Сварка разнородных сталей

Сварка хромоникелевых разнородных сталей

Группу хромоникелевых разнородных сталей составляют стали ау­стенитного, аустенито-ферритного и аустенито-мартенситного клас­сов. В настоящее время для изготовления сварных конструкций наиболее широко применяются следующие стали: аустенитные — 08Х10Н20Т2, 10Х11Н20ТЗР, 09Х14Н19В2БР1, ОЗХ16Н15МЗБ, 08Х17Н13М2Т, 12Х18Н9Т, 04Х18Н10, 08Х18Н10Т, 03Х18Н11, 08Х18Н12Т, 08Х18Н12Б, 31Х19Н9МБТ, 07Х21Г7АН5, 03Х21Н21М4ГБ, 20Х23Н18, 12Х25Н16Г7АР; аустенито-феррит - ные— 12X21Н5Т, 08Х21Н6М2Т, 20Х23Н13,08Х18Г8Н2Т; аустенито - мартенситные — 20Х13Н4Г9, 09Х15Н8Ю, 07Х16Н6, 09Х17Н7Ю, 03X17H5M3.

В конструкциях, комбинируемых из хромоникелевых разно­родных сталей, могут использоваться стали, предназначенные для работы в различного рода агрессивных средах и в условиях высо­ких температур, т. е. коррозионностойкие и жаропрочные стали. Поэтому особенности сварки хромоникелевых разнородных сталей определяются прежде всего особенностями сварки коррозионно - стойких и жаропрочных сталей.

Основная особенность сварки коррозионностойких сталей сво­дится к обеспечению требуемой стойкости околошовной зоны про­тив межкристаллитной коррозии. Как известно, хромоникелевые стали аустенитного класса, содержащие углерода больше предела его растворимости (более 0,02%), при отсутствии в их составе более сильных карбидообразующих элементов, чем хром, в околошовной зоне под воздействием термического цикла сварки становятся склон­ными к межкристаллитной коррозии. Объясняется это тем, что в таких сталях даже при кратковременном нагреве в области тем­ператур 600—800° С по границам зерен выпадают карбиды хрома. Последние появляются вследствие того, что при содержании угле­рода выше предела растворимости образующаяся аустенитная структура стали находится в состоянии неустойчивого равнове­сия. Поэтому при повторных нагревах в области температур 400— 800° С она распадается и прежде всего в пограничных слоях, где свободная энергия наибольшая. Выпадение карбидов хрома при­водит к снижению содержания этого элемента в пограничных участ­ках зерна, так как диффузия углерода из центральных участков зерна к границе вследствие значительно большего ее коэффициента, чем коэффициент диффузии хрома, протекает значительно быстрее и поэтому вновь поступивший в пограничные участки углерод сое­диняется с содержащимся здесь хромом. Снижение содержания хрома в пограничных участках зерна, особенно ниже так называе­мого порога устойчивости, равного 12,5%, приводит к потере в этих участках способности к пассивации, что и вызывает появление здесь коррозиционного растрескивания.

Все это говорит о том, что в сварных конструкциях, комбини­руемых из аустенитных хромоникелевых разнородных сталей и предназначенных для работы в агрессивных средах, следует стре­миться применять стали с низким содержанием углерода. При вы­боре конкретною содержания этого элемента необходимо учиты­вать, что чем меньше сталь содержит углерода, тем после более длительной выдержки в области критических температур она ста­новится склонной к межкристаллитной коррозии.

Допустимое содержание углерода в хромоникелевой аустенитной стали, предназначенной для работы в агрессивных средах, зависит также от содержания в ней хрома и никеля. В сталях, содержащих 9—11% никеля и более 18% хрома, количество углерода может достигать 0,04%. При кратковременных выдержках в области кри­тических температур коррозионностойкая аустенитная сталь не­склонна к межкристаллитной коррозии даже при содержании в ней углерода 0,07—0,08% [51].

