Сварка

Сварка

Библиотека
 
ГОСТ  
ОСТ, СНИП  
РД, ПБ, ТИ  
EN, ISO, AWS  
Cправочники  
Cхемы сварки  
Cтатьи  
Информация  
ОБЪЯВЛЕНИЯ  
КОНТАКТЫ  
CСЫЛКИ  


sap linkuni На spa-barroko.ru vip массаж.
Чистка заправка кондиционеров тут.

Сварка высоколегированных сталей


Высоколегированными называют стали на основе железа, легированные одним или несколькими элементами в количестве 5—55%. Высоколегированные сплавы подразделяют на две большие группы: а) сплавы на железоникелевой основе и б) сплавы на никелевой основе. К железоникелевым отнесены сплавы, структура которых является твердым раствором хрома и других легирующих элементов в железоникелевой основе (сумма содержаний никеля и железа более 65% при приблизительном отношении никеля к железу 1 : 1,5). К никелевым отнесены сплавы, структура которых является твердым раствором хрома и других легирующих элементов в никелевой основе (содержание никеля не менее 55%). В (таблице 17) представлены наиболее распостраненые стали.




Табл. 17


Металлургические особенности сварки высоколегированных сталей и сплавов. Высоколегированные стали и сплавы составляют наиболее многочисленную группу конструкционных материалов. Только в СНГ в эту группу входит более 1500 марок сталей и сплавов. При таком их многообразии задачи сварки и термообработки высоколегированных сталей и сплавов представляют значительные трудности. Весьма важно поэтому научиться распознавать, к какому структурному классу относится сталь или сплав, и при помощи соответствующих диаграмм проследить возможные изменения структуры и образования фаз в околошовной зоне при сварке или в самой стали при термообработке. Это позволит более правильно назначать технологию сварки и термообработки узлов и конструкций.
Структура хромоникелевых сталей, сплавов и сварных швов определяется соотношением эквивалентного содержания ферритизирующих (Cr, Si, Mo, Ti, Al, Nb, W, V) и аустенитизирующих (Ni, Co, C, N, Си, Мп, В) элементов. Для определения структуры хромоникелевых швов пользуются диаграммой Шеффлера (рис. 7). Эта диаграмма может быть также применена для ориентировочного определения структуры сталей.
Структура и свойства хромистых сталей и сварных швов зависят от содержания хрома и углерода, а также от степени легиро вания их другими элементами. Рассмотрим влияние легирующих элементов на структуру высоколегированных сталей, сплавов и сварных швов. В результате многочисленных опытов исследователям удалось оценить эффективность действия на структуру сварного шва различных легирующих элементов, приняв за основу действие ферритизатора — хрома и аустенитизатора — никеля. Если принять эффективность действия хрома и никеля в сварном шве за единицу, эквивалентная концентрация хрома [Сг] и никеля [Ni] может быть подсчитана по формулам
[Сг]экв = Сг + l,5Si + 2Мо + 5Ti + 2Nb + 2A1 + + 1,5W +V;
[Ni]9KB - Ni + 30C + 30N + 10B + 0,5Mn.

В правой части уравнения химические символы означают процентное содержание данных элементов в металле шва. Эти эмпирические формулы являются приближенными. Например, в некоторых источниках коэффициент ферритизирующего действия молибдена оценивается 1, в других— 1,5, в третьих — 3. Различные коэффициенты также приведены для вольфрама, ниобия, титана и марганца. Несовпадение данных объясняется тем, что влияние элементов на смещение границы 7_бласти зависит не только от абсолютного их содержания, но и от содер¬жания других элементов, термообработки и ряда других факторов.
Тем не менее этими формулами можно пользоваться с достаточной для практики точностью. Для примера на диаграмме Шеффлера (см. рис. 7) показаны структурное положение 1 металла, наплавленного электродами ОЗЛ-14 (06Х20Н9), и возможное положение 2 при сварке проволокой Св-10Х16Н25АМ6 без учета угара элементов, имеющего место при сварке. Структура металла, наплавленного проволокой Св-10Х16Н25АМ6, является чистоаустенитной; в металле, наплавленном электродами ОЗЛ-14, содержится около 8% феррита.
На величину эквивалентов [Сг] и [Ni] для сталей и сплавов оказывают влияние не только соотношение содержаний элементов и режим термообработки, но и состояние стали (прокат, литье), величина зерна и др. Для катаных сталей эквиваленты хрома и никеля выражаются следующими формулами:

[Сг]экв = Сг + 12А1 + 11V + 7Ti + 3Si + + 4,5Nb + 2Мо + 2W;
[Ni]3KB - Ni + 30C + 26N + 0,7Mn + 0,3Cu.

