Бондаренко. Брянский государственный технический университет
 Скачать 7.13 Mb.
|
4. Поры в наплавленном металле.7.1.1. Трещины в сварных соединениях Различают три вида трещин, образующихся при сварке аустенитных сталей: кристаллизационные, подсолидусные и холодные. Первые два вида объединяют названием горячие трещины (ГТ). Повышенная склонность металла шва к ГТ обусловлена: А. Высоким коэффициентом теплового расширения, малой теплопроводностью и высокой релаксационной стойкостью при высоких температурах. Это приводит к высокому уровню напряжений и деформаций при сварке, отпуске и эксплуатации в условиях теплосмен. Б. Крупнокристаллической (транскристаллитной) столбчатой первичной структурой с сильно выраженной ликвационной неоднородностью по Сг, Ni, Nb, В, С и др. В результате ликвации образуются легкоплавкие карбидные, боридные фазы в тройных стенках зерен и по траекториям срастания кристаллитов, препятствующие миграции границ зерен в более равновесные положения. При этом металл шва имеет малую пластичность в интервале ТИХ, которая может быть исчерпана в результате усадки шва и перемещения свариваемых заготовок. Так возникает первый тип горячих трещин кристаллизационного типа, зарождающихся в остаточных пленочных выделениях жидкой фазы при Т до 1250...1200 °С. Второй тип горячих трещин (подсолидусные) возникает в твердой фазе при 1200...1000 °С в результате межзеренного характера высокотемпературной сварочной деформации. Она стимулирует выход дислокаций и примесных атомов на границы зерен и создает ступеньки, раскрывающиеся при межзеренной деформации в результате притока вакансий и сегрегации примесных атомов в микротрещины. Третий тип горячих трещин – ликвационные горячие трещины, образующиеся в ЗТВ по строчечным выделениям сегрегатов и примесей, а в металле шва предыдущего прохода при многослойности сварки – по ликвационным прослойкам. Так, сульфидная эвтектика Ni3S + Ni имеет Тпл = 645 °С, а эвтектики системы Ni – Nb – Тпл = 1270 °С. Применение аустенитных сталей, подвергнутых ЭШП и хорошо очищенных от вредных примесей, позволяет избежать этих трещин. Трещины при послесварочной термообработке жестких сварных узлов, имеющих концентраторы напряжений (непровары, подрезы, трещины и т. п.), из сталей, содержащих карбидообразующие элементы (Ti, Nb, Mo), на этапе нагрева в интервале 650...800 °С могут образоваться в результате: – сосредоточения деформаций металла у концентраторов напряжений; – необратимых изменений в ЗТВ (рост зерен, формирование плоских карбидов по границам) и дисперсионного твердения при термообработке. Избежать появления трещин в сварных соединениях аустенитных сталей возможно путем:
Вводя в металл шва вторую фазу, добиваются разрушения его транскристаллитного строения и измельчения первичной структуры. При этом общая протяженность границ между кристаллами растет и легкоплавкие эвтектики становятся разобщенными. Вместе с этим, тормозится и перемещение несовершенств кристаллической структуры, что препятствует возникновению подсолидусных трещин. Чаще всего второй фазой служит первичный феррит, создающий 2-х фазную аустенитно-ферритную структуру металла шва. Наличие первичного феррита измельчает структуру металла, уменьшает концентрацию Si, Р, S и других примесей в межкристаллитных прослойках за счет большей растворимости этих элементов в феррите. Этим повышается чистота границ кристаллитов и уменьшается опасность образования легкоплавких эвтектик. Современные исследования показали, что для придания металлу достаточной стойкости к образованию кристаллизационных трещин нужно иметь в аустенитном шве 2...5 % первичного феррита. Если феррита больше, опасность появления горячих трещин уменьшается, но при работе такого металла в области высоких температур может происходить его охрупчивание, связанное с переходом феррита в хрупкую –фазу, залегающую по границам зерен аустенита. При работе в агрессивных средах Т < 400 °С допускается до 25 % феррита. Чтобы получить 2-х фазное строение в наплавленный металл вводят элементы-ферритизаторы (Cr, Mo, Si, Ti, Nb, Zr, V, A1 и др.) и уменьшают или ограничивают содержание аустенизаторов (С, Mn, N, Си, Со). Для этого используют известную диаграмму Шеффлера, т. е. вычисляют Niэ и Сгэ, и по диаграмме определяют структуру металла шва. Если нужно сохранить чисто аустенитную структуру, то способом повышения стойкости металла шва к образованию трещин является дополнительное легирование такими элементами, как Mo, W, Nb, N. Считают, что эти элементы, имея повышенную энергию активации, снижают диффузионную подвижность атомов в аустените и подавляют возникновение зародышей подсолидусных трещин. Измельчение структуры однофазных швов можно обеспечить и воздействием на сварочную ванну ультразвуковых или механических колебаний частотой 20...30 КГц, а также введением элементов-модификаторов (Sr, Ge, Ti, В и др.) или азота, который является сильным аустенизатором и также способствует измельчению структуры за счет увеличения центров кристаллизации в виде тугоплавких нитридов. Это повышает стойкость сварных швов против ГТ. Повысить стойкость аустенитных швов к трещинам можно и технологическими приемами, снижающими темп нарастания внутренних деформаций, особенно в ТИХ. Большое значение приобретает при этом форма сварочной ванны, определяющая направление роста осей кристаллитов и ориентацию их границ по отношению к оси шва. В узкой, глубокой и удлиненной сварочной ванне (большая скорость сварки) кристаллиты растут наиболее неблагоприятно – навстречу друг другу с образованием зоны сплавления в центре шва. Формируемый в этом случае шов обладает низкой технологической прочностью, так как его деформационная способность в ТИХ существенно снижается. Следует отметить, что проблема получения чисто аустенитных швов, стойких к образованию трещин, полностью пока еще не решена. 7.1.2. Межкристаллитная коррозия сварных соединений Межкристаллитная коррозия (рис. 40) наблюдается: – в основном металле на некотором удалении от шва; – в металле шва; – непосредственно у границы сплавления (ножевая коррозия).
При Т > 850 °С структурных изменений, способствующих появлению МКК в металле, вообще не наблюдается, так как при длительной выдержке Сг успевает продифундировать из центра зерна к периферии. Для увеличения стойкости против МКК необходимо:
Избежать появления МКК в ЗТВ позволяет: 1. Закалка на гомогенный твердый раствор. При нагреве под закалку (выше линии SE) выпавшие карбиды хрома растворяются в аустените. Последующее быстрое охлаждение позволяет получить однородный аустенит. 2. Стабилизирующий (диффузионный) отжиг. Нагрев при Т=850...900 °С в течение 2...3 часов с последующим остыванием на воздухе. Карбиды в этом случае выпадают более полно, но за счет диффузионных процессов содержание хрома в объеме зерна аустенита выравнивается и металл становится нечувствительным к МКК. 3. Режим сварки, исключающий перегрев металла (сварка с малой погонной энергией, искусственное охлаждение металла ЗТВ). МКК в металле шва обусловлена наличием карбида хрома по границам зерен или низкой стойкостью металла к воздействию опасных температур в процессе эксплуатации сварного соединения. Если С 0,02...0,03 %, то карбиды выпадать не будут (предельная растворимость), но практически С = 0,08...0,12 %. Наличие первичного феррита в аустенитном шве увеличивает стойкость к МКК, так как феррит имеет менее компактную упаковку атомов в кристаллической решетке, в связи с чем подвижность атомов Сг и С в ГЦК-решетке –железа ниже, чем в ОЦК-решетке –Fe. Поэтому карбиды хрома располагаются по границам ферритных участков, где сосредоточиваются места обеднения хромом. Химические нестойкие участки перемешиваются здесь с химическими стойкими зернами, служащими своеобразным барьером против проникновения агрессивной среды. Следует также иметь в виду быстрое восстановление необходимой концентрации хрома в обедненных участках за счет высокой скорости диффузии хрома в феррите. Для устранения МКК применяют диффузионный отжиг, вводят в металл шва активные карбидообразователи или создают аустенитно-ферритную структуру. 