Высоколегированные хромоникелевые стали и их свариваемость

     Как видно из диаграммы, представленной на рис.3, кристаллизация сталей данного типа при охлаждении из жидкого состояния происходит с образованием δ-феррита, а при дальнейшем охлаждении ниже 1400 °С отмечается перекристаллизация с образованием γ-фазы. Повторный нагрев выше 1250 °С сопровождается обратным γ→δ-превращением с образованием практически однородной δ-фазы и ростом ферритных зерен. Процесс δ→γ-превращения в двухфазных сталях в изо- и анизотермических условиях при температурах ниже 1000 °С при изотермической выдержке заканчивается с образованием примерно 50 % вторичного аустенита.

     В анизотермических условиях фазовый  состав структуры зависит как от интенсивности охлаждения, так и от химического состава стали. С увеличением скорости охлаждения содержание δ-феррита в структуре возрастает, а содержание вторичного аустенита γ׳ уменьшается. С увеличением содержания углерода и азота в стали температура начала δ→γ׳-превращения возрастает, причем тем в большей степени, чем выше интенсивность охлаждения.

     В зависимости от интенсивности охлаждения после нагрева с температур закалки  или при повторном нагреве  закаленной двухфазной аустенитно-ферритной  стали наряду с образованием вторичного аустенита возможно появление в структуре σ-фазы, способствующей снижению сопротивления металла хрупкому разрушению. Наиболее интенсивная сигматизация происходит при температуре 850 °С. Например, после выдержки в течение 5 мин при 850 °С предварительно закаленного с 1100 °С образца из двухфазной стали на границе раздела аустенит — феррит образуется σ-фаза в виде заостренных пластин, причем с увеличением выдержки до 20 мин происходит рост частиц σ-фазы внутри ферритного зерна, а при более длительной выдержке выделившиеся фазы коагулируют, и в структуре стали наблюдаются крупные выделения α-фазы и сложных карбидов типа Ме₂₈С₈ и вторичного аустенита γ׳ , карбиды и карбонитриды растворяются. Полагают, что ведущей фазой в процессе δ→σ→γ׳-превращения является σ-фаза, образование которой способствует обеднению хромом смежных областей ферритных зерен и γ׳-перестройке кристаллической решетки.

     Наиболее  высокий комплекс вязких, прочностных и пластических свойств двухфазных сталей достигается при содержании в структуре 40—60%  δ-феррита и 40—60 % аустенита. 

5) Свариваемость и  особенности технологии  сварки высоколегированных  сталей

     При сварке высоколегированных аустенитных сталей могут образовываться технологические трещины в металле шва, околошовной зоне вблизи сплавления и в ЗТВ на некотором расстоянии от шва. Причины появления таких трещин могут быть разными. При сварке аустенитных сталей одна из причин — отсутствие при охлаждении после сварки фазовой перекристаллизации и сохранение первичных аустенитных зерен во всем интервале температур, начиная от кристаллизации до полного охлаждения. При многослойных швах при сварке плавлением в каждом последующем  слое  кристаллизация  аустенитных  зерен  начинается с зерен предыдущего слоя, и это приводит к образованию непрерывных протяженных границ кристаллитов от первого слоя к последнему с образованием транскристаллитного строения. Такие непрерывные границы зерен, проходящие через весь шов, в связи с особенностями состояния металла в граничных участках являются «трассой» особой предрасположенности к прохождению трещин. Однако одной этой причины для появления кристаллизационных или холодных трещин может быть и недостаточно, хотя такое строение металла шва обусловливает его повышенную склонность к образованию трещин.

     Другим  фактором, определяющим повышенную склонность к образованию, прежде всего, кристаллизационных трещин, может быть повышенная ликвационная загрязненность приграничных областей. В хромоникелевых сталях при высоком содержании основных легирующих элементов при высоких температурах, когда диффузионная подвижность атомов велика, создаются условия для оттеснения примесей (серы и фосфора) в кристаллизующиеся последними приграничные области зерен. Здесь же могут собираться в повышенном количестве атомы других элементов, легирующих сталь в небольших количествах (ниобия, молибдена, титана).

