Основные сведения о свариваемости

Свариваемость рассматриваемых сталей и сплавов затрудняется много-компонентностью их легирования и разнообразием условий экс­плуатации свар-ных конструкций (коррозионная стойкость, жаростой­кость или жаропроч-ность). Общей сложностью сварки является преду­преждение образования в шве и околошовной зоне кристаллизационных горячих трещин, имеющих межкрис-таллитный характер, наблюдаемых в виде мельчайших микронадрывов и тре-щин. Горячие трещины могут возникнуть и при термообработке или работе ко-нструкции при повышен­ных температурах. Образование горячих трещин наи-более характерно для крупнозернистой структуры металла шва, особенно выра-женной в многослойных швах, когда кристаллы последующего слоя продолжа-ют кристаллы предыдущего слоя.

Концентрационное и термическое переохлаждение способствует разви-тию дендритной или микроскопической ликвации. В аустенитных швах нап-равленность столбчатых кристаллов выражена наиболее четко. Повышенное сечение и поэтому малая поверхность столбчатых кристал­лов способствуют образованию межкристаллитных прослоек повышен­ной толщины, что и уве-личивает вероятность образования горячих тре­щин. Применение методов, спо-собствующих измельчению кристаллов и дезориентации структуры, утоньшая межкристаллитные прослойки, не­сколько повышает стойкость швов против го-рячих трещин.

Один из таких методов - получение швов, имеющих в структуре не­кото-рое количество первичного -феррита. Положительное действие феррита в аус-тенитно-ферритных швах на предупреждение образования в них горячих тре-щин связано с характером процесса первичной кристаллизации металла свароч-ной ванны. Одновременное выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и первичного -феррита приводит к измель­чению и дезориентации структуры, т.е. уменьшению сечения столбчатых кристаллов и утонению межкристаллит-ных прослоек, разделенных уча­стками первичного феррита. В результате ве-роятность образования го­рячих трещин по местам расположения прослоек уме-ньшается.

Элементы, способствующие ферритизации металла, оказывают и обессе-ривающее действие на сварочную ванну, уменьшая количество легкоплавкой сульфидной эвтектики. Благоприятное действие - феррита может быть объяс-нено и большей растворимостью в нем примесей, уменьшающей их ликвацию. Получение аустенитно-ферритных швов достигается их дополнительным леги-рованием ферритообразующими элементами, такими как хром, кремний, алю-миний, молибден и др. В из­делиях, работающих как коррозионно-стойкие при температурах до 400 °С, допускается содержание феррита до 20 ... 25 %. В швах на жаро­прочных и жаростойких сталях, работающих при более высоких темпе-ра­турах, возможно образование а-фазы с соответствующим ухудшением слу-жебных характеристик шва. С целью предупреждения сигматизации швов ко-личество -феррита в швах на жаропрочных и жаростойких ста­лях ограничива-ют 4 ... 5 %.

В сталях с большим запасом аустенитности получение швов с аустенит-но-ферритной структурой затруднено необходимостью легирова­ния их повы-шенным количеством ферритизаторов. Возможность предот­вращения в швах на них, а также на аустенитно-ферритных сталях горя­чих трещин достигается ог-раничением содержания в швах вредных (фосфора, серы) и ликвирующих при-месей, образующих легкоплавкие эвтектики, располагающиеся на завершаю-щейся стадии кристаллизации по границам столбчатых кристаллов. Это дости-гается применением сва­рочных материалов, минимально засоренных вредными и ликвирующими элементами, например электродных проволок, изготовленных из сталей вакуумной выплавки, электрошлакового переплава и т.д. Ограничи-вается также проплавление основного металла.

В некоторых случаях повышение стойкости швов против горячих трещин, наоборот, достигается повышением ликвирующих примесей до концентраций, обеспечивающих получение при завершении кристалли­зации сплошной пленки легкоплавкой эвтектики на поверхности кристаллита. Это может быть достиг-нуто легированием стали бором (0,3 ... 1,5 %). Повышенная литейная усадка и значительные растягивающие напряжения, действующие при затвердевании на сварочную ванну, также способствуют образованию горячих трещин. Сниже-ние действия силово­го фактора (ограничение силы тока, заполнение разделки валиками не­большого сечения, рациональная конструкция соединения и др.) способ­ствует предупреждению горячих трещин.

Помимо сложности получения на аустенитных высоколегированных ста-лях и сплавах швов без горячих трещин имеются и другие трудности, обуслов-ленные спецификой их использования. К сварным соединениям на жаропроч-ных сталях предъявляется требование сохранения в течение длительного време-ни высоких механических свойств при повышенных температурах. Большие скорости охлаждения металла шва при сварке приводят к фиксации неравновес-ных по отношению к рабочим темпера­турам структур. Во время эксплуатации при температурах выше 350 °С в результате диффузионных процессов в стали появляются новые струк­турные составляющие, приводящие обычно к сниже-нию пластических свойств металла шва.

