольфрамовым) или плавящимся электродом.

Сварку вольфрамовым электродом производят в аргоне по ГОСТ 10157 и гелии или их смесях и применяют обычно для материала толщиной до 5-7 мм. Однако в некоторых случаях, например при сварке неповоротных стыков труб, применяют и при большой толщине стенки (до 100 мм и более). Применять этот способ необходимо также для сварки корневых швов в разделке при изготовлении ответственных толстостенных изделий.

В зависимости от толщины и конструкции сварного соединения сварку вольфрамовым электродом производят с присадочным материалом или без него. Процесс осуществляют вручную с использованием специальных горелок или автоматически на постоянном токе прямой полярности. Исключение составляют стали и сплавы с повышенным содержанием алюминия, когда для разрушения поверхностной пленки окислов, богатой алюминием, следует использовать переменный ток.

Сварку можно выполнять непрерывно горящей или импульсной дугой. Импульсная дуга уменьшает протяженность околошовной зоны и коробление свариваемых кромок, а также обеспечивает хорошее формирование шва на материале малой толщины. Особенности кристаллизации металлов сварочной ванны при этом способе сварки способствуют дезориентации структуры, что уменьшает вероятность образования горячих трещин, однако может способствовать образованию околошовных надрывов. Для улучшения защиты и формирования корня шва используют поддув газа, а при сварке корневых швов на металле повышенных толщин применяют и специальные расплавляемые вставки. При сварке вольфрамовым электродом в инертных газах погруженной дугой увеличение доли тепла, идущей на расплавление основного металла, позволяет без разделки кромок, за один проход сваривать металл повышенной толщины. Однако околошовная зона расширяется, и возникает опасность перегрева металла.

Высоколегированные стали сваривают плазменной сваркой. Преимуществами этого способа являются чрезвычайно малый расход защитного газа, возможность получения плазменных струй различного сечения (круглой, прямоугольной и т.д) и изменения расстояния от плазменной горелки до изделия. Плазменную сварку можно использовать как для тонколистовых материалов, так и для металла толщиной до 12 мм. Применение ее для соединения сталей большей толщины затрудняется из-за возможности образования в швах подрезов.

Сварку плавящимся электродом производят в инертных, а также активных газах или смеси газов. При сварке высоколегированных сталей, содержащих легкоокисляющиеся элементы (алюминий, титан и др.), следует использовать инертные газы, преимущественно аргон, и вести процесс на плотностях тока, обеспечивающих струйный перенос электродного металла. При струйном переносе дуга имеет высокую стабильность, и практически исключается разбрызгивание металла, что важно для формирования швов в различных пространственных положениях и для ликвидации очагов коррозии, связанных с разбрызгиванием при сварке коррозионно-стойких и жаростойких сталей. Однако струйный перенос возможен на токах выше критического, при которых возможно образование прожогов при сварке тонколистового металла. Добавка в аргон до 3-5% О 2 и 15-20% СО 2 уменьшает критический ток, а создание при этом окислительной атмосферы в зоне дуги снижает вероятность образования пор, вызванных водородом. Однако при сварке в указанных смесях газов увеличивается угар легирующих элементов, а при добавке углекислого газа возможно науглероживание металла шва. Добавкой к аргону 5-10% N может быть повышено его содержание в металле шва. Азот является сильным аустенизатором, и таким образом можно изменить структуру металла шва. Для сварки аустенитных сталей находит применение импульсно-дуговая сварка плавящимся электродом в аргоне и смесях аргона с кислородом и с углекислым газом, обеспечивающая соединение малых толщин и струйный перенос металла при прохождении импульса тока. Одновременно импульсно-дуговая сварка вызывает измельчение структуры шва и снижение перегрева околошовной зоны, что повышает стойкость сварного соединения против образования трещин.

При сварке в углекислом газе низкоуглеродистых высоколегированных сталей с использованием низкоуглеродистых сварочных проволок, при исходной концентрации углерода в проволоке менее 0,07%, содержание углерода в металле шва повышается до 0,08-0,12%. Этого достаточно для резкого снижения стойкости металла шва к межкристаллитной коррозии. Однако науглероживание металла шва в некоторых случаях при энергичных карбидообразователях (титане, ниобии) может оказать благоприятное действие при сварке жаропрочных сталей за счет увеличения в структуре количества карбидной фазы.

Окислительная атмосфера, создаваемая в дуге за счет диссоциации углекислого газа, вызывает повышенное (до 50%) выгорание титана и алюминия. Несколько меньше выгорают марганец, кремнии и другие легирующие элементы, а хром не окисляется. Поэтому при сварке коррозионно-стойких сталей в углекислом газе применяют сварочные проволоки, содержащие раскисляющие и карбидообразующие элементы (алюминий, титан и ниобий). Другим недостатком сварки в углекислом газе является большое разбрызгивание металла (потери достигают 10-12%) и образование на поверхности шва плотных пленок окислов, прочно сцепленных с металлом. Это может резко снизить коррозионную стойкость и жаростойкость сварного соединения. Для уменьшения возможности налипания брызг на основной металл следует применять специальные эмульсии, наносимые на кромки перед сваркой, а для борьбы с окисной пленкой эффективна подача в дугу небольшого количества фторидного флюса типа АНФ-5. Применение импульсной сварки также позволяет несколько снизить разбрызгивание. Сварка плавящимся электродом в углекислом газе производится на полуавтоматах и автоматах.

Сварочные проволоки, созданные для сварки в углекислом газе высоколегированных аустенитных сталей, обеспечивают требуемую коррозионную стойкость и механические свойства за счет повышенного содержания титана, ниобия и элементов ферритизаторов - кремния, алюминия, хрома. Например, для сварки сталей типа 12Х18Н10Т используют проволоки Св-07Х18Н9ТЮ, Св-08Х20Н9С2БТЮ, для сталей типа 12Х18Н12Т - проволоку Св-08Х25Н13БТЮ, а для хромоникелемолибденовых сталей - проволоки Св-06Х19Н10МЗТ и Св-06Х20Н11МЗТБ.

Выше определённого содержания марганца, никеля или некоторых других элементов γ-состояние существует как стабильное от комнатной температуры до температуры плавления. Такие высоколегированные железные сплавы называют аустенитными сталями. В отличие от других железных сплавов аустенитные стали (и ферритные) не имеют превращений при нагревании и охлаждении . Поэтому термическую обработку для упрочнения аустенитных сталей не применяют.

К хладостойким аустенитным сталям также относятся хромомарганцевые стали (аустенитные стали, в которых никель полностью или частично заменён марганцем); стабильные аустенитные хромоникельмарганцевые стали с азотом (аустенитные стали, одновременно легированные хромом, никелем и марганцем) и метастабильные аустенитные стали .

Лит.:

  1. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977. - УДК669.0(075.8)
  2. Иванов В.Н. Словарь-справочник по литейному производству. – М.: Машиностроение, 1990. – 384 с.: ил. ISBN 5-217-00241-1
  3. Солнцев Ю.П., Пряхин Е.И., Войткун Ф. Материаловедение: Учебник для вузов. - М.: МИСИС, 1999. - 600 с. - УДК 669.017

← Вернуться

×
Вступай в сообщество «export40.ru»!
ВКонтакте:
Я уже подписан на сообщество «export40.ru»