Аргонодуговую сварку неплавящимся электродом всегда выполняют на прямой полярности, поэтому анод расположен на основном металле. В результате существенно увеличивается глубина и уменьшается ширина проплавления основного металла. Открываются дополнительные возможности уменьшения перегрева околошовной зоны и улучшения структуры металла шва вследствие ускорения его кристаллизации и благодаря микролегированию через флюс-пасту металла шва титаном, цирконием, церием и др. Особо высокое качество сварных соединений можно получить при двухслойной или трехслойной аргонодуговой сварке вольфрамовым электродом с применением флюсов-паст в первом слое и поперечных перемещений электрода во втором и третьем.

Следует особо отметить принципиальное значение флюсов-паст для аргонодуговой сварки неплавящимся электродом рафинированных сталей. Как показали опыты, глубина проплавления рафинированных сталей значительно меньше (примерно в 1,2 раза), а ширина швов более чем в 2 раза больше по сравнению с этими показателями сталей обычной выплавки. Повышение силы сварочного тока без изменения глубины проплавления увеличивает лишь ее ширину. Кроме того, увеличивается перегрев металла в околошовной зоне.

Причиной уменьшения глубины проплавления рафинированных сталей при аргонодуговой сварке является низкое содержание в них кислорода и серы. В результате усиливается влияние легкоионизируемых паров анода, дуга расширяется, температура плазмы и плотность тока в прианодной области снижаются, что ослабляет концентрацию дугового нагрева. Эти неблагоприятные для проплавления основного металла изменения в дуговом разряде полностью устраняются с помощью флюсов-паст. Больше того, эти флюсы позволяют получить на рафинированных сталях более концентрированный дуговой нагрев, чем при сварке сталей обычной выплавки.

Описанный способ аргонодуговой сварки с применением флюсов-паст открыл возможность широкого использования рафинированных сталей для изготовления тонколистовых сварных конструкций.

Такие стали отличаются весьма низким содержанием серы (0,002%) и кислорода (0,001%). Столь глубокое рафинирование достигается путем применения электрошлакового, электронно-лучевого и других видов переплава, а также при дополнительном рафинировании стали в ковше синтетическими шлаками. Рафинированные стали идут на изготовление особо ответственных конструкций и, прежде всего, тяжелонагруженных сварных конструкций из среднелегированных высокопрочных сталей. Рафинирование позволяет повысить надежность конструкций при самых тяжелых условиях эксплуатации и улучшает некоторые показатели свариваемости: сопротивление образованию трещин, пор, хрупких разрушений. Ухудшаются только показатели проплавления рафинированных сталей при аргонодуговой сварке неплавящимся электродом.

Сварка в защитных газах с успехом применяется также для соединения металла средней и большой толщины. Отсутствие толстой шлаковой корки на поверхности шва позволяет выполнять многопроходную сварку при каскадном расположении слоев, сокращать до минимума перерывы между наложением отдельных слоев, а также осуществлять многодуговую сварку при большом расстоянии между дугами. В ряде случаев эта особенность сварки в защитных газах позволяет отказаться от предварительного подогрева.

Электрошлаковая сварка. Сварные соединения толстолистовых конструкций из среднелегированных сталей, подвергающиеся последующей термообработке, наиболее целесообразно выполнять электрошлаковой сваркой. Наряду с высокой производительностью и экономичностью сварочных работ при этом обеспечивается и высокое качество сварных соединений, главным образом благодаря высокой стойкости металла околошовной зоны и шва против образования трещин. Однако при неблагоприятных условиях при электрошлаковой сварке могут возникать кристаллизационные трещины в металле шва, а также горячие и холодные трещины типа отколов в участке перегрева околошовной зоны.

Трещины-отколы возникают преимущественно в начале шва особенно после возобновления прерванного процесса сварки, а также при большой жесткости соединяемых элементов. Эти трещины, как правило, образуются через несколько часов по окончании сварки. Их образование можно предотвратить, если соединения сразу же после сварки подвергнуть высокому отпуску. Способствует предупреждению трещин и некоторое замедление процесса сварки, достигаемое путем уменьшения силы сварочного тока и увеличения ширины шва.

Для предупреждения образования отколов при сварке жестко-закрепленных элементов применяют предварительный подогрев начального участка или всего шва. Предварительный подогрев до температуры 150 - 200 °С необходим для предупреждения образования отколов и горячих трещин при сварке замыкающего участка круговых швов толстостенных сосудов толщиной более 100 мм.

Характер образования горячих трещин в околошовной зоне среднелегированных сталей не отличается от характера образования подобных дефектов при сварке сталей других типов. Наиболее действенной технологической мерой предупреждения подобных дефектов является применение режимов сварки, обеспечивающих получение широких швов с глубоким проплавлением свариваемых кромок. Такие режимы характеризуются повышенным напряжением сварки. Ограничения перегрева в околошовной зоне и предупреждения образования грубо-кристаллической структуры в металле шва можно достигнуть также следующими приемами: 1) уменьшением зазора между кромками, использованием сварочных проволок малых диаметров (1,6 - 2 мм) и больших вылетов электрода; 2) осуществлением выделения основной части энергии в зоне сварки непосредственно у ползунов и ускорением в результате этого охлаждения соединения. В отдельных случаях такое ускорение охлаждения достигается путем опрыскивания соединения водой при помощи специального устройства; 3) прерывистой подачей энергии в зону сварки при помощи специальных прерывателей. При этом обеспечивается минимальное, но достаточное проплавление свариваемых кромок, а ширина участка перегрева уменьшается.

