В энергетическом машиностроении, на предприятиях химической и нефтяной промышленности элементы оборудования, находящиеся в прямом контакте с агрессивными средами, должны быть выполнены из специального материала, который способен выдерживать негативное воздействие. Согласно современным технологиям, используются аустенитные стали, марки их выбираются в соответствии с производственными задачами.

Это высоколегированный материал, который в процессе кристаллизации формирует 1-фазную структуру. Его характеризует гранецентрированная кристаллическая решетка, которая сохраняется и при криогенных температурах – ниже -200 градусов С. Материал характеризуется повышенным содержанием никеля, марганца и некоторых других элементов, способствующих стабилизации при различных температурах. Аустенитные стали классифицируют на 2 группы относительно состава:

• материал на основании железа, в котором хрома до 15%, а никеля – до 7%, общее число легирующих элементов не должно превышать 55%;
• материал на основании никеля, когда его содержание 55% и выше, или на основе железоникелевой, когда содержание этих компонентов 65% и выше, а соотношение железа и никеля находятся в пропорции 1 к 1 ½ соответственно.

Содержание никеля в этих железных сплавах необходимо для увеличения технологичности, стойкости и прочности к жару, увеличению параметров пластичности. Хром увеличивает стойкость к коррозии и высоким температурам. Другие легирующие добавки способны сформировать и другие уникальные свойства, которыми должна обладать аустенитная нержавеющая сталь в тех или иных технологических условиях. В отличие от других материалов этот железный сплав не имеет трансформаций при снижении и повышении температур. Поэтому температурная обработка его не применяется.

Классификация аустенитных сталей по группам и маркам

Какие стали относятся к аустенитным сталям принято классифицировать на три группы:

Особенности обработки аустенитных сталей

Аустенитные стали относятся к труднообрабатываемым материалам. Термическое воздействие на них затруднительно, поэтому используются другие технологии. Механическая обработка этих сплавов сложна, поскольку материал склонен к наклепу и незначительные деформации значительно уплотняют материал. Этот железный сплав образует длинную стружку, поскольку обладает высокими параметрами вязкости. Механическая обработка аустенитных сталей энергозатрана, ресурса потребляется на 50% больше в сравнении с углеродистыми сплавами. Поэтому обработка их должна выполняться на мощных и жестких станках. Возможна сварка, ультразвуковое воздействие и криогенно-деформационная технология.

Хотя все они относятся к классу высоколегированных сталей. очень хорошая, предварительного подогрева и последующей термообработки не требуется. Как правило, они не склонны к и , но это свойство касается самих сталей и не распространяется на сварные швы.

Аустенитные стали содержат в своём составе 17% Cr и больше. У таких сталей гораздо выше удлинение, вязкость и параметры перехода в хрупкое состояние. В отожжённом состоянии у них высокий показатель текучести и, при необходимости, эти стали можно упрочнять с деформацией, не опасаясь охрупчивания.

Основные марки и химический состав аустенитных сталей для сварки

К основным маркам свариваемых аустенитных сталей, согласно российским стандартам, относятся: 12Х17, 15Х6СЮ, 10Х13СЮ, 15Х11МФ, 15Х25Т, 08Х18Н10, 12Х18Н9, 12Х18Н9Т, 08Х18Н10Т, 12Х21Н5Т, 20Х25Н20С2, 08Х17Н13М2Т, 08Х17Н15М3Т, 10Х17Н13М2Т, 17Х18М9, 12Х21Н5Т, 12Х17Г9АН4. Кроме вышеперечисленных марок, существуют ещё аустенитные стали и сплавы, но их затрудняется, из-за их специальных свойств.

Влияние химического состава на свариваемость аустенитных сталей

Основной тип аустенитных хромоникелевых сталей - это Х18Н10. Структура подобных сталей аустенитная, с некоторым включением дельта-феррита (около 2-7%). При содержании никеля, в количестве около 8%, аустенит частично преобразовывается в мартенсит при комнатной температуре, если сталь подвергают пластической деформации.

