1>

н о

о н о >. о ч с II н

я о S X

Е О. ) ВЗ

я а f-о

ах с

:s о

ttJ а С

о. с

сз н

SS О ш о

R О S

СП =f

со t-

я со

о, so X о е.

са я О

со

О о

см со

С СМ

СМ СМ

о со

см см

>>

а ь-ьс U1

(Я -X

о о Ю о

аа с с

о см

см см

о см

см -г

их оо

со и

о сч

s с

С-З CJ

я >.

CM 1С

а а с

см см

? сЯ о

gCMOO >, H-iV Я

<<i:uo

CO I

о tu s

H CO

>. с н о

5 см X 2

g см Tf S

о

о со

применение высокотемпературной термической обработки - нормализации с последующим отпуском позволяет путем перекристаллизации ликвидировать разупрочнение и обеспечить более высокую эксплуатационную надежность сварных соединений. Однако применение нормализации требует специальных присадочных материалов, обеспечивающих более высокую термическую нрорабатывае-мость швов, близкую к прорабатываемости свариваемой стали. Кроме того, при нормализации необходимо применять общую термическую обработку всей сварной конструкции, так как местный высокотемпературный нагрев сварного соединения под нормализацию вызывает разупрочнение металла в зонах, расположенных вблизи индуктора или другого нагревательного устройства, что снижает сопротивление ползучести и длительную прочность. Рекомендуемые режимы термической обработки сварных соединений приведены в табл. 3.

Свойства сварных соед!!иений. Разупрочнение теплоустойчивых сталей в околошовной зоне, происходящее под действием термического цикла сварки в результате дополнительного высокотемпературного отпуска и неполной перекристаллизации, проявляется в первую очередь в условиях длительной работы при высоких температурах. Снижение длительной прочности сварных соединений по сравнению с прочностью основного металла зависит от характера термического цикла сварки, степени упрочнения сталей термической обработкой и структурной стабильности стали.

Длительные прочности основного металла и сварных соединений хромо-молибденовой стали 20ХМЛ примерно одинаковы (табл. 4). Это объясняется тем, что вследствие малой прокаливаемости и нерегламентируемой скорости охлаждения при нормализации стали этой группы упрочняются в процессе термической обработки незначительно, а следовательно, и мало склонны к разупрочнению при сварке.

Хромомолибденованадиевые стали разупрочняются при сварке в большей степени, так как стали 20Х]ЧФЛ, 15Х1М1Ф охлаждаются при нормализации принудительно со скоростью 1000° С/ч, а трубы из стали 12Х1МФ проходят закалку. Если коэффициент теплоустойчивости сварных соединений (т. е. отношение длительной прочности сварного соединения к длительной прочности основного металла) для нормализованной и отпущенной стали 15Х1М1Ф при ручной и автоматической сварке равен 0,8-0,9, то для закаленной и отпущенной стали 12Х1МФ (толстостенные паропроводные трубы) он равен 0,7. После нормализации с отпуском длительная прочность сварных соединений может достичь длительной прочности основного металла.

КОНТАКТНАЯ СВАРКА

Контактная стыковая сварка непрерывным оплавлением является основным технологическим процессом при изготовлении элементов поверхностей нагрева Котлов. Сварку осуществляют на автоматизированных машинах ЦСТ-200 и ЦСТ-2Й)М [3]. Привод механизма оплавления и осадки у машин раздельный. При оплавлении передвижение подвижной плиты машины осуществляется кулачковым механизмом с электроприводом постоянного тока, что обеспечивает плавное регулирование скорости оплавления. Программа, задаваемая кулачком, построена таким образом, что скорость оплавления непосредственно перед осадкой резко Возрастает. Это способствует повышению качества сварных соединений. Машина ЦСТ-200М позволяет, кроме того, осуществлять сварку с подогревом, что используется при изготовлении поверхностей нагрева из сталей 12Х2МФСР и 12Х2МФБ 0И351).