Особое внимание уделяется металлургическому направлению исследований проблемы отказа от высокотемпературной термообработки соединений, выполненных электрошлаковой сваркой. Сущность этого направления состоит в изыскании рационального легирования сталей и сварочных проволок, а также выборе составов сварочных флюсов, позволяющих получать достаточно высокие механические свойства околошовной зоны и металла шва без применения высокотемпературной термообработки. Проведенные в ИЭС им. Е. О. Патона исследования применительно к стали 12ХМ показали перспективность рафинирования и микролегирования основного металла церием, алюминием и титаном, а также повышенного легирования хромом и дополнительного легирования марганцем и никелем. Механические свойства металла шва можно повысить, дополнительно легируя его небольшими количествами циркония и применяя флюс АН-22 взамен флюса АН-8. При этом повышение механических свойств достигается в основном за счет улучшения первичной и вторичной структуры металла шва, а также вследствие уменьшения количества и улучшения состава и распределения неметаллических включений.

Для упрочнения и удешевления изготовления сварных конструкций при помощи электрошлаковой сварки используют местную термообработку. Газопламенные или индукционные нагреватели располагают с одной стороны при термообработке соединений толщиной до 80 мм и с двух сторон - толщиной до 160 мм. По механическим свойствам соединений местная термообработка не уступает печной.

Благодаря применению рассмотренных методов непрерывно расширяется номенклатура ответственных сварных конструкций, изготовляемых электрошлаковой сваркой без высокотемпературной обработки вообще или же при замене печной обработки местной термообработкой соединений.

Электронно-лучевая сварка. Этот вид сварки целесообразен во всех случаях, когда необходимо с высокой производительностью и при ограниченной термообработке получить сварные соединения, равнопрочные (равноценные) с основным металлом - высококачественной металлургически и термически улучшенной среднелегированной сталью. Соединения, сваренные электронным лучом, отличаются высокой стойкостью против образования холодных трещин, а также минимальной величиной сварочных деформаций. Отмеченные преимущества способа обусловлены высокой концентрацией и большой скоростью нагрева, кинжальной формой проплавления основного металла, большими скоростями кристаллизации и охлаждения сварочной ванны и сварного соединения в целом. Погонная энергия однопроходной электроннолучевой сварки в несколько раз меньше, чем при других видах сварки плавлением. Так, в случае стыкового соединения металла толщиной 30 мм она составляет примерно 12,5 кДж/см при электронно-лучевой и 125 кДж/см при дуговой сварке под флюсом. Благодаря большим скоростям нагрева и охлаждения в электронно-лучевых соединениях формируется весьма мелкозернистая структура металла шва и предельно ограничиваются перегрев и разупрочнение околошовной зоны. Ширина столбчатых кристаллитов и ликвационных прослоек по их границам при электронно-лучевой сварке значительно меньше, чем при дуговой однопроходной сварке стали такой же толщины.

При электронно-лучевой сварке термоупрочненных сталей сварные соединения практически равноценны основному металлу, тогда как при аргоно-дуговой сварке эти соединения имеют значительное разупрочнение. При других способах сварки плавлением таких показателей достичь также не удается. Указанная разница в свойствах еще более резко проявляется при испытании соединений в условиях двухосного растяжения и при оценке конструктивной прочности соединений. В связи с этим весьма показательны результаты испытаний сварных соединений стали ЗОХГСНА, выполненных электронно-лучевой и другими способами сварки, на повторно-статический изгиб. Эти испытания показали, что качество соединений, выполненных электронно-лучевой сваркой, значительно превосходит таковое при других способах сварки и практически равноценно основному металлу.

К трудностям электронно-лучевой сварки среднелегированных сталей средних и больших толщин относится чувствительность к повышенному содержанию в основном металле углерода, легирующих элементов и газов, в частности кислорода. Так, например, при сварке сталей толщиной более 30 мм с содержанием более 0,2 % С в швах возникают кристаллизационные трещины. Если содержание кислорода в стали превышает 0,02 %, электронно-лучевая сварка становится практически невозможной из-за повышенного разбрызгивания жидкого металла и образования пор в шве. В то же время при сварке сталей толщиной до 25 мм при соответствующем выборе режима сварки обеспечивается качественное соединение без пор и трещин даже при содержании 0,3 % С (например, сварка трубчатых узлов из стали ЗОХГСНА).

При больших толщинах основного металла особо существенное значение приобретает точность ведения луча по стыку, так как вследствие кинжальной формы проплавления незначительное смещение луча от линии сварки или небольшой его перекос приводит к образованию непроваров.

Глава 5. Технология сварки высоколегированных сталей

Условно к этой группе сталей относятся стали с суммарным содержанием легирующих элементов более 10 %. Практически в таких сталях содержание легирующих элементов доходит до 50%. В зависимости от главного легирующего элемента все высоколегированные стали разделяют на 3 основные подгруппы:

Высоколегированные высокохромистые стали 11Х13, 15Х11МФ и др.

Высоколегированные аустенитные стали 15Х25Н12М3 и др.

Высоколегированные марганцовистые стали Г13, 45Г17Ю3 и др.

5.1 Технология сварки высокохромистых сталей

Высокохромистые стали широко применяется в промышленности, и свойства их носят самый разнообразный характер. Поэтому сначала рассмотрим влияние хрома на структуру и свойства хромистых сталей и их классификацию.

Хром (Cr) является основным ферритообразующим элементом. Он упрочняет б - решетку, т.е.решетку кубическую объемно-центрированную. Диаграмма состояния Fe - Cr выглядит следующим образом (рис. 19), т.е. при содержании Cr >12 % имеем уже однофазную структуру, закалка которой уже не возможна, при любой скорости охлаждения. Но эта диаграмма двойная, т.е. диаграмма системы Fe - Cr. В сталях же всегда присутствует некоторое количество углерода, являющегося сильным аустенитизатором. Поэтому при введении в систему Fe - Cr углерода область г -Fe резко сдвигается вправо (рис. 20).