Эти формулы еще более приближенные, чем формулы для сварных швов.
Исходя из условий эксплуатации стали назначают технологию ее сварки. Если сталь Х18Н10Т используют в качестве коррозионностойкого материала, для сварки следует применитьэлектроды, обеспечивающие получение швов с аустенитно-ферритной структурой например ОЗЛ-14). Если же сталь используют для изготовления хладостойкой аппаратуры, предпочтение следует отдать чистоаустенитным электродам или электродам с ограниченнымсодержанием феррита, например ЗИФ-1 (08Х18Н9Г6) типаЭА-1Г6. Естественно, что при выборе технологии сварки учитывают и другие факторы: стойкость наплавленного металла против образования трещин, прочность, коррозионную стойкость и др.
К числу основных трудностей, которые приходится преодолевать при сварке высоколегированных сталей и сплавов, относятся: обеспечение стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин; обеспечение коррозионной стойкости сварных соединений; получение и сохранение в процессе эксплуатации требуемых свойств сварного соединения; получение плотных швов.
Обеспечение стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин. При сварке высоколегированных сталей и сплавов возможно образование горячих и холодных трещин. Горячим трещинам подвержены в основном аустенитные стали и сплавы, холодным — закаливающиеся стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов.
Кристаллизационные и горячие трещины при сварке высоколегированных сталей и сплавов могут образовываться в шве и околошовной зоне (рис. 8). Механизм их образования такой же, как и при сварке обычных углеродистых конструкционных сталей . Однако высоколегированные стали и сплавы


Рис. 7 Диаграмма влияния элементов на структуру металла сварных швов:
1 — электроды ОЗЛ-14;
2 — проволока Св-10Х16Н25АМ6


Рис. 8 Кристаллизационные трещины в шве и горячие трещины в околошовной зоне при сварке в аргоне неплавящимся вольфрамовым электродом аустенитного сплава; X 100