Жаропрочные аустенитные стали содержат в своём составе до 25% хрома, а содержание никеля может достигать 38%. Жаропрочность стали увеличивают, легируя сталь кремнием (около 1%), или алюминия.

Структуру металла сварных швов в аустенитных сталях представлена на диаграмме Шеффлера. На диаграмме видна зависимость структуры металла от эквивалентов хрома и никеля. Но, кроме элементов, указанных в диаграмме, в выражение для расчёта эквивалента никеля можно процентное содержание меди с коэффициентов 0,6 и азота с коэффициентом 10-30. А в формулу для расчёта эквивалента хрома коэффициент процентного содержания вольфрама - 0,5 и титана - 2-5.

Диаграмма Шеффлера прменяют, обычно, для условий . При использовании других видов сварки структура металла сварных швов может отличаться от той, которая показана на диаграмме.

Основной задачей для обеспечения является предотвращение образования холодных и горячих трещин. Опытным путём было установлено, что склонность металла сварного шва зависит от содержания феррита в стали. При содержании феррита в пределах 2-6% риск развития трещин существенно снижается.

Исследователь Делонг усовершенствовал диаграмму Шеффлера. Но содержание ферритной составляющей существенно изменяется при учёте процентного содержания азота с коэффициентом 30. Это необходимо учитывать для (сварка в защитных газах, сварка плавящимся электродом и неплавящимся). Поэтому, диаграмау Делонга также нельзя считать абсолютной.

Для оценки примерного содержания феррита Сефериан вывел следующее выражение: х=3*(Crэкв - 0,93Niэкв - 6,7), %

Присутствие нужного количества феррита (2-6%) позволяет решить вопрос отсутствия трещин при сварке аустенитных сталей. Но, вместе с тем, феррит понижает удлинение металла шва, снижает вязкость, повышает температуру перехода и отрицательно действует на коррозионную стойкость.

В наплавленном металле, кроме микротрещин могут образовываться и другие . И связаны они с тем, что сульфиды и окислы, имеющиеся в составе стали, не могут всплыть на поверхность жидкой сварочной ванны из-за её высокой вязкости. Поэтому, для снижения вязкости расплавленного металла рекомендуется легировать сталь кремнием в количество 0,3-0,7%.

Структурные изменения в металле при сварке аустенитных хромистых сталей

При сварке аустенитных сталей в зоне нагрева происходит рост зёрен. И происходит он более плавно, по сравнению с нелегированными конструкционными сталями. Но, если присутствует препятствие для этого в виде карбидной фазы, то рост зёрен в не происходит.

В зоне перегрева, помимо роста зёрен, растворяется карбидная фаза, в большинстве своём, это карбид Cr23 C6 . Кроме карбидов хрома образуются также карбиды других, стабилизирующих металлов - титана, ниобия и ванадия. Кроме карбидов Cr23 C6 появляются нитриды хрома Cr2 N и карбиды Cr7 C3 . Растворение части карбидов приводит к тому, что по границам зёрен формируются тонкие плёнки этих карбидов. Из-за этого сталь сильно подвержена межкристаллитной коррозии.

Этих превращений можно избежать при стабилизации стали. Но в случае применения таких видов сварки, как электрошлаковая сварки, или же сварка под флюсом (высокопроизводительная), даже стабилизация не решает проблему межкристаллитной коррозии.

Повысить прочность металла сварных швов можно с помощью добавления небольшого количества азота.

Подогрев и термообработка при сварке аустенитной стали

При сварке аустенитных сталей, предварительный подогрев, с точки зрения структурных превращений, применять не обязательно. Но, в некоторых случаях, применяют подогрев до температуры 200°С с целью уменьшить внутренние напряжения.

Величина остаточных напряжений у таких сталей достаточно большая, из-за этого возникает риск коррозионного разрушения стали. Для того, чтобы этого избежать, выполняют термообработку сварных соединений.