     Повышенная склонность к ликвации примесей по границам зерен в высоколегированных сталях приводит к тому, что в этих зонах образуются более легкоплавкие прослойки с меньшей прочностью при температурах кристаллизации, когда ранее закристаллизовавшиеся части приобрели достаточную прочность. Под влиянием усадочных напряжений в них возникают надрывы, переходящие в межкристаллитную трещину. В аустенитном металле сварных швов с транскристаллитным строением такая трещина может поразить весь шов, проходя по непрерывной межзеренной границе. В связи с рассмотренным для предотвращения появления кристаллизационных трещин в металле аустенитных швов можно использовать особо чистые по сере и фосфору свариваемые стали и присадочные материалы. Хорошо зарекомендовали себя аустенитные стали, рафинированные электрошлаковым переплавом или каким-либо другим методом. Поскольку в процессе сварки нельзя обеспечить снижение содержания фосфора, ибо это достигается окислением, а в стали имеются более легко окисляющиеся элементы, содержание фосфора в свариваемой стзли и присадочных материалах ограничивают 0,01 % и избегают использования флюсов и электродных покрытий, способных загрязнять металл шва вредными примесями.

     Другой  мерой предотвращения образования  горячих трещин может быть нарушение  транскристаллитного строения металла  шва. Для этого композицию металла шва (соотношение содержания элементов ферритизаторов и аустенитизаторов) выбирают такой, чтобы шов получился не чисто аустенитным, а аустенитно-ферритным с небольшим количеством феррита (3—5 %). Этот первичный δ-феррит нарушает сплошность аустенитных зерен, становится прослойкой между аустенитными кристаллитами и нарушает транскристаллизаиию. Непрерывная транскристаллитная граница аустенитных зерен прерывается ферритными включениями. Это важно не столько для локализации кристаллизационной трещины, сколько для предотвращения ее образования в связи с тем, что нарушается сплошность межзеренного каркаса легкоплавкой прослойки при кристаллизации.

     Выделения феррита в аустенитном шве  не должны образовывать сплошной сетки, ибо ферритный каркас может оказать вредное влияние на требуемые свойства металла. Феррит, как более хрупкая фаза, находясь в виде каркаса, может повлиять на хладостойкость стали. Он может снизить и пластичность при длительной работе в условиях высоких температур. Феррит в большей мере, чем аустенит, склонен к выделению σ-фазы, снижающей пластичность и ударную вязкость. Поэтому присутствие более 8% феррита в аустенитных швах нежелательно. В то же время разорванные ферритные выделения в аустенитном металле (обычно до 5 % феррита) могут даже оказать положительное влияние на свойства, разрывая непрерывность границ аустенитных зерен.

     Помимо  горячих кристаллизационных трещин в сварных швах аустенитных сталей могут возникать горячие высокотемпературные  полигонизационные трещины, образующиеся  в довольно узком интервале температур, находящемся несколько ниже температуры кристаллизации. Б.А.Мовчан показал, что в литом аустенитном металле при достаточно медленном охлаждении после кристаллизации дефекты кристаллического строения начинают мигрировать, сосредоточиваясь с образованием полигональных границ субзерен. Эти полигональные границы в отдельных местах могут совпадать со старыми границами аустенитных кристаллитов, с участками сосредоточения примесей, здесь могут зарождаться трещины под влиянием напряжений, вызываемых усадкой металла. Для подавления образования таких трещин можно увеличивать скорость охлаждения с тем, чтобы не дать развиться полигонизации. Уменьшение опасности появления полигонизационных трещин   может   быть   достигнуто  специальным  легированием, уменьшающим подвижность полигонизационных границ.               

     Горячие трещины могут возникать как  в металле шва, так и в околошовных зонах в высокотемпературных участках, подвергаемых оплавлению с прониканием жидкой фазы по границам зерен. При этом оплавленные пограничные обогащенные примесями участки могут иметь двоякое значение для образования трещин. С одной стороны, при кристаллизации так же, как и в шве, по рассмотренным выше причинам они могут стать очагами образования трещин, с другой—расплав может играть роль поверхностно-активного вещества и способствовать образованию трещин на примыкающих неоплавленных границах.

     В сварных соединениях высоколегированных хромоникелевых сталей при определенных условиях могут образовываться и холодные трещины. Б. И. Медовар указывает на возможность образования таких трещин в двух температурных зонах — в интервале 500—700 °С и после полного охлаждения. Трещины, образующиеся при 500—700 °С, связаны с фазовыми изменениями, приводящими к повышению жаропрочности, повышению хрупкости и понижению пластичности металла. Причины возникновения холодных трещин были рассмотрены выше.

     Процессы, протекающие при сварке различных  по назначению и исходному фазовому и структурному состояниям свариваемых сталей, имеют много общего. Эта общность процессов связана со следующим. У всех сталей при сварочном нагреве участки ЗТВ, примыкающие к сварному шву при сварке плавлением, или участки свариваемых поверхностей при сварке давлением являются в основном аустенитными. В тех случаях, когда при нагреве дополнительно образуется феррит, количество его не велико, тем более что небольшое количество феррита оказывает положительное влияние на уменьшение возможности образования кристаллизационных трещин.