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Рис. 19. Структурная диаграмма системы Fe - Cr

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Т, ⁰С

Рис. 20. Смещение петли г-растворов в системе Fe - Cr - С в зависимости от содержания хрома и углерода

В связи с этим в зависимости от количества хрома в таких сталях они могут быть весьма чувствительными к закалке при быстром охлаждении, склонны к частичной закалке или являться не закаливающими. Все хромистые стали подразделяются еще на 3 подгруппы по структуре:

Высокохромистые (12-13% хрома) мартенситные стали 2Х13, 13Х11Н2ВМФ и др. имеют повышенное содержание углерода, некоторые из них дополнительно легированы никелем. Углерод, никель и др. аустенитообразующие элементы расширяют область - растворов и способствуют практически полному мартенситному превращению в процессе охлаждения. Применение для закаленной стали отжига при температуре ниже точки А_С3 способствует отпуску структур закалки и возможности получения весьма благоприятного сочетания механических свойств - одновременно высоких значений прочности, пластичности и ударной вязкости. Ферритообразующие элементы (Mo, V, Nb, W) вводят для повышения жаропрочности сталей. Если обычные 12 %-ные хромистые стали имеют достаточно высокие механические свойства при температурах до 500 ⁰С, то сложнолегированные на этой основе стали обладают высокими характеристиками до 650 ⁰С и используются для изготовления рабочих и направляющих лопаток, дисков паровых турбин и газотурбинных установок различного назначения.

2. Высокохромистые мартенситно - ферритные стали марок 08Х13, 12Х13, 20Х13, 08Х14МФ, 15Х11МФ и др. несмотря на отрицательное влияние - феррита на пластичность и ударную вязкость находят довольно широкое применение для изготовления химических аппаратов и энергетического оборудования. Сварные детали из стали 08Х13 применяют в основном для изготовления внутренних устройств химических аппаратов и энергетического оборудования, не подлежащих контролю надзорных органов за безопасной эксплуатацией. Сталь 08Х14МФ применяется на предприятиях энергетического машиностроения, в основном в виде труб для изготовления теплообменного оборудования, работающего при температурах до 350 ⁰С. Стали 12Х13 и 20Х13 с повышенным содержанием углерода используются для изготовления деталей различных турбин и насосов с температурой эксплуатации до 500 ⁰С. Сталь марки 14Х17Н2 со значительно большим содержанием хрома, но имеющая мартенситно-ферритную структуру благодаря дополнительному легированию никелем, отличается высокой коррозионной стойкостью, не склонна к межкристаллитной коррозии (МКК) и применяется для внутренних устройств оборудования АЭС.

3. Высокохромистые ферритные стали, содержащие >16% хрома и имеющие структуру феррита (15Х25Т, 15Х28, 08Х17Т и др.) являются перспективными конструкционными материалами. По сопротивляемости коррозии ферритные стали не уступают хромоникелевым аустенитным сталям, значительно превосходят их по стойкости к коррозионному растрескиванию. При дополнительном легировании алюминием и кремнием хромистые ферритные стали 08Х23С2Ю (сихромаль 12) и ЭП904-ВИ могут быть использованы для изготовления оборудования, работающего при температурах до 1200 ⁰С. Широкое применение ферритных сталей позволило бы решить проблему дефицита никеля путем замены ими распространенных в настоящее время аустенитных сталей.

Одним из важнейших технологических свойств для высоколегированных сталей является их свариваемость. Хромоникелевые стали при соблюдении соответствующей технологии свариваются без ограничения всеми видами сварки и имеют хорошие свойства сварных соединений в широком диапазоне температур. Высокохромистые стали обладают ограниченной свариваемостью [1-9]. Характерной трудностью при сварке высокохромистых сталей мартенситного и мартенситно - ферритного класса является склонность к образованию холодных трещин. В соответствии с этим технология их сварки базируется на предотвращении холодных трещин: подогрев (общий или местный) перед сваркой; термообработка после сварки; рациональный термический цикл; применение аустенитных и аустенитно-ферритных электродов, когда невозможна термообработка.

Основной проблемой при сварке сталей ферритного класса является охрупчивание сварных соединений, вызванное следующими явлениями:

1. В участке перегрева зоны термического влияния имеет место необратимый рост зерна и связанное с ним резкое падение пластических свойств, особенно ударной вязкости;

2. Охрупчивание, обусловленное дисперсионным упрочнением карбонитридами или -фазой, а также диффузионным распылением твердого раствора. Резкое охрупчивание при сварочном нагреве сталей ферритного класса с повышенным содержанием углерода и азота обусловлено, прежде всего, выделениями на матрице и границе зерен большого количества дисперсных карбонитридов.

Охрупчивание хромистых ферритных сталей возможно не только при высокотемпературном нагреве, но и в интервалах 550 - 850 и 400-550 ⁰С, способствующих образованию -фазы и явлению 475 - градусной хрупкости. Охрупчивание, развивающееся в хромистых ферритных сталях в процессе охлаждения от 550 ⁰С или выдержки вблизи 475 ⁰С, относят к одной из разновидностей процесса дисперсионного твердения путем образования когерентно связанных с матрицей комплексов, обогащенных хромом. У сталей ферритного класса возможно проявление и обратимой хрупкости, развивающейся в процессе охлаждения. В интервале 550-850 ⁰С возможно образование карбонитридов. Охрупчивание хромистых ферритных сталей при нагреве в районе 475 ⁰С проявляется в две стадии. Первая стадия процесса охрупчивания, характерная при коротких выдержках, например, для термического цикла сварки, может быть связана с выделением дисперсных карбонитридов. Наряду с влиянием карбонитридов охрупчивание хромистых сталей возможно и в результате собственного явления хрупкости при 475 ⁰С. Однако это явление не характерно для сварочного нагрева, так как начинает проявляться при значительно больших выдержках при эксплуатации.