В случае, если необходимо только уменьшить величину внутренних напряжений, то выбирают температуру отпуска 800-850°C. Если сварные соединения контактируют со средой, которая способствует формированию межкристаллитной коррозии, то уместным будет выполнение отжига при температуре 950-1050°C. Отжиг способствует растворению карбидных плёнок.

При выполнении термообработки нужно учитывать, что стали типа Х18Н8, Х18Н8М2, Х18Н8Т, Х18Н9Б, Х25Н12, Х25Н20 имеют склонность к формированию отпускных трещин.

Газовая сварка аустенитных сталей

При аустенитных сталей рекомендуется выбирать ацетиленокислородное сварочное пламя мощностью 70-75 л/ч из расчёта на 1мм свариваемой толщины. Не рекомендуется применять окислительный , т.к. при его применении сильно выгорает хром. аустенитных сталей рекомендуется следующих марок: Св-02Х19Н9Т, Св-08Х19Н10Б. Также применяют другие марки проволоки с низким содержанием углерода, легированные титаном или ниобием. (1-6мм), диаметр проволоки выбирают равным диаметру основного металла.

Часто применяют , например, флюс марки НЖ-8. Компоненты флюса замешаны на жидком стекле и наносятся на сварные кромки изделия. Процесс сварки выполняют после полного высыхания флюса.

Сварку аустенитных сталей можно выполнять любыми , без ограничения. Состав присадочных материалов обычно выбирают аналогичным составу свариваемых сталей. Если требования к показателям коррозионной стойкости высокие, то уместным будет применение присадочного материала, не содержащего ферритной основы.

Аустенитные жаропрочные стали применяют для изготовления клапанов двигателей, лопаток газовых турбин и других «горячих» деталей реактивных двигателей - в основном для работы при 600- 700 °С.

Все аустенитные жаропрочные стали содержат большое количество хрома и никеля, а также добавки других элементов.

Аустенитные жаропрочные стали обладают рядом общих свойств - высокой жаропрочностью и окалиностойкостью, большой пластичностью, хорошей свариваемостью, большим коэффициентом линейного расширения. Тем не менее по сравнению с перлитными и мартенситными сталями они менее технологичны: обработка давлением и резанием этих сплавов затруднена; сварной шов обладает повышенной хрупкостью; полученное вследствие перегрева крупнозернистое строение не может быть исправлено термической обработкой, так как в этих сталях отсутствует фазовая перекристаллизация. В интервале 550-600 °С эти стали часто охрупчиваются из-за выделения по границам зерна различных фаз.

Аустенитные стали могут быть разделены на две группы:

1) не упрочняемые, термической обработкой, т. е. не склонные к дисперсионному твердению (условно назовем их гомогенными, хотя на самом деле они содержат вторые фазы, но в количествах, не вызывающих сильного эффекта старения):

2) упрочняемые термической обработкой и применяемые после закалки + отпуск. Упрочнение создается благодаря выделению карбидных, карбонитридных или йнтерметаллидных фаз. Способность к старению обусловлена наличием некоторых элементов (кроме хрома и никеля) в количествах, превосходящих предел растворимости.

Хром и никель - основные легирующие компоненты этих сталей. Первый определяет окалиностойкость, а никель - устойчивость аустенита. При недостатке никеля возможно частичное образование -фазы, что ухудшает жаропрочность.

Состав наиболее важных аустенитных жаропрочных сталей приведен в табл. 67. Стали первой (гомогенной) группы применяют как жаропрочные и как нержавеющие, поэтому более подробно о них будет изложено в следующей главе, здесь же мы ограничимся данными об их окалиностойкости и жаропрочности (см. табл. 68, 69).

Продолжительная выдержка при рабочих температурах (500- 700 °С) охрупчивает сталь из-за выделения избыточных фаз по границам зерен (рис. 336) и образования так называемой -фазы (сигматизация), представляющей собой интерметаллид типа Эти превращения протекают весьма медленно.

Стали второй группы, в отличие от первой, нестабильны и склонны к упрочнению вследствие распада твердого раствора (вязкость при этом снижается).