     Получение аустенитного состояния в зоне сварки рассматриваемых сталей после завершения сварочного нагрева обеспечивает и после охлаждения создание аустенитной основы в определенных участках ЗТВ, примыкающих к участку сплавления или соединения. В указанных участках даже высокопрочных маргенситно-стареюших и аустенитно-мартенситных сталей после сварки сохраняется аустенитная основа. Это обстоятельство обеспечивает достаточно хорошую свариваемость практически всех высоколегированных хромоникелевых сталей.

     Положительное значение для свариваемости рассматриваемых 
сталей имеет и то обстоятельство, что рост аустенитного зерна 
в ЗТВ этих сталей происходит в меньшей степени, чем в ЗТВ 
углеродистых и низколегированных сталей, и уровень сварочных 
остаточных напряжений ниже, чем у низколегированных и даже 
углеродистых сталей. Объясняется это более низким пределом 
текучести аустенитных сталей. В то же время относительная деформация отдельных участков металла ЗТВ сварного соединения 
аустенитных сталей по той же причине больше и, по данным 
В.Н. Земзина, может достигать при растяжении 5—10 %. Повышенная возможность деформации в сварном соединении связана 
не только с более низким пределом текучести аустенитных сталей, 
но и с более высоким уровнем временных напряжений, обусловливаемых их пониженной теплопроводностью.

     Сварочный нагрев металла в  различных зонах теплового влияния  может приводить к протеканию  процессов, неблагоприятно влияющих на качество, свойства и работоспособность сварных соединений. В приграничных участках зерен областей ЗТВ, нагреваемых до более высоких температур, может происходить оплавление границ вследствие повышенной загрязненности их примесями. При этом должно происходить дальнейшее повышение концентрации примесей в приграничных участках за счет перемещения их атомов из глубины зерна в зону повышенной растворимости. Таким образом, в этих высоконагретых участках ЗТВ в условиях продолжительного сварочного нагрева состояние границ зерен может сильно ухудшиться, вследствие чего увеличится возможность межкристаллитных разрушений как в процессе сварки, так и при эксплуатации.

     В этом же высокотемпературном участке  с  t_max несколько меньшей, чем t_пл и участке, нагретом до более низкой температуры, примыкающем к нему (t_max > 1200 ^СС), может произойти растворение карбидов таких элементов, как титан, ниобий, циркокий, ванадий. Это, с одной стороны, вызовет разупрочнение металла в тех случаях, если его прочность и жаропрочность были обусловлены дисперсными карбидными выделениями, и с другой — растворение карбидов указанных элементов неблагоприятно скажется на поведении этой части сварного соединения в процессе эксплуатации при повышенных температурах (450—700 °С). При этих температурах перешедший ранее в раствор углерод (при растворении карбидов титана, ниобия и др.) перемещается к границам зерен и выделяется в виде карбида хрома. Это приводит к обеднению границ зерен хромом и потере устойчивости к МКК данного участка сварного соединения, несмотря на то что сталь содержит стабилизирующие   элементы — титан,    ниобий.   Одновременно в связи с потерей хрома происходят разупрочнение приграничных зон зерна и повышение хрупкости границ с выделившимися по ним карбидами. Одновременно перешедшие в раствор титан, ниобий и другие элементы упрочняют в этих растворах зерно, понижают его деформационную способность. В целом в результате протекания рассмотренных процессов в высоконагревшемся   участке ЗТВ резко возрастает склонность к межзеренному разрушению при длительных  нагревах  под нагрузкой  (локальные  разрушения).

     Предотвратить повышение склонности металла ЗТВ  к МКК и локальным разрушениям  можно за счет общего снижения содержания углерода в коррозионно-стойких сталях и вредных примесей в жаропрочных сталях. Стали последнего типа не рекомендуется легировать такими элементами, как титан и ниобий. Восстановить стойкость сварных соединений сталей к МКК можно или общей термообработкой изделия, соответствующей обработке свариваемой стали, или термообработкой с длительным нагревом при 850—900 °С в течение 3—5 ч, приводящим к диффузионному повышению концентрации хрома в обедненных приграничных участках за счет перемещения его из глубины зерна.

     Для сварных соединений, эксплуатируемых  без нагрева, повышение стойкости  сварных соединений к МКК может  быть достигнуто также аустенитизацией примерно при 1050—1100°С. Аустенитизация обеспечивает получение большей ударной вязкости и пластичности металла, чем стабилизирующий нагрев при  850—900 °С за счет растворения карбидов с границ зерен. Термообработка одновременно снижает уровень остаточных сварочных напряжений.