3. Появление хрупкости при снижении температуры ниже Т_кр является характерным свойством металлов и сплавов с ОЦК - решеткой. Атомы с ОЦК-решеткой, в отличие от ГЦК-металлов, имеют большой дефицит электронов в подооболочке d, что обуславливает наличие в решетке двух компонентов связи: металлической (взаимодействие коллективизированных электронов с периодическим полем решетки) и гомеполярной (валентные связи в результате спинового расщепления, перекрывание и обменное взаимодействие внешних оболочек ионов).

При легировании железа (3s²p⁶d⁶4s²) хромом (3s²p⁶d⁵4s¹) наблюдают повышение склонности к хрупкому разрушению, очевидно вследствие возрастания дефицита электронов и количества гомеполярных связей. Молибден, вольфрам, титан, цирконий, ванадий, отличающиеся большим дефицитом электронов в подоболочке d, также отрицательно влияют на вязкость ферритных сталей.

Легирующие металлы с ОЦК - решеткой VI группы периодической системы Д.И. Менделеева: хром, молибден, вольфрам обладают ничтожной растворимостью примесей внедрения (10^-4 % ), резко охрупчивающих эти металлы. Поэтому легирование ими сталей в значительных количествах сообщает указанное свойство (чувствительность к примесям внедрения) легируемому металлу. Кроме отмеченных трудностей, все высокохромистые стали склонны к межкристаллической коррозии при нагревах > 950 ⁰С. Высокие технологические свойства и свариваемость хромистых ферритных связей могут быть достигнуты следующими мерами: 1) снижением содержания углерода и азота (в сумме) в основном металле 0,04%, в сварочных материалах 0,015%; 2) применением технологии сварки, обеспечивающей уменьшение перегрева и роста зерна, в том числе за счет уменьшения погонной энергии; 3) применением подогрева до температур выше температур перехода металла в хрупкое состояние. Такой предварительный подогрев позволяет уменьшить градиент температур отдельных участков, уменьшает влияние остаточных сварочных напряжений.

Разработан ряд марок сталей с пониженным содержанием углерода и азота, обладающих высокими технологическими свойствами (01Х25Б, 01Х18Н142Б, 01Х18ЮЗБ).

Изучено влияние термических циклов сварки ферритных сталей, содержащих 15, 20 и 30 % Сг, на критическую температуру хрупкости металла околошовной зоны. Стали, выплавленные вакуумно-индукционным способом и имеющие низкое содержание углерода и азота, могут использоваться для сварных соединений: их критическая температура лежит ниже комнатной.

Сварка высокохромистых мартенситных сталей. Для сварки этих сталей применяются как ферритные хромистые электроды, обеспечивающие в наплавленном металле содержание хрома на уровне основного металла (ЭФ -Х13), так и аустенитные электроды. Так как стали этого типа склонны к резкой закалке в ОШЗ, то сварка их производится с обязательным предварительным подогревом, величина которого рассчитывается по обычной методике. При этом ориентируются на вторую критическую скорость охлаждения V_кр2 , т.е. идут на частичную закалку. Температуру подогрева повышают с увеличением склонности к закалке (в основном с увеличением содержания углерода в стали) и жесткости изделия. При V_охл<< V_кр1 очень сильно растет зерно в ОШЗ. Поэтому после сварки необходимо провести термообработку для восстановления свойств частично закаленной ОШЗ. Практически величина предварительного подогрева составляет 300-400 ⁰С. После сварки обязательно охлаждение изделия на спокойном воздухе до Т = 120 - 100 ⁰С (так называемое “подстуживание”). Затем осуществляется термообработка по режиму:

Нагрев в печи до 720-750 ⁰С.

Выдержка при этой температуре ~5 минут на каждый миллиметр толщины изделия (но не менее 1 час).

Охлаждение вместе с печью до ~600 ⁰С.

Охлаждение на спокойном воздухе.

Подстуживание необходимо для прохождения мартенситного превращения с последующим отпуском до получения сорбита. Если же сразу термообрабатывать с температуры предварительного подогрева - шов будет иметь грубую ферритно - карбидную структуру.

Такие же результаты могут быть получены, если при температуре 120-100 ⁰С дать металлу в районе сварных соединений «отдых» (изотермическую выдержку) в течение 10 ч. Тогда изделие может быть охлаждено далее до комнатной температуры и вылеживаться до термообработки в течение достаточно длительного времени. Трещин после такого отдыха не наблюдается, а структура и свойства после термообработки - отпуска получаются оптимальными.

С помощью такой сложной технологии получаем равнопрочное сварное соединение и обеспечиваем жаропрочность.

Когда не требуется полная равноценность свойств, а необходимо, например, сохранить коррозионную стойкость, то можно упростить технологию сварки этих сталей путем применения аустенитных хромоникелевых электродов. В этом случае сварку также производят с предварительным подогревом до тех же температур, но последующая термообработка уже не производится, т.к. это может привести к потере коррозионной стойкости металла шва.