Термическая обработка этих сталей заключается в закалке при 1050-1100°С в воде и отпуске - старении при 600-750 °С. Этот отпуск - старение вызывает повышение твердости вследствие

Таблица 67. (см. скан) Состав аустенитных жаропрочных сталей (ГОСТ 5632-72), %

Рис. 336. Микроструктура аустенитиой жаропрочной стали, а - после закалки; б - после старения при 650 °С

дисперсионного твердения: избыточные фазы при старении выделяются преимущественно по границам зерен (см. рис. 336).

Конечно, цель такой термической обработки - повышение жаропрочности; аустенитные стали второй группы обладают жаропрочностью

более высокой, чем гомогенные аустенитные стали, что объясняется тонким распределением второй фазы, однако это является преимуществом только при кратковременных сроках службы; при длительных сроках службы избыточная упрочняющая фаза скоагулирует, и тогда гомогенные сплавы могут превзойти по жаропрочности дисперсионно твердеющие.

Это видно из сопоставления данных, приведенных в табл. 68 и 69.

Таблица 68. (см. скан) Свойства некоторых аустенитных сталей (гомогенных)

Таблица 69. (см. скан) Жаропрочные свойства некоторых дисперсионно твердеющих аустенитных сталей

Кроме этих сталей более или менее широкого назначения, имеются аустенитные жаропрочные стали более узкого применения: для литых деталей высокой окалиностойкости (детали печей, например реторты), листовой обшивочный материал, подвергаемый нагреву и т. д.

Составы некоторых из этих специальных жаропрочных и окалиностойких сплавов с указанием их окалиностойкости приведены в табл. 62.

Стремление к увеличению термического к.п.д. энергетических установок с ядерными энергетическими реакторами, использующими в качестве теплоносителя легкую воду и жидкие металлы, заставило обратить внимание и решать вопрос об использовании аустенитных нержавеющих сталей в качестве оболочковых материалов. Их отрицательное свойство - высокое сечение поглощения тепловых нейтронов было воспринято как зло с которым надо мириться, т.к. коррозионная стойкость этих сталей весьма высока, их стоимость значительно ниже чем у циркония; они более технологичны, чем сплавы циркония, т.к. требуют меньших затрат наиболее простых приемов при изготовлении деталей из этих сталей.

Как и в случае с Al, исторически сложилось так, что основным конструкционным материалом была выбрана хорошо изученная и опробованная в других областях промышленности аустенитная нержавеющая сталь типа 18/8 и 18/10. Эти стали коррозионно стойки в воде до 360° С и в перегретом паре до 650° С, обладая при этом достаточно хорошими механическими характеристиками. Однако, для повышения жаропрочности требуется дополнительное легирование вольфрамом или молибденом.

Совместимость сталей этого типа с ядерным топливом достаточно хорошая. Сталь 18/10 хорошо совместима с двуокисью урана до температуры 750° С, а с металлическим ураном - до 500° С.

Стали типа 18/8 и 18/10 способны пассивироваться и это обстоятельство является весьма ценным при эксплуатации.

Однако, в зависимости от внешних и внутренних факторов на этих сталях наблюдаются несколько видов коррозии - равномерная общая, язвенная, межкристаллитная, коррозия под напряжением.

Общая коррозия идет со скоростью 0,8 - 4 мк/год в воде высокой чистоты при температуре 280 - 350° С, 5 - 10 мкм/год в водяном паре до 600° С. Скорость коррозии аустенитных хромоникелевых нержавеющих сталей зависит от скорости теплоносителя и наличия ионизирующего излучения, но остается во вполне допустимых для эксплуатации пределах.

Нарушение гомогенности структуры сталей - наличие включений, трещин, раковин может привести к язвенной или точечной коррозии. Неоднородные включения путем образования микрогальванических пар также приводят к язвенной коррозии вследствие местной депассивации металла и растравливания депассивированных участков.

О вредном действии хлор - иона уже говорилось. В присутствии хлор - иона уменьшается потенциал пробоя в пассивной области.

Местная коррозия интенсивно протекает в щелях, зазорах и любых других местах возможного упаривания воды, когда количество примесей в этих местах увеличивается.