более подвержены кристаллизационным трещинам при сварке, чем углеродистые конструкционные стали.
Это объясняется следующими специфическими особенностями строения и условий кристаллизации высоколегированных швов: сильно развитой транскристаллитной направленной первичной микроструктурой; увеличенной литейной усадкой кристаллизующегося металла; значительными растягивающими напряжениями, действующими на сварочную ванну в процессе ее затвердевания; многокомпонентным легированием, усиливающим вероятность появления малых количеств легкоплавкой эвтектической составляющей на границах дендритов в момент завершения кристаллизации сварочной ванны.
На практике нашли применение следующие пути предотвращения кристаллизационных трещин в высоколегированных швах: создание в металле шва двухфазной структуры; ограниче¬ние в нем содержания вредных примесей и легирование такими элементами, как молибден, марганец, вольфрам; применение фтористо-кальциевых электродных покрытий и фторидных сварочных флюсов; применение различных технологических приемов. Остановимся кратко на характеристике этих путей. Образование в шве двухфазной структуры (аустеыит и первичный феррит, аустенит и первичные карбиды, аустенит и боридная фаза эвтектического происхождения, аустенит и хромоникелевая эвтектика) способствует ее измельчению. В результате удается полностью или частично подавить транскристаллитную первичную структуру. Такие швы несравненно более стойки против образования кристаллизационных трещин, чем однофазные чистоаустенитные.
Чтобы получить двухфазное аустенитно-ферритное строение металла шва, обеспечивают в нем соответствующее соотношение содержания ферритизирующих и аустенитизирующих элементов. Это возможно с помощью структурной диаграммы (рис. 7). Удовлетворительная стойкость против образования кристаллизационных трещин достигается при наличии в металле шва 2—3% первичного 6-феррита.
На этом принципе создано большинство сварочных материалов (электродов и проволок), предназначенных для сварки коррозионностойких аустенитных сталей Х18Н10Т, Х18Н12Т, Х17Н13М2Т и жаропрочных Х16Н14 (ЭП17), Х16Н16 (ЭП184) и др.
Сварка аустенитных сталей электродами и проволокой с содержанием феррита до 2—3% связана с определенными трудностями. Так, при чрезмерном проплавлении основного металла возможно образование в шве объемов металла с чистоаустенитной структурой, склонного к кристаллизационным трещинам. Поэтому на практике применяют сварочные материалы, обеспечивающие получение в металле шва свыше 2—3% феррита. Например, электроды ОЗЛ-8 (08Х20Н9) обеспечивают получение в на плавленном металле 3,5—8,5% феррита, электроды ЭА-400/10У (07Х18Н10Г2) — 2—8%, а проволока Св-06Х19Н10МЗТ— до 10%. Для сварки корневых валиков многопроходных швов, когда доля основного металла в шве значительна, применяют присадочные материалы с более высоким содержанием феррита—порядка 5—10%; например, электроды ЦТ-15-1 (08Х20Н9Г2) дают 5,5— 9,0% феррита; ЦТ-16-1 (08Х20Н9ВБ) — 6,0—9,5% феррита. В некоторых случаях, например при сварке жаростойких аустенитных сталей типа 2Х25Н20С2, отличающихся исключительно высокой склонностью к образованию кристаллизационных тре¬щин, для этих целей применяют сварочные электроды со значи¬тельно более высоким содержанием феррита. Так, электроды марки ГС-1 (10Х25Н9Г6С2), используемые для сварки корневых валиков этих сталей, дают в наплавленном металле 25—30% феррита.
Швы с повышенным содержанием первичного феррита более стойки против межкристаллитной коррозии. Причиной этого вида коррозии являются фазовые превращения в металле шва, сопровождающиеся обеднением пограничных слоев зерен и кристаллитов хромом в результате встречной диффузии углерода и хрома. Наличие первичного феррита в сварных швах вносит качественные изменения в этот процесс. Фазовые превращения в этом случае локализуются в объемах, занимаемых первычным ферритом, который, как известно, способен растворить больше хрома, чем аустенит. Вследствие этого обеднения пограничных слоев хромом до критических концентраций не происходит и такие швы обла¬дают более высокой сопротивляемостью межкристаллитной коррозии.
Вместе с тем не следует забывать, что швы и стали с повышенным содержанием феррита более подвержены сигматизации в интервале температур 450—850° С, а следовательно, и потере пластичности, чем стали и швы с ограниченным содержанием феррита или чистоаустенитные. Поэтому для обеспечения служебных характеристик конструкций и узлов, работающих в интервале критических температур (преимущественно 450—650° С), содержание феррита в шве должно быть ограничено до 2—3%.
Это требование особенно тщательно должно соблюдаться при сварке конструкций, длительно работающих при этих температурах, например контуров атомных станций, высокотемпературных химических реакторов, паропроводов, поверхностей нагрева котлов и др. Для сварки таких конструкций разработаны сварочные проволоки и электроды со строго регламентированным содержанием феррита в пределах 2—5% (например проволоки Св-04Х17Н10М2 и Св-02Х17Н10М2-ВИ и электроды 48А-1 и 48А-2, созданные на базе этих проволок). Измельчение структуры шва путем создания в нем ферритной фазы нашло широкое применение на практике. Однако этот путь предотвращения образования кристаллизационных трещин не может быть использован при сварке сталей с большим запасом аустенитности и тем более сплавов на железоникелевой и никелевой основах. Чтобы при сварке таких сталей и сплавов получить двухфазные аустенитно-ферритные швы, понадобилось бы ввести в них чрезмерно большое количество ферритизаторов. Это неизбежно повлекло бы за собой значительное изменение свойств твердого раствора и резкое падение