7.1.3. Охрупчивание металла сварного соединения при эксплуатации Под действием рабочих температур и напряжений в сварном соединении могут протекать процессы сигматизации, 475-градусной хрупкости и радиационное охрупчивание. Сигматизация – это появление в структуре металла шва хрупкой и твердой (6000...8000 МПа) немагнитной составляющей, которую назвали –фазой. Это интерметаллид, имеющий сложную кристаллическую решетку и переменный состав. Так, –фаза, образовавшаяся в стали 25–20 после нагрева в течение 1000 часов, содержала 51,82 % Сг, 3 % Ni, 1,1 % Si, 0,61 % Mn, 44,67 % Fe. Появление её в швах резко снижает ударную вязкость. В аустенитных швах сталей типа 25–20 сигматизация возникает при длительном нагреве при Т = 650...900 °С и особенно при 800...875°С. В этом случае возможно выпадение из аустенита мелкодисперсных карбидов и местное превращение –. В таких швах V, Сг, Mn, W, Ni, Co, Si, Nb, Сu ускоряют сигматизацию. Углерод препятствует этому процессу. В аустенитно-ферритных швах сталей типа 18–8 сигматизация наблюдается при длительном нагреве в интервале 500...875 °С в результате перерождения () железа в –фазу. Скорость и степень сигматизации значительно зависит от состава феррита и характера его легирования, поскольку –фаза образуется непосредственно в феррите. Появлению –фазы в аустенитно-ферритном шве способствуют элементы-ферритизаторы, тогда как аустенизаторы, в том числе и Мn, делают швы менее склонными к сигматизации. Наиболее эффективное средство борьбы с сигматизацией металла швов – нагрев до Т = 1000...1150 °С, выдержка 1 час и быстрое охлаждение. В этом случае обеспечивается полное растворение –фазы в аустените и дальнейшая невосприимчивость швов к воздействию опасных температур. Но содержание феррита в А–Ф швах не должно превышать 5 %. 475-градусная хрупкость связана с длительным нагревом в интервале Т = 325...525 °С и в особенности при 475 °С. В этом случае наблюдается повышение прочности, уменьшается пластичность и особенно ударная вязкость, падает электрическое сопротивление и стойкость против МКК. 475-градусная хрупкость присуща А–Ф сталям. Для устранения этого вида хрупкости уменьшают содержание феррита до 2...5 % или применяют закалку. Радиационное охрупчивание происходит под воздействием нейтронов и –частиц. В этом случае в кристаллической решетке металлов образуются трансмутации Н и Не, а также вакансии, поскольку атомы твердых тел выбиваются из своих регулярных положений и переходят в междуузлия, это повышает прочность и снижает пластичность основного металла и особенно сварных швов. Для гомогенных сталей это можно устранить при нагреве до Т=0,5Тпл. Большую работоспособность в условиях нейтронного облучения имеют стали типа 25–20 с Ni>10 % или стали 15–35 с С0,02 %. Свариваемость облученных сталей (ремонт) ниже, чем у необлученных. Пористость наблюдается в результате выхода Н и Не. 7.1.4. Поры в наплавленном металле Наличие водорода в хромоникелевых сплавах определяется его высокой растворимостью в аустените и незначительной скоростью диффузии. Это обусловливает наличие пор в металле шва. Для устранения пор применяют все меры, которые позволяют избежать попадания водорода в металл шва (см. гл. 4). 7.2. Общие рекомендации по сварке аустенитных сталей Выбор сварочных материалов осуществляется в зависимости от марки стали и условий ее эксплуатации. Для сталей с Cr/Ni > 1 применяют аустенитно-ферритные материалы, а для сталей с Cr/Ni < 1 – чисто аустенитные или аустенитно-карбидные материалы. Важным при этом является высокая чистота применяемых материалов по вредным (Р, S) и ликвирующимся (Pb, St, Bi) примесям, а также по О2 и N. Режим сварки должен обеспечить минимальный темп деформаций и высокие скорости охлаждения для получения благоприятной структуры и сопротивления образованию трещин. Низкий коэффициент теплопроводности и высокий коэффициент линейного расширения обусловливают, при прочих равных условиях, расширение зоны проплавления и областей, нагретых до высоких температур, и увеличение суммарной пластической деформации металла шва и ЗТВ.