В контакте с Al нержавеющая сталь интенсифицирует процесс анодного растворения Al вследствие образования микрогальванической пары (в местах разрушения защитной окисной пленки) или контактной разности потенциалов. О способах борьбы с этим видом коррозии говорилось ранее. Аустенитная сталь может корродировать по границам зёрен (м.к.к.). Этот вид коррозии происходит преимущественно из-за того, что по границам зёрен выпадает карбид хрома. Это приводит к обеднению границ зёрен Cr, что уменьшает электрохимическую стойкость этих областей.

Следовательно, повышенное количество углерода нежелательно, т.к. он основной карбидообразователь, для предотвращения выпадения карбидов применяют легирование молибденом, но лучшие результаты даёт стабилизация титаном или ниобием.

Ti u Nb создают стойкие карбиды, вследствие чего не происходит обеднение границ зёрен хромом. Т.е. Ti u Nb "забирают" C на себя и не дают ему соединиться с Cr.

В то же время, азотосодержащие стали следует легировать Nb, т.к. Ti идет на образование нитридов. Кроме того в тонкостенных трубах

(толщины менее < 0,5 мм) Ti может давать карбиды, размеры которых могут быть почти соизмеримы с толщиной стенки трубы.

Ещё один способ борьбы с МКК - термообработка 1-3 часа при

t = 800 - 870° C для максимального связывания углерода в карбиды равномерно по объему зерна и выравнивания концентрации Cr за счет высокой диффузии.

Сварные швы - тоже узкое место, т.к. в пришовной зоне термического влияния происходит карбидообразование по границам зёрен и эта зона становится склонной к коррозионному растрескиванию.

МКК развивается обычно на сталях в кислых средах и при наличии кислорода (более 0,1-:-0,3 мг/кг). Существуют гостированные методы для проверки склонности стали к МКК: так называемые методы АМ и Б.

Метод АМ - кипячение 24 часа в смеси серной кислоты, медной стружки и медного купороса.

Затем образцы изгибают на 90° по радиусу, зависящему от толщины образца. Наличие трещин свидетельствует о склонности к МКК.

Готовые изделия проверяются анодным травлением участка поверхности (метод Б). Если при увеличении в 10 - 30 раз видна сетка протравленных границ зёрен то считают, что металл склонен к МКК. Но этот метод несколько субъективен.

Наиболее опасный вид коррозионного разрушения на аустенитных хромоникевых сплавах - коррозионное растрескивание КР.

КР появляется при наличии механических напряжений и коррозионно - агрессивной среды. На возникновение КР влияют очень многие факторы.

В первую очередь - степень пластической деформации - наклёпа, ибо растягивающие напряжения от наклепа, складываясь с действующими растягивающими напряжениями, могут усилить скачком растрескивание.

Следовательно, необходимо обеспечить полное снятие наклепа.

На КР также влияет структура стали. Так в 18 / 8 при холодной прокатке образуется феррит (в небольшой части). Объем феррита > объема аустенита, из которого образовался феррит, это приводит к возникновению в металле местных механических напряжений, способствующих КР. Следовательно, надо всеми известными способами обеспечить структурную устойчивость аустенитной нержавеющей стали.

Особо опасные стали с двухфазной структурой, у которых даже при небольшой деформации происходит выпадение феррита.

Кроме того, в некоторых сталях при определенных видах термообработки появляется магнитная a - фаза по границам зёрен в виде сплошной сетки.

Как отмечалось, огромную роль играет состав коррозионной среды, и в первую очередь наличие хлорид - ионов и кислорода.

Причем, если строго прослеживается зависимость от концентрации хлоридов, то кислородная концентрация не столь важна, но важен сам факт присутствия кислорода. Поэтому реакторная вода и подпиточная вода строго нормируются по содержанию хлорид - иона (0,1 - 0,5 мг/кг.). Наиболее опасными участками для КР участками являются места с переменным увлажнением.