Сварка высокохромистых мартенситно - ферритных сталей Так как эти стали также склонны к закалке в ОШЗ, то они тоже свариваются с предварительным подогревом, но уже порядка 200-300 ⁰С. Остальные операции после сварки аналогичны операциям при сварке высокохромистых мартенситных сталей:

подстуживание 120-100 ⁰С;

нагрев в печи 750-780 ⁰С;

выдержка при этой температуре ~5 минут на каждый миллиметр толщины изделия (но не менее 1 час);

охлаждение на спокойном воздухе.

При этом используют электроды, обеспечивающие легирование, соответствующее основному металлу, например типа ЭФ-Х17. Применение аустенитных хромоникелевых электродов не целесообразно в связи с тем, что они не обеспечивают равноценной коррозионной стойкости и вызывают возникновение электрохимической коррозии на границе «шов - основной металл» при контакте с кислотосодержащими средами.

Сварка высокохромистых ферритных сталей . Как правило, такие стали содержат не менее 25 % Cr (15Х25Т, Х28) и обладают однофазной ферритной структурой, не имеют структурных превращений в твердом состоянии и при сварке не закаливаются. Эти стали жаростойкие, т.е. они обладают окалиностойкостью - минимальным окислением при высоких температурах. На свариваемость этих сталей оказывают влияние следующие ее свойства.

Стали этого типа обладают очень малой пластичностью в холодном состоянии.

Эти стали весьма склонны к росту зерна при высокотемпературной обработке, в том числе и в результате сварочного нагрева в ЗТВ и металле швов ( при их составе, аналогичном ферритным сталям). При крупном зерне такие стали теряют пластичность и вязкость при комнатных и более низких температурах.

Поэтому эти стали свариваются с обязательным подогревом, но величина его относительно не велика - 200-250 ⁰С. Этим самым уменьшается локальность нагрева, увеличивается пластичность (из-за увеличения Т), запаса которой должно хватить при остывании. В тоже время предварительный подогрев может вызвать нежелательный рост зерна. Но все же сварку ведут с подогревом, но “похолоднее” (меньше q_п ), короткими участками, с большими перерывами, тонкими электродами на малых токах. Наиболее распространены ручная дуговая сварка покрытыми электродами и механизированная в защитном газе. Для малых толщин иногда применяют аргонодуговую сварку неплавящимся электродом.

Для сварки используются электроды типа ЭФ-Х25 и др., а также сварочные материалы, позволяющие получить металл шва, по составу подобный основному. Для увеличения степени пластичности металла шва при сохранении окалиностойкости применяют аустенитные сварочные материалы. В этом случае шов имеет аустенитно - ферритную структуру, иногда с большим содержанием ферритной составляющей.

После сварки производят термообработку при 700-800 ⁰С для снятия остаточных сварочных напряжений и некоторого повышения пластичности.

Если по условиям эксплуатации не требуется обеспечение высокой окалиностойкости и пластичности, применяют низконикелевые электроды типа ЭФ-Х17АН3.

Мы рассмотрели много марок сталей - одни из них свариваются с подогревом, другие без. Чтобы привести это в систему, можно использовать простое правило:

Если сталь закаливающаяся, то ее сваривают с подогревом;

Если сталь не закаливающаяся, то, как правило, без подогрева.

Из этого правила есть два исключения:

Среднелегированные броневые стали - закаливающиеся - однако свариваются без подогрева (он все равно бесполезен).

Высоколегированные хромистые ферритные - не закаливающиеся - однако свариваются с предварительным подогревом для увеличения запаса пластичности.

5.2 Технология сварки высоколегированных аустенитных сталей

Высоколегированные аустенитные хромоникелевые стали (12Х18Н10Т, 20Х23Н18, 09Х14Н19В2БР и др.) имеют повышенное содержание основных легирующих элементов - хрома и никеля, придающие им соответствующую структуру и свойства: коррозионностойкость, жаростойкость, жаропрочность. Для сокращения высоколегированные аустенитные хромоникелевые 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.

Почти все аустенитные хромоникелевые стали обладают высокой пластичностью не только при комнатных и повышенных температурах, но и при низких. Все они имеют высокую коррозионную стойкость в агрессивных средах. Недаром их называют нержавеющими. Рассмотрим диаграмму состояния ( рис. 21) системы железо (Fe) - никель (Ni).

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Т, ⁰С Ж

Рис. 21. Структурная диаграмма системы Fe - Ni

Видно, что никель (Ni) является аустенитообразующим элементом и довольно сильным. При содержании Ni > 5% получаем аустенит при всех температурах. При введении в систему Fe - Ni еще и хрома (Cr) картина несколько меняется. Тройная диаграмма Fe - Cr - Ni выглядит примерно так (рис. 22).

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Таким образом, стали содержащие >7% Ni, являются аустенитными. Отсутствие превращения аустенита в мартенсит упрощает технологию сварки: нет необходимости в предварительном подогреве и последующей термообработки.

Cr б+г+у

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Fe

Рис. 22 Структурная диаграмма системы Fe - Ni - Cr

Вместе с тем однофазная аустенитная структура предопределяет ряд технологических трудностей, основными из которых являются:

Возникновение склонности к межкристаллитной коррозии (МКК) под действием термического цикла сварки (ТЦС).

Повышенная склонность к образованию горячих трещин (ГТ) в металле шва и ОШЗ.

Для повышения сопротивляемости образованию горячих трещин в настоящее время применяется:

Создание двухфазной структуры металла шва (аустенитно-ферритной, аустенитно-карбидной).

Легирование элементами, снижающими склонность металла шва к горячих трещин при температурах, близких к температуре солидуса.

Снижение содержания вредных, в том числе ликвирующих, примесей за счет использования чистых сварочных материалов.