пластичности металла шва. Поэтому на практике сварку стабильноаустенитных сталей и сплавов выполняют в основном чистоаустенитными или двух¬фазными аустенитно-карбидными и аустенитно-боридными швами, отличающимися более высокой стойкостью против охрупчивания при длительной эксплуатации. Представляет также значительный интерес сварка двухфазными швами с хромоникелевой эвтектикой. Предотвращение образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах достигается: ограничением содержания вредных примесей — серы, фосфора, свинца, сурьмы, олова, висмута, а также таких элементов, как кремний, титан, алюминий и ниобий, способствующих образованию по границам кристаллитов легкоплавких прослоек; заменой части никеля марганцем; легированием шва молибденом, вольфрамом, танталом, азотом, рением. Положительное действие этих элементов на стойкость чистоаустенитных швов против образования кристаллизационных трещин широко освещено в специальной литературе.
Перечисленные пути предотвращения образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах используют при разработке сварочных материалов. В качестве примера можно привести нашедшие применение на практике сварочные проволоки Св-08Х21Н10Г6, Св-08Х20Н9Г7Т, 1Х16Н14Г7В2Б (ЭП462), Св-10Х16Н25АМ6 с 0,1—0,2% азота, 06Х15Н30Г8В7МЗТ (ЭП235), 08Х25Н55В15Т (ЭИ868), Св-06Х15Н60М15 и созданные на их базе сварочные электроды ЗИФ-1 (13Х20Н9Г6Т), ЦТ-23 (16Х15Н15Г6В2Б), ЭА-395/9 (09Х15Н25АМ6), ЦТ-22 (06Х15Н35В7Г6ТЮ), НИАТ-7 (06Х21Н55М10В12), ЦТ-28 (08Х13Н65М15В4) и др.
Создание в металле шва двухфазной аустенитно-карбидной или аустенитно-боридной структуры как средства борьбы с кристаллизационными трещинами также довольно широко применяется на практике. Чтобы металл шва приобрел двухфазное аустенитно-карбидное строение, его легируют углеродом. Однако углерод оказывает резко отрицательное действие на коррозионную стойкость высоколегированных сталей, сплавов и сварных швов. Поэтому к указанному средству повышения стойкости шва против образования кристаллизационных трещин при сварке нержа¬веющих сталей можно прибегать только при условии одновремен¬ного легирования их такими элементами, как ниобий и титан, способными связать углерод в прочные карбиды. На практике аустенитно-карбидные композиции нашли применение преимущественно при сварке жаропрочных и жаростойких сталей. На этом принципе, например, построены электроды КТИ-7-62 типа ЭА-4ВЗБ2 (наплавленный металл ЗХ15Н35ВЗБ2 с 0,25—0,32% С) для сварки жаропрочного сплава ХН35ВТ (ЭИ612), электроды ОЗЛ-9-1 (наплавленный металл ЗХ25Н18 с 0,15—0,25% С) и сварочная проволока Св-30Х25Н16Г7 для сварки жаростойких сталей типа 25-20.
В аустенитно-карбидных швах, так же как в чистоаустенитных, для повышения их стойкости против образования кристаллизационных трещин ограничивают содержание кремния до 0,3— 0,4%, а также снижают содержание серы и фосфора. Содержания углерода и кремния при этом рекомендуется поддерживать в определенных соотношениях .
Для создания в шве двухфазной аустенитно-боридной структуры достаточно легировать его бором в количестве более 0,2%. Важным преимуществом аустенитно-боридных швов является возможность повышения в них содержания кремния без боязни образования в них кристаллизационных трещин. Например, в чистоаустенитных швах типа Х14Н18В2Б кристаллизационные трещины обычно образуются уже при содержании 0,3—0,35% Si. Легирование этих швов бором в количестве 0,32—0,36% позволило повысить в них содержание кремния до 0,56%, и трещины при этом не образовывались. Критическая скорость деформации швов первого состава при испытании их по методике ИМЕТ-П оказалась равной нулю, а второго — возросла до 3,5 мм/мин. Чем больше кремния в шве, тем выше должна быть концентрация бора. Так, для предотвращения образования кристаллизационных трещин в швах типа Х25Н20С2 с 2,5—3% Si содержание бора должно быть в пределах 0,4—0,7%.
На этом принципе созданы сварочная проволока 08Х25Н20СЗР1 (ЭП532) и электроды ОЗЛ/АНЖ-16, дающие наплавленный металл типа 08Х25Н20С2Р1 с 0,4—0,60% В для сварки жаростойких сталей типов Х25Н20С2, 4Х18Н25С2 и сплавов типа ЗХ18Н35СЗ. При содержании выше 0,8—1,0% В в швах и околошовной зоне возможно образование холодных трещин. Устранение их достигается предварительным и сопутствующим подогревом сварного соединения до температуры выше 250—300° С.
Бор в указанных концентрациях повышает прочность и жаропрочность аустенитных сталей и сварных швов при сохранении достаточно высокой и, что очень важно, стабильной во времени длительной пластичности .
Аустенитно-боридные стали и сплавы применяют преимущественно в качестве жаропрочных и жаростойких конструкционных материалов. Возможно их применение также и в качестве коррозионностойких материалов. Выявлено положительное влияние боридной фазы на стойкость аустенитных сталей и сварных швов против коррозионного растрескивания в некоторых хлоридосодер-жащих средах, в частности в хлористом магнии и морской воде. Наличие хромоникелевой эвтектики в металле шва способствует измельчению его структуры и повышению стойкости против образования кристаллизационных трещин.
В бинарной системе Cr—Ni хромоникелевая эвтектика образуется при 49% Ni. Однако в реальных сплавах, содержащих в качестве примесей или легирующих элементов марганец, кремний, вольфрам, молибден и другие элементы, хромоникелевая эвтектика образуется и при меньших содержаниях никеля. Естественно, что это не чистая хромоникелевая фаза, она, подобно боридной фазе, содержит в себе значительные количества примесей и легирующих элементов. Известен ряд хорошо сваривающихся зарубежных и отечиственных сплавов этого типа ХН50 (ЭП668), ХН35В (ЭП468) и др.
Далее...