3. Выполнять последующие швы в многослойных соединениях после охлаждения предыдущих. Шов, обращенный к агрессивной среде, выполнять в последнюю очередь, чтобы предупредить его повторный нагрев. 4. Уменьшать долю основного металла в металле шва. 5. Осуществлять сварку на постоянном токе обратной полярности короткой дугой. 6. Не допускать попадания брызг на поверхность основного металла (очаги коррозии). 7. Удалять остатки шлака и флюса. 8. Прокаливать электроды и флюсы, хранить их в герметичной таре. Снижение тепла деформаций достигается путем: – ограничения Iсв и диаметра электрода; – заполнения разделки валиками относительно небольшого сечения; – заделки кратеров при обрыве дуги, а иногда их вырубки; – применения надлежащих форм и размеров разделки кромок. Термическая обработка аустенитных сталей может быть местной или общей и зависит от эксплуатационных требований. Это или аустенизация с последующим стабилизирующим отжигом (750...800°С), или аустенизация без отжига. 7.3. Технология сварки Ручная сварка позволяет получать сварные соединения в любом пространственном положении. Основная задача РДС – получение металла шва с необходимым химическим составом и структурой. Поэтому: – сварку выполняют короткой дугой без колебаний с минимальным проплавлением основного металла; – преимущественно применяют электроды фтористо-кальци-евого типа; – сварку выполняют на постоянном токе обратной полярности при Iсв = (25...30)dэ. Основные сведения о режиме и электродах для сварки некоторых аустенитных сталей приведены в табл. 23–25. Таблица 23 Ориентировочные режимы РДС аустенитных сталей
Таблица 24 Сварочные материалы для дуговой сварки коррозионно-стойких сталей, обеспечивающих стойкость против общей и межкристаллитной коррозии
Таблица 25 Электроды, применяемые для сварки аустенитных жаропрочных сталей и свойства наплавленного металла
Сварка под флюсом – основной способ сварки аустенитных сталей толщиной от 3 до 50 мм в нефтехимическом машиностроении. Она обеспечивает хорошее формирование сварных швов, стабильность состава и свойств их по всей длине, отсутствие брызг и кратеров, минимальное окисление легирующих элементов, высокую производительность и качество. Для сварки под флюсом применяют ряд сварочных проволок (марки которых приведены в табл. 24, 26) и низкокремнистых, фторидных или высокоосновных флюсов. Сварку выполняют на токе обратной полярности швами небольшого сечения. Вылет проволоки при этом уменьшают в 1,5...2,0 раза по сравнению с низкоуглеродистой из-за большого омического сопротивления. Техника и режимы сварки аустенитных сталей практически такие же, как и при сварке обычных сталей. Таблица 26 Сварочные материалы для сварки жаропрочных сталей
При сварке в защитных газах используют инертные (аргон, гелий), активные (СО2, N) газы и их смеси. Применение газов позволяет изменять тепловую эффективность дуги и условия ввода тепла в зону сварки, расширяет технологические возможности процесса сварки. Сварка в инертных газах обеспечивает высокое усвоение легирующих элементов и стабильность свойств сварного соединения. Применяют сварку неплавящимся и плавящимся электродами. Сварка неплавящимся электродом (с присадкой или без нее) выполняют на токе прямой полярности при I = 80...250 А при расходе аргона 4...8 л/мин. Особенно эффективно применение импульсно-дуговой сварки (ИДС), которая обеспечивает широкое регулирование температурного цикла сварки. При ИДС уменьшается перегрев сварного соединения и коробление, обеспечивается хорошее формирование шва, особенно при сварке металлов малых толщин. ИДС способствует дезориентации структуры, что уменьшает вероятность образования ГТ. Сварку плавящимся электродом выполняют на токах, обеспечивающих струйный перенос электродного металла. При этом исключается разбрызгивание и образование очагов коррозии в местах приварившихся брызг. Для снижения критического тока, обеспечивающего струйный перенос, сварку выполняют в смеси аргона с 3...5 % О2 или 15...20 % СО2. При этом снижается опасность образования пор, вызванных водородом. Но добавки О2 и СО2 увеличивают угар легирующих элементов и возможность науглероживания металла шва, что требует применения соответствующих проволок (табл. 25). Иногда к аргону добавляют 3...10 % азота, который является сильным аустенизатором и способствует измельчению структуры и стойкости к образованию ГТ. При сварке в СО2 происходит выгорание легирующих элементов (Ti, Al, Cr, Mn, Si) и науглероживание металла шва на 0,02...0,04 %. Это может резко снизить его коррозионную стойкость. Поэтому для сварки в СО2 применяют проволоки с энергичными карбидообразователями (Ti, Nb, Al). Это сварочные проволоки Св-07Х18Н9ТЮ, Св-08Х20Н9С2БТЮ, Св-06Х20Н11М3ТБ и другие (табл. 24). Сварку выполняют на постоянном токе обратной полярности проволокам диаметром 0,5...2,0 мм на токах 30...190 А и расходе газа 6...12 л/мин. Недостатком сварки в СО2 является большое разбрызгивание (10...12 %) и образование очагов коррозии в месте приварки брызг к металлу. Использование тонкой проволоки и сварки на малых вылетах уменьшает разбрызгивание. Для защиты от брызг применяют различные защитные пасты. | ||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