Влияние ТЦС на возникновение склонности к МКК и меры ее предотвращения. Обычно аустенитные хромоникелевые стали содержат углерода порядка 0,06 - 0,14 %, а растворимость углерода в хромоникелевом аустените при комнатной температуре не превышает 0,02 % . Следовательно, такие стали представляют собой пересыщенный твердый раствор углерода в хромоникелевом аустените, образующийся в результате быстрого охлаждения.

При нагревании до определенной температуры (400-800 ⁰С) углерод выделяется из твердого раствора и становится химически активным элементом. В данной системе наибольшим средством к углероду обладает хром. Поэтому по границам зерен и вблизи границ образуются карбиды хрома (рис.23).

До нагрева После нагрева

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Рис. 23. Структура аустенитной стали до и после нагрева в интервале температур 400 - 800 ⁰С

Эти карбиды имеют сложный состав (Cr_nС_m) и содержат значительное количество хрома. В результате сталь теряет свою пластичность, а сами границы зерен обедняются хромом. Сталь, содержащая меньше 12 % хрома теряет свою способность противостоять агрессивным средам, т.е. подвержена МКК, которая, развиваясь по границам зерен, распространяется в толщину металла. Металл, пораженный МКК, разрушается под действием даже незначительных нагрузок. Скорость выделения карбидов хрома возрастает с ростом температуры и временем выдержки. Соответственно увеличивается и склонность к МКК. Особенно интенсивно карбиды хрома образуются при Т = 680-780 ⁰С (рис. 24).

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Т

Рис. 24. Схема влияния температуры и времени выдержки на склонность аустенитных сталей к МКК

При температуре ниже 400 ⁰С диффузионная подвижность углерода мала, с повышением температуры она увеличивается. При дальнейшем увеличении температуры имеют место два равновесных процесса - выпадение и повторное растворение углерода, т.к. с увеличением температуры растворимость углерода в аустените увеличивается. При Т > 900 ⁰С карбиды хрома вновь растворяются, углерод переходит в твердый раствор, возникает так называемая «повторная» стойкость к МКК. Понятно, что при V₁ -МКК нет, а при V₂ - МКК есть. Поэтому такие стали необходимо варить на жестких режимах (при малых q_n) и без предварительного подогрева. Если можно - даже с принудительным охлаждением.

Основными металлургическими путями предотвращения восприимчивости металла к МКК являются:

Увеличение содержания хрома - недостаток этого пути: увеличение себестоимости и появление хрупкости в результате присутствия карбидов.

Уменьшение содержания углерода (сложно).

Введение стабилизирующих элементов, имеющих большее средство к углероду, чем хром и образующих наиболее устойчивые карбиды (титана, ниобия, тантала).

Обеспечение аустенитно-ферритной структуры - необходимое количество ферритной фазы (3-8 %) в аустенитном шве обеспечивается дополнительным легированием сварных швов хромом, кремнием; а иногда молибденом и ванадием.

При этом (при наличии феррита) общая протяженность границ зерен увеличивается, а общее количество карбидов должно сохраниться, кроме того, в двухфазном металле карбиды выделяются по границам ферритных зерен, где содержание хрома выше, чем в аустените. Ферритные зерна, расположенные между аустенитными, работают как шпонки и упрочняют металл. Однако такой способ не применим при избирательной коррозии феррита. Все эти металлургические факторы уменьшают восприимчивость к МКК.

К технологическим фактором, как уже упоминалось, относится уменьшение времени пребывания металла шва и ОШЗ в интервале опасных температур (680-780 ⁰С), что достигается в большинстве случаев уменьшением q _n .

Фактическое время пребывания металла шва и ОШЗ в интервале «опасных» температур обозначим ф. При ф > ф_кр - межкристаллитная коррозия возникает, а при ф < ф_кр - МКК нет.

Последнее и есть основное условие, которое необходимо обеспечить при сварке. Из практики (с некоторым запасом) установлено, что если

ф_кр/ ф ?1,45, то МКК не возникает. Время пребывания металла шва и ОШЗ при опасных температурах поддается расчету.

Рассмотрим термический цикл сварки какого - либо участка сварного соединения (рис. 25):

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Т

Рис. 25. Термический цикл металла ОШЗ при дуговой сварке

Общее время ф складывается из ф^/ на ветви нагрева и ф^// на ветви охлаждения, т.е. ф = ф^/ + ф^//, но ф^/ - очень мало и не имеет существенного значения, так как при последующих более высоких температурах наступает повторная стойкость к МКК. Поэтому практически можно считать, что ф= ф^//.

С достаточной для практики точностью можно считать, что на участке охлаждения 780-680 ⁰С имеет место некоторая средняя скорость охлаждения (V₀). Из этого треугольника находим ф по формуле:

, (40)

где V₀ - средняя скорость охлаждения в интервале температур 780-680 ⁰С, т.е.

. (41)

Расчет мгновенных скоростей охлаждения при этих температурах производится по формулам Н.Н. Рыкалина.

, (42)

, (43)

где щ - безразмерный критерий, зависящий от величины, обратной безразмерной температуре, определяется по графику Н.Н. Рыкалина (рис. 2). Напомним, что 1/и определяется по формуле:

, (44)

при Т=780⁰ имеем и₁ и щ₁, Т=680⁰ имеем и₂ и щ₂.