Если в стали, используемой в конструкциях, предназначенных для работы в агрессивных средах, необходимо, чтобы содержание углерода было более высоким, она должна быть легирована эле­ментами, обладающими большим сродством к углероду, чем хром. Такими элементами являются титан, ниобий, тантал, цирконий, ва­надий и вольфрам. При наличии этих элементов в стали углерод, выделившийся в процессе повторного нагрева из твердого раствора, прочно связывается и тем самым исключается его соединение с хро­мом, приводящее к обеднению этим элементов пограничных участ­

ков зерен. В результате этого участки околошовной зоны такой стали при кратковременных нагревах в области критических темпе­ратур (600—800° С) не становятся склонными к межкристаллитной коррозии.

Из упомянутых карбидообразующих элементов с большим чем у хрома сродством к углероду наиболее устойчивые карбиды обра­зуют титан и ниобий. Поэтому прежде всего ими должна быть леги­рована хромоникелевая аустенитная сталь, используемая в кон­струкции, предназначенной для работы в агрессивных средах, и содержащая углерода больше предела его растворимости. Совер­шенно очевидно, что содержание этих элементов в указанной стали должно быть таким, чтобы обеспечить соединение всего углерода, выделяющегося из твердого раствора при повторном нагреве, коли­чество которого равно разности между концентрацией углерода в стали и его предельной растворимостью, равной, как принято считать, 0,02%. В таком случае требуемое количество карбидооб­разующего элемента определяется по типу образуемого им кар­бида. При этом необходимо полученное количество несколько завы­сить, так как некоторая часть его должна оставаться в твердом рас­творе, а часть может быть израсходована на взаимодействие с дру­гими находящимися в стали элементами. С учетом сказанного, для обеспечения стойкости против межкристаллитной коррозии око­лошовной зоны сталь должна содержать титана или ниобия в коли­чествах, определяемых по следующим уравнениям:

Ті > 5(С —0,02)%,

Nb>8(C —0,02)%.

Следует отметить, однако, что практическое осуществление ука­занных рекомендаций нередко затруднено, так как выбор требуе­мого состава хромоникелевых сталей аустенитного класса ограни­чен. Поэтому при изготовлении сварных конструкций с использо­ванием таких сталей для устранения полученной в околошовной зоне склонности к межкристаллитной коррозии сварные соеди­нения или конструкцию в целом подвергают специальной термичес­кой обработке. Наиболее простым видом ее является нагрев до тем­ператур 950—1150° С с последующим быстрым охлаждением. При таком нагреве усиливается диффузия хрома из центральных участ­ков зерна к его границе, а также растворяются выпавшие карбиды. В результате этого повышается содержание хрома в обедненных участках и они становятся склонными к пассивации, и, следователь­но, стойкими против межкристаллитной коррозии. Быстрое ох­лаждение термообрабатываемого сварного соединения или всей конструкции требуется для того, чтобы исключить новое выделение карбидов.

Склонность высоколегированных хромоникелевых сталей к меж­кристаллитной коррозии значительно уменьшается при наличии в них ферритной фазы. В результате повторного нагрева таких сталей карбиды образуются по границам ферритных зерен. Так как феррит здесь содержит больше хрома, чем аустенит, то в обедняемых им из-за образования карбидов пограничных участках ферритных зе­рен этого элемента содержится еще достаточно для пассивации. Из сказанного следует, что в конструкциях, требующих высоколегиро­ванных хромоникелевых сталей и предназначенных для работы в агрессивных средах, лучше использовать не аустенитные, а аус - тенито-ферритные стали.

Особенность сварки хромоникелевых разнородных сталей в’кои - струкциях, предназначенных для работы в условиях высоких тем­ператур, обусловлена тем, что сварное соединение должно обла­дать определенной жаропрочностью. Из этих соображений в таких конструкциях следует применять сталь, которая в своей структуре в состоянии поставки не должна иметь ферритной составляющей. Не допускается появление этой составляющей и в околошовной зоне сварного соединения. Даже в том случае, если конструкции подвергаются одновременному воздействию и высокой температуры и агрессивной среды, применять для их изготовления коррозионно - стойкую двухфазную аустенито-ферритную сталь не следует. Тре­буемая коррозионная стойкость здесь должна обеспечиваться дру­гим способом. Объясняется это тем, что аустенитные стали с фер­ритной составляющей в условиях высоких температур (600—800°С) склонны к образованию a-фазы, которая вызывает сильное их ох­рупчивание. Поэтому даже в тех случаях, когда в аустенитном металле, используемом в конструкциях, предназначенных для экс­плуатации в условиях высоких температур, необходимо наличие феррита, например для предотвращения появления в металле шва горячих трещин, содержание его следует ограничивать. Оно не должно превышать 5—5,5%.