Если вспомнить историю отечественного прямоточного котлостроения, то видно, что парогенераторы на давление 30 - 50 кг/см^2 "горели" вследствие плохой растворимости солей в паре этих давлений и выпадении их на поверхностях нагрева, т.е. с повышением концентрации Cl с накапливанием его.

Этот опыт необходимо помнить и использовать сейчас, т.к. такие ошибки повторяются и в современном проектировании энергетического оборудования.

Коррозионное растрескивание происходит и в паре, содержащем O2 и ион хлора.

В настоящее время делаются успешные попытки объяснить коррозионное растрескивание перемещением и блокированием перемещения дислокаций.

В общем виде эта теория сводится к расчету времени, в течение которого дислокация, перемещаясь от места возникновения к границе зерна, останавливается, заблокированная.

Т.е. t = L / u

где t - время, L - размер зерна, или путь дислокации до блокирования, u - скорость перемещения дислокаций.

Вся сложность в определении скорости от внутренних факторов. Точностью предпосылок и определяются успехи отдельных попыток рассчитать время устойчивой работы готового изделия.

Аустенитные нержавеющие хромоникелевые стали склонны еще к одному, пока малообъяснимому, типу разрушений - щелочной хрупкости - ухудшению механических свойств сталей в среде с повышенным содержанием щелочи.

В связи с большой величиной сечения поглощения тепловых нейтронов аустенитные нержавеющие стали предпочтительнее применять в реакторах на быстрых нейтронах.

Вообще говоря воздействие расплавов металлов на сталь весьма специфично, и не похоже не на электрохимическую и химическую коррозию.

Основную разрушающую силу в жидкокристаллических теплоносителях приобретает перенос массы. Это явление заключается в растворении отдельных компонентов, насыщении этими компонентами расплав с высокой температурой и выпадении в осадок из расплава с более низкой температурой, т.е. при перенасыщении.

Следовательно, у этого процесса 2 стороны: разрушение металла в зоне высокой температуры и сужение проходных сечений в зоне низких температур.

При увеличении скорости прокачки металла скорость растворения сталей увеличивается (примерно в степени 0,8).

Для тяжелых жидких металлов характерно эррозионное действие.

Кроме того в эвтектике Pb - Bi происходит вымывание углерода из перлитной стали и науглероживание аустенитной, т.е. выравнивание концентрации углерода. Это приводит к изменению механических свойств аустенитной стали.

Этот же расплав вымывает Ni u Cr их стали типа 18 / 8, что тоже изменяет её свойства.

Сталь типа 18 / 8 весьма стойка в эвтектике Na - K . В ней при содержании кислорода 0,002 % глубина коррозионного поражения составляет

2 - 3 мкм /год. Следовательно надо бороться с содержанием кислорода, т.е. надо очищать от кислорода жидкий металл.

Кроме того, для эксплуатации в жидком металле необходимо брать стали с минимальным содержанием углерода, а сам расплав периодически очищать от него. Кроме углерода, Ni u Cr, переносится а также Fe; причем этот процесс сопровождается МКК сталей. Скорость МК поражений достигает 250 мкм/год и зависит от содержания кислорода в Na.

Резкий скачок в скорости МКК наблюдается при концентрации кислорода 0,05 %, т.к. окислы, образующиеся на поверхности могут растворяться в расплаве.

Коррозионная стойкость жаропрочных сталей, применяемых при t = 700° С может быть повышена легированием Al до 30 % ат.

Применение тугоплавких материалов при t = 800° C в общем не спасает положение, если в расплаве присутствует кислород.

Повышенная концентрация Li весьма коррозионно агрессивна к сталям и вымывает Ni; O u N "помогают" Li в этом "черном деле".

С точки зрения наличия ионизирующего излучения аустенитные хромоникеливые стали подвергаются радиационному охрупчиванию т.е. повышению прочности и понижению пластичности.

Этот вид последствий облучения весьма опасен, особенно если принять во внимание термическую науку, напряжения, вибрацию и т.д. Способствуют разрушению материала при этом виде коррозионного воздействия образование интерметаллических фаз.

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;