Необходимое качество сварки труб достигается при вьшолиепии следующих рекомендации, становочная длина каждой трубы должна составлять 0,8-1,0 *1аружного диаметра трубы, но не менее 30 мм. Сварку необходимо производить при минимально возможном вторичном напряжении (5,5-6,5 В), исключающем

возникновение коротких замыканий при оплавлении. Припуск на оплавление выбирают в зависимости от толщины стенки трубы:

б, мм ....

Припуск, мм

4 12

5 14

Длительность оплавления принимают из расчета обеспечения средней скорости оплавления 0,75-1,25 мм/с, Конечная скорость оплавления должна возрастать для перлитных сталей в 3-4 раза по сравнению со средней, а для труб из высоколегированных сталей в 5-6 раз. Общий припуск на осадку должен составлять (1,0-1,5)6, а припуск на осадку под током - 0,5-0,8 общего припуска на осадку. Скорость осадки рекомендуется для труб из стали 12Х1МФ и 15Х1М1Ф неменее 30 мм/с, а для труб из сталей 12Х2МФСР и 12Х2МФБ не менее 60 мм/с.

Для уменьшения внутреннего грата в некоторых случаях во время сварки продувают трубы азотом или азотно-водородной смесью под избыточным давлением около 1 кгс/см. При этом в связи с охлаждающим действием газа на зону стыка режимы сварки труб поверхностей нагрева следует корректировать с уве-лиенкем времени сварки и припуска на оплавление [4].

Стыки труб из сгалей 12Х1МФ и 15Х1М1Ф мало восприимчивы к закалке и термической обработке после сварки их можно не подвергать [2]. Кратковременному отпуску следует подвергать стыки труб из сталей 12Х2МФБ (750 ± 10 С в течение Ю -20 мин).

Список литературы

1. Баженов В. В. Дуговая сварка теплоустойчивых сталей. М., Машиностроение , 1967. 35 с.

2. Гельман А. С. Исследование стыковой сварки оплавлением труб из перлитных и полуферритных сталей. Вопросы сварки в энергомашиностроении. - Сб. статей ЦНИИТМАШ. М.. Машгиз, 1962, с. 5-30.

3. Гельман А. С, Слепак Э. С, Зыбко И. Ю. Машина для стыковой сварки труб ЦСТ-200. Усовершенствование технологии и оборудования для сварки давлением элементов поверхностей нагрева котельных агрегатов. - Сб. статей № 74. М., ЦНИИТМАШ, 1967, с. 87 - 98.

4. Гельман А. С, Ханкин В. П. Сварка труб поверхностей нагрева из перлитных сталей с продувкой газом при оплавлении. Усовершенствование технологии и оборудования для сварки давлением элементов поверхностей нагрева котельных агрегатов. - Сб. статей № 74. М., ЦНИИТМАШ, 1967, с. 5-23.

5. Герман С. И. Электродуговая сварка теплоустойчивых сталей перлитного класса. М., Машгиз, 1963. 205 с.

6. Земзин В. Н., Френкель Л. Д. Сварные конструкции паровых и газовых турбин. М., Машгиз, 1962. 223 с.

7. Земзин В. Н. Жаропрочность сварных соединений. М., Машиностроение , 1972. 270 с.

8. Русинова И. Н., Баженов В. В. Свойства сварных соединений стали 15Х1М1Ф после нормализации и отпуска. - Сварочное производство , 1976, № 10, с. 23 - 24.

Глава 8

СВАРКА ВЫСОКОХРОМИСТЫХ МАРТЕНСИТНЫХ, МАРТЕНСИТНО-ФЕРРИТНЫХ И ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ

ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА И КЛАССИФИКАЦИЯ

Хром от температуры плавления до низких температур имеет решетку объемно-центрированного куба, к.зоморфную а-железу. В связи с этим легирование железа хромом сужает область 7-растворов. Диаграмма состояния Fe-Сг приведена на рис. 1.