Термическое старение при температурах 350 ... 500 °С может при­вести к появлению 475°-ной хрупкости. Выдержка аустенитно-ферритных швов при температуре 500 ... 650 °С приводит к старению в основ­ном за счет выпадения карбидов. Одновременно идет процесс образова­ния а-фазы. Легирование сталей титаном и ниобием приводит к диспер­сионному упрочнению стали за счет об-разования их прочных карбидов. Являясь ферритизаторами, титан и ниобий, способствуя образованию в шве ферритной составляющей, увеличивают коли-чество а-фазы в метал­ле. Выдержки при температуре 700 ... 850 °С значительно интенсифици­руют образование а-фазы с соответствующим охрупчиванием металла при более низких температурах и снижением предела ползучести при высоких температурах. При этих температурах возрастает роль и интерметал-лидного упрочнения за счет образования, в частности, интерметаллидных фаз железа с титаном и ниобием.

В чисто аустенитных швах в процессах теплового старения ведущее мес-то занимают процессы карбидного и интерметаллидного упрочнения. Одно из эффективных средств уменьшения склонности сварных соедине­ний жаростой-ких и жаропрочных сталей к охрупчиванию в результатевыпадения карбидов - снижение в основном металле и металле шва со­держания углерода. Наклеп, способствуя увеличению в шве содержания ферритной фазы, усиливает возмо-жность их охрупчивания.

Ввиду высокого коэффициента теплового расширения суммарная внут-ренняя пластическая деформация металла шва и околошовной зоны при сварке высоколегированных сталей выше, чем в низколегированных сталях. В резуль-тате при сварке многослойных швов (многократная пла­стическая деформация), жестких соединений и т.п. околошовная зона и нижние слои металла шва могут заметно упрочняться. Самонаклеп также увеличивает количество ферритной фазы, а значит, и вероятность охруп­чивания (сигматизации) швов.

В зоне термического влияния некоторых жаропрочных аустенитных ста-лей под действием термического цикла сварки снижаются пластические и проч-ностные свойства, что может повести к образованию в этой зоне трещин. По-добные изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузи-онных процессов, приводящих к повы­шенной концентрации в металле около-шовной зоны элементов (углерода, кислорода и др.), которые совместно с вред-ными примесями могут обра­зовывать легкоплавкие эвтектики. При длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться мелкодисперсные карбиды и интер-металлиды, коагуляция которых приводит также к охрупчиванию металла. При свар­ке этих сталей для предупреждения образования горячих трещин в шве час-то получают металл шва, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру.

В процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбид­ное и интерметаллидное упрочнение металла шва и соответствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в око­лошовной зоне дефор-маций и образованию в ней трещин. Этому способ­ствует и высокий уровень ос-таточных сварочных напряжении в сумме с рабочими напряжениями. Предотв-ращение подобных локальных разру­шений достигается термообработкой – аус-тенитизацией при температуре 1050 ... 1100 °С для снятия остаточных свароч-ных напряжений и самона­клепа и придания сварному соединению более одно-родных свойств. В ряде случаев аустенитизация сопровождается последующим стабили­зирующим отжигом при температуре 750 ... 800 °С для получения отно­сительно стабильных структур за счет выпадения карбидной и интерметаллид-ной фаз. При сварке высокопрочных сталей в околошовной зоне возможно об-разование холодных трещин. Поэтому до сварки рекомендуется их аустенити-зация для получения высоких пластических свойств металла, а после сварки - упрочняющая термообработка. Подбор химического со­става металла шва, полу-чение в нем благоприятных структур за счет вы­бора режима сварки и термооб-работки, снижение уровня остаточных на­пряжений за счет уменьшения жестко-сти сварных соединений или термо­обработки - основные пути предотвращения охрупчивания сварных соеди­нений и образования в них холодных трещин. Пре-дварительный или сопут­ствующий подогрев до температуры 350 ... 450 °С слу-жит этой же цели.

При сварке жаростойких сталей под воздействием температуры в металле швов могут наблюдаться такие же структурные изменения, как и при сварке жа-ропрочных сталей. Высокая коррозионная стойкость жаро­стойких сталей в га-зовых средах при повышенных температурах опреде­ляется возможностью об-разования и сохранения на их поверхности прочных и плотных пленок оксидов. Это достигается легированием их хромом, кремнием, алюминием. Поэтому во многих случаях необходимая жаростойкость сварного соединения достигается максимальным прибли­жением состава шва к составу основного металла. Во многих случаях к сварным соединениям жаростойких сталей предъявляется требование стойкости к газовой межкристаллитной коррозии.

