Высоколегированные хромоникелевые стали и их свариваемость

     В участках ЗТВ, нагревающихся до более  низких, чем указано выше, температур, могут протекать процессы аустенитизации — получения гомогенного аустенита в сталях типа 18-8, не содержащих активных карбидообразователей. В этих же участках ЗТВ сталей, содержащих титан, ниобий, ванадий, должны сохраняться карбиды указанных элементов в связи с их высокой стойкостью и кратковременностью нагрева, однако их коагуляция может привести к разупрочнению жаростойких сталей на базе карбидного упрочнения.

     В участках ЗТВ, нагреваемых в интервале 750—950 °С, могут проходить с различной  степенью интенсивности процессы образования карбидов хрома и выделение их по границам зерен в тех сталях, в которых имеется углерод, не связанный в стойкие карбиды с титаном, ниобием и другими элементами, характеризующимися высокой степенью химического сродства к углероду. Процесс карбидообразования может повысить хрупкость металла в этом участке.

     В участках, нагретых ниже 750°С, может  выделяться феррит, а при длительном нагреве и σ-фаза. В этой же зоне может развиваться 475-градусная хрупкость. В участках, нагревавшихся ниже 300°С, возможно образование мартенсита, которое может закончиться, а может и не завершиться — в зависимости от температуры конца мартенситного превращения. Таким образом, строение ЗТВ высоколегированных хромоникелевых сталей может быть очень сложным.

     У разных по составу и назначению высоколегированных хромо-никелевых сталей указанные процессы в ЗТВ могут развиваться по-разному, но их развитие, как правило, может оказывать отрицательное влияние на свойства и работоспособность сварных соединений, если эти процессы будут активными. Поэтому, хотя рассматриваемые стали свариваются всеми видами сварки, предпочитать следует такие, при которых тепловое воздействие на свариваемый металл будет наименьшим — в среде защитного инертного газа тонкой проволокой, электронно-лучевую и различные способы сварки давлением (шовная, точечная, диффузионная и др.).

     Кинетика  распада аустенита в хромоникелевых аустенитно-мартенситных и мартенситно-ферритных сталях изучена дилатометрическим методом применительно к околошовному участку ЗТВ сварных соединений при нагреве образцов сталей 10Х12НД, 06X12Н2Д и 06Х14Н5ДМ до t_max = 1350 - 1400 °С с последующим охлаждением со скоростью от 5 до 100 °С/с (рис.5).

Рис.5. Анизотермические диаграммы превращения аустенита в сталях при

сварке:а — 10Х12НД: б — 06Х12Н2Д; в — 06ХМН5ДМ 

В зависимости  от соотношения содержания углерода и легирующих элементов в составе высокохромистой стали при 1350—1400 °С структура металла является либо двухфазной аустенитно-ферритной с незначительным содержанием δ-феррита (стали 10Х12НД и 05Х14Н6ДМ), либо однофазной аустенитной (сталь 06Х12Н2Д). С увеличением содержания никеля в составе стали температура начала распада аустенита снижается.

     Как видно, в околошовном участке  ЗТВ сварных соединений высокохромистых  сталей формируется либо полностью  мартенситная структура (сталь 06Х12Н2Д), либо смешанная мартенситно-ферритная (сталь 10Х12НД), либо аустенитно-ферритно-мартенситная (сталь 06Х14Н5ДМ). Образовавшийся низкоуглеродистый мартенсит имеет реечную субструктуру, в процессе охлаждения претерпевает самоотпуск, что обеспечивает повышенные показатели прочности и вязкости металла. Наличие в структуре остаточного аустенита способствует дополнительному повышению вязкости и пластичности металла, обеспечивает повышенное сопротивление сварных соединений образованию холодных трещин.

     Для обеспечения повышенной стойкости сварных соединений к образованию холодных трещин необходимо, чтобы в металле шва образовалась однородная структура низкоуглеродистого реечного мартенсита при минимальном содержании δ-феррита и остаточного аустенита. Причем температурный интервал мартенситного превращения металла шва (М_н — М_к) должен быть выше, чем у металла околошовного участка ЗТВ. Если это различие равно или более 100°С, то мартенситное превращение начинается в наплавленном металле, сопровождаясь увеличением объема, возникновением сжимающих напряжений в шве и растягивающих напряжений в ЗТВ, которые будут активизировать начало мартенситного превращения в ЗТВ, сдвигая его в область повышенных температур. В связи с тем, что процесс γ→α −превращения заканчивается в ЗТВ, в ней не возникают дополнительные растягивающие напряжения, обусловленные превращением в шве и, как следствие, создаются благоприятные условия для релаксации напряжений в закаленной структуре металла.