По влиянию хрома на положение у-области на диаграмме состояния сплавов Fe - Сг, а также хромистых сталей, содержащих углерод, условно можно выделить стали: 1) с у превращением; 2) без 7 ;=iа превращения; 3) с частичным превращением. При наличии в растворе около 4 атомов Сг (-- 12%Сг по

массе) поверхностная пленка, возникающая при окислении, приводит к пассивации этой поверхности. Сталь ста-

1600

1200 1D00 800 600 Ш 200 О

новится коррозионно-стойкой при относительно невысокой температуре. Для обеспечения окалиностой-кости при более высоких температурах (800-1100° С) относительная массовая доля хрома в сталях должна быть увеличена (примерно до 30%). Для обеспечения коррозионной стойкости применительно к различным агрессивным средам концентрация хрома в сталях может быть различной. Хром по отношению к кислороду обладает несколько большим сродством, чем железо, и образует окисел СГ2О3 с высокой температурой плавления. Хром также обладает большим сродством к углероду, чем железо, и является карбидообразую-Щим элементом. Он может входить в состав карбидов типа (Fe, Сг)з С, но также образует карбиды типов СГ7С3 и СгазСб, иногда с частичной заменой атомов хрома другими атомами, в частности железа, например (Сг, ¥€)2С. Карбиды хрома являются термически более стойкими, чем карбиды железа; они растворяются медленнее и при более высоких температурах. В связи с этим для гомогенизации твердых растворов Fe - Сг - С требуется более высокая температура и более длительная выдержка (рис. 2).

Температурная область существования 7-растворов в хромистых сталях изменяется в зависимости от содержания в них хрома и углерода (рис. 3), хотя она зависит и от содержания в сплаве других элементов, но в меньшей степени, лромистые стали при содержании С < 0,1% и Сг > 15 -f- 16% не имеют у-фазы при любых температурах от комнатной до температуры плавления и являются Ферритными.

Рис. 1. Диаграмма состояния Fe-Сг

Сварка высокохромистых сталей

I Основные свойства и классификаиця

Хром в сталях в связи с замедлением процессов распада у-а значительно снижят критические скорости охлаждения. Поэтому мартенсит в хромистых сгалях может быть получен в результате бездиффузион[адго превращения аустенита, при сопепжанни углерода значительно меньшем, чем в ие.пегироваиных углеродистых сталях (рис. 4). При более высоком содержании хрома (рис. 4, е)

1100 300

Рис. 2. Зависимость твердости хромистой стали от температуры и концентрации углерода:

/ - 12% Сг: 0,35% С\ 2 - 12% Сг; 0,12% С-, 3 - 12% Сг; 0,05% С; 4 - 12% Сг; 0,01% С; 5 - 13% Сг; 0,01% С

Рис. 3. Область существования -фа-зы в хромистой стали в зависимости от содержания хрома и углерода

устойчивость аустенита настолько высока, что даже при температуре его наименьшей устойчивости (~ 700 С) для его распада требуется около 300 с 13]. При непрерывном охлаждении (в условиях сварки) даже небольшие скорости охлаждения (около 0,2Т./с) в области температур 800-650° С приводят к получению пол-

600 200

1 10 10 10 10* 10 t,G

Рис. 4. Диаграммы изотермического превращения хромистых сталей с различным содержанием хрома:

о - 0,4% С и 0% сг, б - 0,4% с и -3,5% Сг; в - 0,11 % Си 12,2% Сг

ностью мартенситной структуры. Оптимальные механические свойства, т. е. высокая прочность при достаточно высокой пластичности, достигается для таких хромистых сталей после двойной термической обработки - закалки и высокого

отпуска. 1о0/ г ч

Высоколегированные хромистые стали (обычно с содержанием 10,5-12 о П при дополнительном легировании молибденом, вольфрамом, ниобием и ванадием.