Большинство жаростойких сталей и сплавов имеет большой запас аусте-нитности и поэтому при нагреве и охлаждении при сварке фазовых превраще-ний не претерпевает, кроме карбидного и интерметаллидного дисперсионного твердения. При сварке этих сталей возможно образова­ние холодных трещин в шве и околошовной зоне, предупреждение кото­рых в ряде случаев может быть достигнуто предварительным подогревом сталей до температуры 250 ... 550 °С.

Высоколегированные аустенитные стали и сплавы наиболее часто испо-льзуют как коррозионно-стойкие. Основное требование, которое в этом случае предъявляется к сварным соединениям, - стойкость к раз­личным видам корро-зии. Межкристаллитная коррозия может развиваться в металле шва и основном металле у линии сплавления (ножевая корро­зия) или на некотором удалении от шва (рис. 9.4). Механизм развития этих видов коррозии одинаков. Однако при-чины возникновения назван­ных видов межкристаллитной коррозии различны.

Рис. 9.4. Схемы межкристаллитной коррозии сварных соединений аустенитных сталей:

а - в основном металле; б - в металле шва; в - ножевая коррозия

Межкристаллитная коррозия в металле шва (см. рис. 9.4, б) возника­ет в результате выделения под действием термического цикла сварки из аустенита карбидов хрома, приводящего к местному обеднению границ зерен хромом. Основная причина этого - повышенное содержание в ме­талле шва углерода и отсутствие или недостаточное содержание титана или ниобия. Неблагоприят-ный термический цикл сварки - длительное пребывание металла шва в интер-вале критических температур (t > t_кр, рис. 9.3) приводит к появлению склоннос-ти к межкристаллитной корро­зии шва. Шов может потерять стойкость против межкристаллитной кор­розии в результате воздействия критических температур при эксплуата­ции изделия. Аустенитно-ферритные швы с дезориентированной струк­турой имеют и повышенную стойкость против ММК по сравнению с ау-стенитными.

Увеличение протяженности границ зерен за счет их измельчения увели-чивает поверхности, на которых выделяются карбиды. Выделяю­щиеся карбиды более дисперсны, и местное обеднение объема зерна хро­мом происходит на ме-ньшую глубину. Кроме того, процессы диффузии в феррите протекают значите-льно быстрее, и выравнивание концентрации хрома в обедненных участках и центральных участках зерна происходит достаточно быстро.

Межкристаллитная коррозия основного металла на некотором уда­лении от шва (см. рис. 9.4, а) вызывается также действием термического цикла сварки в той части основного металла, где находилась изотерма критических темпера-тур.

Предупреждение склонности стали и швов к ММК достигается: снижени-ем содержания углерода до пределов его растворимости в аустените (до 0,02 ... 0,03 %), легированием более энергичными, чем хром, карбидообразующими элементами (стабилизация титаном, ниобием, танталом, ванадием и др.); аус-тенитизацией (закалкой) с температур 1050 ... 1100 °С, однако при повторном нагреве в интервале критических темпе­ратур (500 ... 800 °С) сталь повторно приобретает склонность к межкристаллитной коррозии; стабилизирующим отжигом при температуре 850 ... 900 °С в течение 2 ... 3 ч; созданием аусте-нитно-ферритной струк­туры с содержанием феррита до 20 ... 25 % путем до-полнительного леги­рования хромом, кремнием, молибденом, алюминием и др. Однако такое высокое содержание в структуре феррита может понизить стой-кость ме­талла к общей коррозии. Эти же меры способствуют и предупрежде-нию ножевой коррозии.

Ножевая коррозия имеет сосредоточенный характер (см. рис. 9.4, в) и по-ражает основной металл. Этот вид коррозии развивается в сталях, стабилизиро-ванных титаном и ниобием, обычно в участках, которые на­гревались до темпе-ратур выше 1250 °С. При этом карбиды титана и нио­бия растворяются в аусте-ните. Повторное тепловое воздействие на этот металл критических температур 500 ... 800 °С (например, при много­слойной сварке) приведет к сохранению ти-тана и ниобия в твердом рас­творе и выделению карбидов хрома.

Общая коррозия представляет собой растворение металла в корро­зионной среде и может развиваться преимущественно в металле шва, различных участ-ках зоны термического влияния или преимущественно в основном металле. В некоторых случаях она может развиться равномер­но в основном металле и сварном соединении.

Наблюдается еще один вид коррозионного разрушения - коррози­онное растрескивание, возникающее под совместным действием растяги­вающих нап-ряжений и агрессивной среды. Разрушение развивается как межкристаллитное, так и транскристаллитное. Снижение уровня оста­точных сварочных напряже-ний - одна из основных мер борьбы с этим видом коррозионного разрушения.