     Для реализации указанных требований ограничивают содержание углерода и азота в сварочной проволоке (С < 0,015 %), дополнительно легируют 1,2—2,5 % Ni для предотвращения образования δ-феррита в количестве более 10 %, обеспечивая соотношение (Сг + 1,5 Si)/[Ni + 0,5 Мn + 30 (С + N)] = 3,5-6,0. При ручной дуговой сварке этим условиям удовлетворяют электроды ЦЛ-51, а при автоматической дуговой под флюсом — проволока Св-01Х12Н2.

     Двухфазные  аустенитно-ферритные стали обладают высокой технологической прочностью. При содержании феррита свыше 20 % металл шва характеризуется повышенной сопротивляемостью образованию горячих трещин. Поскольку температура начала мартенситного превращения ниже 20°С, в структуре металла шва и ЗТВ нет опасности образования закалочных структур. Кроме того, уровень остаточных напряжений оказывается ниже, чем у аустенитных хромоникелевых сталей, так как коэффициент теплопроводности аустенитно-ферритных сталей выше, а коэффициент термического расширения ниже, чем у аустенитных сталей. Поэтому сварные соединения аустенитно-ферритных сталей имеют высокую сопротивляемость образованию холодных трещин.

     К числу основных проблем, возникающих  при сварке аустенитно-ферритных  сталей, относятся пониженные пластичность, ударная вязкость и склонность к  коррозии сварных соединений. Снижению пластичности и ударной вязкости способствуют такие факторы, как низкое содержание вторичного аустенита в конечной структуре, образование скоплений карбидов типа Ме₂₃С₆, карбидов или карбонитридов титана в сталях, легированных Ti.

     Для повышения ударной вязкости сварных  соединений общепринятая технология сварки ориентируется на пониженную погонную энергию (0,5—2,5 МДж/м) с целью предотвращения роста ферритных зерен. В работе показана эффективность технологии сварки, основанной на обеспечении условий, благоприятных для δ→γ'-превращения в ЗТВ вследствие снижения скорости охлаждения в интервале 950—900°С до 1°С/с посредством местного сопутствующего подогрева. Эта технология реализована при однопроходной сварке стали 08Х22Н6Т толщиной 16 мм. Местный подогрев осуществляли плазменной дугой до 900—950°С на поверхности металла. Применение такой обработки позволило увеличить угол загиба при испытании сварных соединений с 45 до 160 °С.

Технология  электрошлаковой сварки двухфазных сталей, разработанная Л. А. Ефименко и М. А. Харитоновой, базируется на принципе интенсификации   δ-превращения  посредством замедления охлаждения металла околошовного участка ЗТВ при температурах выше 900 "С, подавления процесса выделения карбонитридов титана и повышения их дисперсности, увеличением интенсивности охлаждения металла ниже температуры 900 °С.

 Рис.6. Микроструктура сварных соединений стали 110Г13Л, выполненных ручной дуговой (а - б) и контактной сваркой оплавлением (в):  а-шов,  ×500; б- ЗТВ, ×500; в-шов, ×120

     Рис.7. Микроструктура электрошлаковых  сварных соединений стали 08Х21Н6М2Т   а-околошовный участок, ×200; б-основной металл, ×200

     На  рис.7 показаны микроструктуры сварного соединения стали 08Х21Н6М2Т толщиной 30 мм. Электрошлаковая сварка (ЭШС) выполнена при сопутствующем подогреве с помощью газовых горелок и принудительном сопутствующем охлаждении с помощью водовоздушных форсунок. Параметры термического цикла ЭШС в околошовном участке с t_max — 1350°С. соответствовали следующим значениям: τ' = 30 с; τ" = 80 с. Длительность пребывания металла при температурах выше 900°С составляет 60 с за счет обеспечения подогрева, а скорость охлаждения на заключительной стадии цикла повышена до 13 °С/с с помощью принудительного охлаждения водовоздушной смесью при расходе воды 0,06 м⁸/ч. Сварку осуществляли сварочной проволокой ЗСв-06Х20Н11МЗТБ с применением флюса АН-26С. В состоянии после сварки сварные соединения имеют следующие механические свойства: σ_в — 686 МПа, угол загиба 130°, KCV металла околошовного участка ЗТВ при -40 °С 1,8 МДж/м². В случае применения общепринятой технологии ЭШС для обеспечения повышенного уровня механических свойств сварных соединений выполняют последующую высокотемпературную термическую обработку - нормализацию при 1100°С.