а иногда и никелем, обладают повышенным сопротивлением ползучести при работе под напряжением при повышенных 1емпературах. Они используются как жаропрочные применительно к температурам эксплуатации примерно до 600° С.

Структура и свойства некоторых высокохромистых сталей изменяются в зависимости от режима термической обработки и температуры эксплуатации; стали в основном становятся хрупкими. В зависимости от химического состава стали и влияния термического воздействия в хромистых сталях наблюдаются: 475°-ная хрупкость; хрупкость, связанная с образованием а-фазы; охрупчива-ние феррита, вызываемое нагревом до высоких температур. 475°-ная хрупкость появляется в хромистых сплавах и сталях при содержании 5-70% Сг после длительного воздействия температур 400-540° С (особенно около 475° С). Добавки Ti и nb ускоряют процесс охрупчивания при 475° С. При небольших концентрациях хрома в сталях выдержка при 600-850 С не вызывает появления а-фазы, хрупкой при более низких температурах. При содержании более 15-25% Сг а-фаза выпадает интенсивно, особенно после выдержки при 900° С. Марганец, молибден и некоторые другие легирующие элементы способны расширять область существования а-фазы и интенсивность ее образования. Выпадение а-фазы, а также процессы, вызывающие появление 475°-ной хрупкости, понижают коррозионную стойкость хромистых сталей. Кроме того, а-фаза снижает сопротивление ползучести при высоких температурах. Исключить влияние 475°-ной хрупкости и выпадение а-фазы можно нагревом этих сталей до температур, выше температур, способствующих появлению хрупкости (соответственно выше 550 и 950° С), с последующим быстрым охлаждением до 400° С или более низкой температуры.

У высоколегированных хромистых сталей, находящихся в ферритном состоянии, при температуре выше 1150° С наблюдается склонность к быстрому росту зерна. Так как в таких сталях присутствует и карбидная фаза, то при быстром нагреве и охлаждении, характерном для условий сварки, растворяющиеся карбиды обогащают углеродом только микрообъемы металла, прилегающие к ним, без общей гомогенизации, в результате чего в этих участках создаются условия для протекания при охлаждении превращения у а. Наиболее вероятны эти процессы вблизи границ зерен. В результате таких процессов и создающихся при этом локальных напряжений металл после быстрого охлаждения становится малопластичным при обычных температурах. Пластичность повышается при последующем отжиге или высоком отпуске при 730-790° С (в зависимости от состава стали). Низкая пластичность, определяемая большим размером зерен, после отпуска не повышается.

При испытаниях надрезанных образцов на удар хрупкие разрушения, наблюдаемые при комнатных температурах, переходят в вязкие при повышении температур испытания. Температурный интервал, переходя в хрупкое состояние, снижается при некотором увеличении в стали углерода, а для ферритных сталей- азота (примерно в количестве 0,01 от концентрации хрома). Углерод и азот уменьшают склонность сталей к росту зерен при высоких температурах и улучшают сварочные свойства этих сталей.

В соответствии с влиянием хрома и углерода (при обычном содержании сопутствующих примесей) на кристаллическую решетку при температурах от 20° С до температуры плавления, по структуре при обычных (близких к комнатной) температурах различают хромистые стали классов: мартенситного, мартенситно-ферритного и ферритного (рис. 5).

Схема влияния хрома и углерода па выклинивание у-области для высокохромистых сталей наиболее распространенных составов показана на рис. 6. Средне-и высоколегированные хромистые стали (до 12-13% Сг и С 0,05 н- 0,06%), имеющие область аустенита при высоких температурах, в результате-охлаждения даже с умеренными скоростями при комнатной температуре имеют мартен-ситную структуру. При более высокой концентрации хрома (более 16%) и 0,06% С сталь во время нагрева будет иметь, кроме аустенита, то или иное количество непревращенной ферритной фазы. Последующее охлаждение такой стали приводит получению смешанной мартенситно-ферритной структуры. Увеличение содержа-

6 п/р. Акулова А. И., т. 2