Возможность охрупчивания высоколегированных хромонике­левых сталей при повторном нагреве обусловила вторую особен­ность их сварки. Охрупчивание этих сталей вызывается прежде всего выделением карбидов, образующихся при нагреве стали до температур 500—850° С. Карбиды образуются за счет углерода, выделяемого из твердого раствора вследствие того, что содержание его превышает предел растворимости.

В аустенито-ферритных сталях, если они содержат хрома 10% и более и имеют в своей структуре более 15% феррита, охрупчива­ние, вызываемое выпадением карбидов, усугубляется так называе­мой 475-градусной хрупкостью. В стали с проявленной 475-гра­дусной хрупкостью даже с помощью электронного микроскопа нель­зя выявить каких-либо изменений структуры. Поэтому природа этой хрупкости еще не выяснена, хотя этому вопросу посвящено много исследований. Вместе с тем, установлено, что отпуск охруп - ченной таким образом стали при температуре 600—700° С восста­навливает ее пластические свойства. На этом основании некоторые исследователи полагают, что 475-градусная хрупкость высоколеги­рованных сталей вызывается образованием в твердом растворе богатых хромом комплексов, которые при последующем отпуске рас­

сеиваются вследствие происходящего при этом выравнивания содержания хрома.

Явления, вызывающие рассмотренные изменения свойств вы­соколегированных хромоникелевых сталей при их сварке, проис­ходят не только в околошовной зоне. Они могут иметь место и в ме­талле шва. Поэтому материалы для сварки этих сталей необходимо выбирать таким образом, чтобы исключить возможность таких явлений или иметь возможность устранить их последствия.

Что касается изменений структуры и свойств металлов в зоне их сплавления, которые определяют основную особенность сварки разнородных сталей, то их в большинстве случаев при сварке вы­соколегированных хромоникелевых сталей можно не учитывать. Обусловлено это тем, что в зоне сплавления таких разнородных сталей процесс перераспределения углерода не имеет существенного развития.

При выборе материалов для сварки рассматриваемых разнород­ных сталей следует учитывать, что высоколегированный хромони­келевый металл шва весьма склонен к образованию горячих трещин. Из этих соображений для сварки разнородных высоколегирован­ных хромоникелевых сталей всех возможных сочетаний наиболее целесообразно применять материалы, обеспечивающие получение металла шва аустенито-ферритного класса с содержанием фер­рита 2—5%. Лишь в том случае, когда в комбинируемой конструк­ции используется сталь аустенитного класса с высоким содержанием никеля, необходимо применять сварочные материалы, обеспечи­вающие металл шва однофазной аустенитной структуры при со­держании в нем элементов, исключающих образование горячих тре­щин (гл. 1). При использовании в этом случае сварочных материа­лов, обеспечивающих получение аустенито-ферритного шва, допол­нительное его легирование никелем за счет проплавления высоко­никелевой свариваемой стали приводит к образованию в нем одно­фазной аустенитной структуры и появлению вследствие этого горя­чих трещин.

Исходя из изложенного, ниже приведен один из рекомендуемых вариантов применения сварочных материалов для сварки хромо­никелевых разнородных сталей (аустенитных с аустенито-феррит - ными, аустенитных с аустенито-мартенситными, аустенито-феррит - ных с аустенито-мартенситными):

Вид сварки

Ручная дуговая

Автоматическая под флю­сом

В защитных газах. . .

Сварочные материалы

Электроды Э-04Х20Н9, Э-10Х25Н13Г2, Э-06Х19Н11Г2М2,

Э-0Х20Н9Г6С, Э-11X15 Н25М6АГ2

Проволока Св-04Х19Н9, Св-07Х25Н13, CB-04XI9HIIM3, Св-08Х20Н9Г7Т, Св-10X16Н25АМ6; флюс АН-26, 48-0Ф-6, АН-18

Проволока Св-04Х19Н9С2, Св-Х20Н9Г7Т