     При ручной дуговой сварке двухфазных сталей можно использовать аустенитный вариант (электроды марок ЦЛ-11 и ЭА-400/10у) или аустенитно-ферритный вариант (ОЗЛ-40 и ОЗЛ-41). В первом варианте содержание ферритной фазы в шве не превышает 10 %, а во втором — феррит является основной фазой в двухфазной аустенитно-ферритной структуре. Преимуществом второго варианта являются равнопрочность швов основному металлу и повышенная коррозионная стойкость сварных соединений. В работе описаны исследования коррозионной стойкости сварных соединений двухфазных сталей. Установлено, что сварные соединения стали 08Х22Н6Т после термообработки (нагрев до 1150°С, выдержка в течение 20 мин) в случае использования электродов ОЗЛ-40 и ЦЛ-11 являются коррозионно-стойкими в 55 %-ной фосфорной кислоте при температуре 90 °С, в 1 %-ной серной и 25 %-ной муравьиной кислотах при температуре 80 °С. Скорость коррозии не превышает 0,01 мм/год. МКК в металле шва не отмечается. При сварке с применением электродов ОЗЛ-40 и ЦЛ-11 МКК отмечена в ЗТВ и у линии сплавления при испытаниях в 55 %-ной фосфорной кислоте. Металл шва обладает высоким сопротивлением МКК в этой среде. В 65 %-ной азотной кислоте при кипении скорость коррозии достигает 3 мм/год за счет коррозионных процессов в ЗТВ, независимо or марки электрода. В этой среде скорость коррозии металла шва, полученного электродом ОЗЛ-40, составляет 0,4 мм/год, основного металла 0,14 мм/год, а ЗТВ — 1,24 мм/год. Соответствующие показатели при сварке электродами ЦЛ-11 составляют 0,45; 0,2; 0,76 мм/год.

     В процессе испытания в 92 %-ной серной кислоте при температуре кипения было установлено, что скорость коррозии сварных соединений, выполненных электродами ЭА-400/10у и ОЗЛ-41, не превышает 0,14 мм/год, а МКК отсутствует. В 80 %-ной фосфорной кислоте скорость коррозии сварных соединений, полученных электродами указанных марок, не превышает 0,01 мм/год, а МКК металла шва не обнаруживается. У линии сплавления и в ЗТВ проявляется слабая МКК. На основе полученных данных в работе, был сделан вывод о целесообразности применения электродов марок ОЗЛ-40 и ОЗЛ-41 при сварке оборудования из аустенитно-ферритных сталей, эксплуатируемого в щелочных, нейтральных и окислительных средах.

     В ряде работ было показано, что в аустенитно-ферритных сталях, находящихся в щелочных средах, преимущественному коррозионному разрушению подвергается ферритная структура. Отмеченное подтверждается результатами работы, в которой показано влияние погонной энергии на коррозионную стойкость сварных соединений стали типа 10Х21Н5Т, выполненных дуговой сваркой под флюсом. В качестве сварочных материалов использовали проволоку 5Св-04Х19Н10Б (аустенитный вариант) и 5Св-04Х21Н5Т (аустенитно-ферритный вариант). С увеличением погонной энергии от 320 до 3700 кДж/м скорость коррозии сварных соединений при аустенитном варианте в 40 %-ном водном растворе едкого натра возрастает в 6 раз. Это объясняется, с одной стороны, увеличением содержания ферритной фазы в металле околошовного участка ЗТВ, склонной к растворению в коррозионно-активной среде, а с другой — возрастанием тока коррозии в макросистеме аустенитный шов — аустенитно-ферритный основной металл из-за наличия разности потенциалов между ними.

     Аустенитно-ферритный  вариант сварки предпочтителен аустенитному, так как из-за равенства потенциалов  в макросистеме шов — основной металл токи коррозии отсутствуют. Скорость коррозии относительно невелика, сварное соединение отличается повышенной однородностью структуры и механических свойств[1]. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

6) Заключение

Поэтому при сварочных процессах высоколегированных сталей, происходящих в зоне плавления  металла и околошовной области, возникают горячие трещины и  межкристаллитная коррозия, проявляющаяся  в процессе эксплуатации. Основной причиной появления трещин является образование крупнозернистой структуры в процессе кристаллизации и значительные остаточные напряжения, полученные при затвердевании металла. Легирование влияет на вязкость металла и коэффициент поверхностного натяжения, поэтому у большинства высоколегированных сталей сварочный шов формируется хуже, чем у низколегированных и даже углеродистых сталей. Межкристаллитная коррозия характерна для всех видов высоколегированных сталей, имеющих высокое содержание хрома. Под действием нагрева образовавшиеся карбиды хрома выпадают по границам зерен, снижая их антикоррозийные свойства. Препятствует образованию карбидов хрома легирование стали титаном, ниобием, танталом, цирконием и ванадием. Положительное влияние на качество сварочного шва оказывает дополнительное легирование сварочной проволоки хромом, кремнием, алюминием, ванадием, молибденом и бором.