В случае многослойной сварки металл ОШЗ от первого прохода будет нагреваться до опасных температур неоднократно. Поэтому к величине ф от первого прохода нужно добавить ф от последующих проходов. Влияние последующих проходов на пребывание металла первого слоя шва и ОШЗ в опасном интервале температур учитывается расчетом по тем же формулам, но при определении безразмерного критерия щ по графику Н.Н. Рыкалина необходимо учитывать расстояние выполненного слоя от корня шва (рис. 26). Для этого используют зависимости щ=f(1/и) построенные Н.Н. Рыкалиным для плоского слоя.

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Рис. 26. К расчету высоты наплавленного слоя

Высота заполнения разделки любым числом проходов определяется решением уравнения вида:

, (45)

где Н - расстояние до плоскости теплоотвода (практически высота предыдущей наплавки).

; , (46)

F_Н - площадь наплавки за 1, 2, 3 и т.д. проходов;

В, С, б - параметры разделки.

Естественно, что первый слой находится в самых невыгодных условиях и расчет надо вести на него.

При многопроходной сварке оценка склонности к МКК на основании результатов предыдущих расчетов производится по неравенству Пальчука (для аустенитных сталей).

МКК нет при К₁ф₀₁ + К₂Уф_0п < ф_кр ,

где ф₀₁ -время пребывания металла околошовной зоны в опасном интервале температур при сварке первого слоя;

ф_0п - время пребывания металла первого слоя и ОШЗ в опасном интервале температур под действием ТЦС одного из последующих проходов;

К₁ и К₂ -эмпирические коэффициенты: К₁=2,1; К₂=1,74.

Таким образом, ф_кр является характеристическим параметром данной марки аустенитной стали, довольно сильно зависит от содержания углерода в стали и при средних его содержаниях значение ф_кр невелико. Следовательно, аустенитная хромоникелевая сталь уже при минимальном нагреве имеет большую склонность к МКК.

Второй основной трудностью при сварке аустенитных хромоникелевых сталей является повышенная склонность к образованию горячих трещин в металле шва и ОШЗ.

Горячие трещины, образующиеся в высоколегированных аустенитных швах, во многом отличаются от трещин возникающих в нелегированных и низколегированных швах. Так, например, в противоположность нелегированным и низколегированным швам, аустенитные швы оказываются более склонными к горячим трещинам при повышении температуры свариваемого металла и при увеличении ширины шва.

Общими условиями образования горячих трещин в нелегированных и высоколегированных аустенитных швах являются:

Межкристаллитный характер высокотемпературного разрушения металла и связанная с этим необходимость обеспечить его высокотемпературную межкристаллическую пластичность и прочность для трещиноустойчивости.

Отрицательное влияние увеличения толщины свариваемой стали и первичных дендритов и кристаллитов.

Повышенное содержание элементов и примесей, обладающих меньшей растворимостью в твердом металле, чем в жидком, и снижающих температуру плавления (расширяющих интервал кристаллизации).

Рассмотрим процесс кристаллизации металла шва. На базе подплавленных кристаллов, которые значительно увеличили свои размеры из-за перегрева, начинают расти кристаллиты металла шва. Их преимущественный рост осуществляется в направлении осей ориентации базовых кристаллов (которые имеют разный наклон). Поэтому часть растущих кристаллов, имеющих ограниченный жизненный объем, прекращает свой рост в приграничной области, натыкаясь на другие кристаллиты. Размеры этой приграничной области относительно не велики; кристаллы, росшие в преимущественном направлении, больше не встречают препятствий на своем пути и прорастают до центра шва, т.к. растут свободно. В результате возникает характерная транскристаллитная структура металла шва, свойственная однофазной стали - развитые столбчатые кристаллиты, состоящие из дендритов с неразвившимися осями высших порядков. Отсутствие структурных превращений в твердом состоянии (когда была бы возможна вторичная перекристаллизация кристаллитов) способствует сохранению транскристаллитной структуры. Соответственно и границы кристаллов имеют сквозной характер - протяженность от центра шва до основного металла. При наличии в этих границах достаточного количества легкоплавких эвтектик или малопластичных и малопрочных включений эвтектоидного типа условия образования горячих трещин существенно улучшается.

Как известно, такой легкоплавкой эвтектикой может являться сульфид железа (FeS) с Т_пл= 980 ⁰С, однако никель обладает большим сродством к сере, чем железо, и образование легкоплавких эвтектик сульфида никеля (NiS) с Т_пл= 625 ⁰C более вероятно. В аустенитных хромоникелевых сталях имеется достаточное количество никеля, и склонность к горячим трещинам этих сталей повышается. Поэтому нужно стремиться уменьшить содержание серы до 0,02% и ниже (0,04% S в обычных сталях).

Весьма эффективным путем уменьшения склонности к горячим трещинам в аустенитных швах оказалось введение второй фазы. Эта фаза, введенная в небольших количествах, связывает зерна между собой и разобщает эвтектику. Обычно такой фазой является ферритная. Достаточно 2-5 % ферритной фазы, чтобы уменьшить или вообще устранить склонность к горячим трещинам. Кристаллизация аустенитно-ферритного металла шва вследствие совместного роста д и г фаз приводит к образованию более мелкозернистой и дезориентированной структуры с тонкими разветвленными ферритными участками. Кроме того, вредные примеси (Si, S, P) легче растворяются в феррите, дендритная неоднородность аустенита по этим элементам уменьшается, а его межкристаллитная пластичность увеличивается.

Дальнейшее увеличение количества ферритной фазы (свыше 8 %) еще больше уменьшает склонность к образованию горячих трещин. Однако при эксплуатации свыше 300 ⁰С возникает другая опасность - сигматизация феррита (б>у) в хромоникелевом аустените. Сигматизация феррита (у-фаза) - это хрупкие интерметаллиды различного состава, и если у-фазы немного , то это не страшно. Поэтому необходимое количество ферритной фазы обычно обеспечивается на уровне 2-3% (максимум 5%). Естественно, что количество ферритной фазы строго зависит от химического состава, а именно от соотношения элементов ферритизаторов и аустенитизаторов.

