риалы, 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 пове

ности кристаллитов, например при легировании стали бором (0,3-1,5%).

зх-1ри

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° С в результате диффузионных процессов в стали появляются новые структурные составляющие, приводящие к снижению пластических свойств металла шва. Термическое старение при 350-500° С вызывает появление 475-градусной хрупкости , а при 500-650° С приводит к выпадению карбидов и одновременно к образованию о-фазы. Выдержка при 700-850° С интенсифицирует образование а-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 0К0Л0Ш10ВН0Й зоне некоторых жаропрочных аустенитных сталей под .действием термического цикла сварки снижаются пластические и прочностные свойства, что может повести к образованию в этой зоне треш.ин. Подобные изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузионных процессов, приводящих к noBbiuiCHHoft 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 треищн. Кроме того, при длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться мелкодисперсные карбиды и интерметаллиды. Обра.зование непрерывной прослойки карбидов и интерметаллидов по границам зерен приводит к охрупчиванию шва. При сварке этих сталей для предупреждения горячих трещин в шве часто получают наплавлениый металл, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру. Однако в процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбидное и интерметал-лидное упрочнение такого наплавленного металла и соответствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в околоиювной 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: аустени-зацией при 1050-1100° С для снятия остаточных сварочных напряжений, самонаклепа и придания сварному соединению более однородных свойств. В некоторых случаях аустенизация сопрово:Кдается последующим стабилизирующим отжигом при 750-800° С для получения относительно стабильных структур в результате выпадения карбидной и интерметаллидной фаз.

Локальные разрушения характерны для участка перегрева околошовиой зоны и являются межкристаллическими разрушениями вследствие концентра

ции 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 (ЭП164) и 1Х14Н14В2М (ЭИ257) соответственно повышает сопротивляемость сталей локальным разрушениям (табл. 5). Другим средством снижения склонности к локальным разрушениям является получение более пластичного металла шва.

5. Сопротивление локальным разрушениям металла околошовной зоны ряда жаропрочных аустенитных сталей

Сталь

Метод

цкти

Относительное удлинение, %, при 650°С и скорости деформации 0.67%/ч

Метод ИМЕТ-ЦНИИЧМ

Характеристики ТИХ

*кр мм

в* с

кр>

м/мин

Свойства прн 650°С после деформации в тих со скоростью 0,6 Ujp

Х16Н9М2 12X18H12T 1Х16Н14В2Б (ЭП17)

1Х16Н16В2МБР (ЭИ184)

0ЭХ14Н18В2БР

(ЭИ6Э5Р)

08X15H24B4T

<ЭП164)

1Х14Н14В2М

(ЭИ257)

1X15H35B5T (ЭИ725)

4,2-8 4-12

5,5-7,5

0,105

0,05

0,13

0,19

0,12

0,11

0,07

5Д 4,6

0,75

кгс/мм2

Проба ИЗС

Наличие трещин

Нет Есть

Нет (без В)

Есть (без В) Нет (с 0,5% В) Есть Нет (при 0,02% С) Есть

Примечание. Все стали промышленных плавок и перед испытаниями имели сос тояние после проката.

При сварке высокопрочных сталей в околошовной зоне возможно образование холодных трещин. Поэтому до сварки рекомендуется произвести их аустени-зацию для получения высоких пластических свойств металла, а упрочняющую термическую обработку проводить после сварки. Предварительный и сопутствующий нагрев до 350-450° 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 250-550° 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. Меж-кристаллитная коррозия может развиваться как в металле шва, так и в основном Металле у линий сплавления (ножевая коррозия) или на некотором удалении

7 п/р. Акулова А. И., т. 2

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 (рис. 5, а). 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 (рис 5, б). Аустенитно-ферритные швы со сплошной структурой и извилистыми очертаниями границ зерен имеют повышенную стойкость против

сг;/о,

¥i 30 20 Ю

Порог жктро-

химическоа 500 устоИчивости

Мткриета/тип ной квррозаи нет

Время нагрева Ф

Рис. 5. Схемы влияния распределения хрома по телу зерна (а) и продолжительности нагрева (б) на склонность аустенитной стали и сварных швов к межкристаллитной коррозии:

/ - тело аустенитного зерна; 2 - карбиды, выделившиеся по границам зерен; 3 - пограничная область зерна, обедненная хромом; 4 - распределение хрома; 5 - закаленное состояние стали (нет коррозии); 6 - состояние стали после нагрева в критическом интервале температур (есть коррозия)

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 аустените (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° С в течение 2-3 ч или аустениза-цией - закалкой с 1050-1100° 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 струк-

туре феррита может понизить стойкость металла к общей коррозии. Эти же меры способствуют н 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° С, где 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, 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 транс-кристаллитное. 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 TV 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 теплофи ишеские свойства аустенитных сталей и склонность к образованию в шве и околошовной зоне горячих трещин определяют некоторые общие особенности их сварки.

18 16 11 8 4

О li-CM 18 16 11 8

Рис. 6. Схемы температурных полей при сварке углеродистой (а) и хромоникелевой сталей (б)

Характерные для большинства высоколегированных сталей низкий коэффициент теплопроводности и высокий коэффициент линейного расширения вбуеловливают 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 околошовной зоны (рис. 6). 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 ЧРИ сварке углеродистой стали.. Нагрев до высоких температур сварочной про-Ролоки в вылете или металлического стержня электрода для ручной сварки Эа счет повышенного удельного электросопротивления при автоматической и Ролуавтоматической дуговой сварке требует уменьшения вылета электрода и 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 (табл. 6). 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 (табл. 7). В относительно более жестких соединениях, где самонаклеп вызывает повышение прочностных характеристик, наблюдают повышение остаточных напряжений (табл. 8) в отдельных случаях до 45-50 кгс/мм. 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.

6. Теплофизические сйства хромоникелевых аустенитных сталей

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

8. Остаточные (тангенциальные) напряжения (кгс/мм) в иольцевых швах различной жесткости аустенитных сталей ЭИ257 и ЭИ680, выполненных электродами ЦТ-7

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 меж-кристаллитным 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 твердо-жидком состоянии.

В качестве критерия сопротивления металла околошовной зоны хрупкому межкристаллическому разрушению принимают температуру восстановления пластичности (Т) и прочности металла при охлаждении (метод ИМЕТ-1). Чем выше Тв и интенсивнее восстановление пластичности, тем меньше вероятность хрупкого межкристаллитного разрушения (табл. 9). Однако при сравнении сопротивляемости образованию горячих трещин различных сплавов следует учитывать темп нарастания внутренних деформаций при сварке. Поэтому оценка по величине часто требует корректировки по результатам технологических проб.

С увеличением содержания никеля, углерода, алюминия и титана в аустенитных сталях Тд снижается, а измельчение зерна способствует повышению Т. С измельчением кристаллитов в шве при одинаковом объеме (толщине) жидких прослоек пластичность двухфазных сред также возрастает. При этом важны не только размер и форма кристаллитов, но и характер распределения напряжений сдвига относительно направления их преимущественного роста. В связи с этим 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 горя-