Основные ферритообразующие элементы: хром, молибден, ванадий, кремний, вольфрам, алюминий, титан, ниобий. Основные аустенитообразующие элементы: никель, углерод, азот, марганец, медь, кобальт. Приближенная связь между химсоставом металла и его структурой установлена Шеффлером и приводится в виде диаграммы его имени (рис. 27 ).

Зная ожидаемый химсостав металла шва, можно предвидеть структуру ему, свойственную.

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Рис. 27. Диаграмма Шеффлера

Эквивалент никеля и хрома подсчитываются по следующим формулам:

Ni_экв= [%Ni] + 30[%C] + 0,5[%Mn] + 26[%N], (47)

Cr_экв= [%Cr] + [%Mo] + 1,5[%Si] + 0.5[%Nb] + [%V] + 3.5[%Ti] + 2[%Al] + 1,5[%W]. (48)

Таким образом, выбрав соответствующие электроды, находят химический состав металла шва:

машиностроительный низколегированный сталь сварка

, (49)

где г - доля участия основного металла в формировании шва;

[Х]_МШ, [Х]_ОМ, [Х]_НМ - содержание какого-либо элемента соответственно в металле шва, основном и наплавленном металле.

Далее находят Ni_экв и Cr_экв. В результате (рис.27) может получиться:

I - чисто аустенитная структура (зона образования ГТ).

II - аустенитно-ферритная структура со значительным количеством феррита- охрупчивание из-за сигматизации.

III - чистый мартенсит - холодные трещины.

IV - оптимальный состав.

Ограничение содержания феррита (4-5%) вводится только для коррозионостойких сталей, работающих при высоких температурах.

Жаропрочные аустенитные стали при наличии даже незначительного количества феррита теряют свою жаропрочность. Чисто же аустенитная структура склонна к образованию горячих трещин. Поэтому все же приходится идти на создание второй фазы только не ферритной, а карбидной (до 5%). Для этого в состав наплавленного металла вводят некоторое количество элементов - карбидообразователей.

Таким образом мерами, повышающими стойкость аустенитных швов против образования горячих трещин, являются:

Измельчение и дезориентирование структуры металла шва.

Снижение содержания вредных примесей (P, S, Si).

Обеспечение двухфазной аустенитно-ферритной, аустенитно-карбидной или аустенитно-боридной структур (там, где это допустимо).

Дополнительное легирование шва элементами, нейтрализующими вредное влияние серы.

К технологическим мерам повышения стойкости металла швов против образования горячих трещин относятся:

Обеспечение умеренной q_n , чтобы не перегревать сварочную ванну.

Применение режимов, обеспечивающих узкий валик (его малую ширину).

Продольно частые колебания электрода в пределах длины сварочной ванны.

Обязательный зазор при сварке угловых швов.

Электромагнитное перемешивание сварочной ванны.

Особенности технологии и техники сварки. Высоколегированные аустенитные стали обладают комплексом положительных свойств. Поэтому одну и ту же марку стали иногда можно использовать для изготовления изделий различного назначения, например коррозионностойких, хладостойких, жаропрочных и т. д. В связи с этим и требования к свойствам сварных соединений будут различными. Это определяет 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 25,0 - 33,3 Вт/(мК) (для углеродистых сталей 37,6 - 41,7 Вт/(мК)) при равных остальных условиях, значительно изменяет распределение температур в шве и околошовной зоне. 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 пять раз более высокое, чем у углеродистых сталей удельное электросопротивление обусловливает больший разогрев сварочной проволоки в вылете электрода или металлического стержня для ручной дуговой сварки. При механизированной дуговой сварке следует уменьшать вылет электрода и повышать скорость его подачи. При ручной дуговой сварке уменьшают длину электродов и допустимую плотность сварочного тока.

Ручная дуговая сварка. Сварочные электроды для сварки высоколегированных сталей должны удовлетворять требованиям ГОСТ 10052 - 75, согласно которому электроды для сварки разделены на 2 основные группы: аустенитные и ферритные. Всего ГОСТом предусмотрено 49 типов электродов, в том числе 5 хромистых ферритных.

Все аустенитные электроды обозначаются следующими буквами: ЭА и далее следует цифра, которая означает тип наплавленного металла по содержанию хрома (Cr) и никеля (Ni). Всего имеется 4 основных типа аустенитных электродов.

ЭА - 1 18 - 9

ЭА - 2 25 - 15 обеспечивают такое содержание

ЭА - 3 15 - 25 Cr и Ni в наплавленном металле.

ЭА - 4 15 - 35

Кроме этих символов может быть еще буквы и цифры, показывающие дополнительное легирование наплавленного металла, например, ЭА - 1М2Ф (КТИ - 5, ЦТ - 7). Каждому такому типу может соответствовать одна или несколько марок электродов.

Кроме аустенитных электродов применяются также ферритные электроды, ферритные хромистые: ЭФ - Х13, ЭФ - Х17 и др. Если имеется дополнительное легирование, то в маркировку вводятся соответственно символы: ЭФ - Х11ВМФ.

Применением электродов с фтористо-кальциевым покрытием, уменьшающим угар легирующих элементов, достигается получение шва с необходимым химическим составом и структурами. Уменьшению угара легирующих элементов способствует и поддержание короткой дуги без поперечных колебаний электрода. Это снижает вероятность появления дефектов на поверхности основного металла в результате попадания на него брызг.

...