СВАРКА И СВАРИВАЕМЫЕ МАТЕРИАЛЫ

АУСТЕНИТНЫЕ ЖАРОПРОЧНЫЕ СТАЛИ (Якушин Б. Ф.)

16.1. Состав, структура и назначение

Аустенитные жаропрочные стали представляют собой стабильный однофаз­ный твердый раствор Сг и Ni на основе Fe с г. ц. к. кристаллической ре­шеткой. В сталях этой группы содержание ферритной фазы (с о. ц. к. решет­кой) не превышает 2 %.

По типу легирования и характеру упрочнения эти стали классифици­руют на 2 группы:

— гомогенные стали, не упрочняемые термообработкой: Х14Н16Б,

Х18Н12Т, 1Х16Н13М2Б, Х23Н18, 1Х14Н14В2М, ІХ14Н18В2БР,

1Х14Н18В2БР1, Х16Н9М2, Х16Н14В2БР н др, они способны длительно ра­ботать под напряжением при температурах до 500°С (табл. 16.1). Развитие процессов ползучести гомогенных аустенитных сталей ослаблено вследствие высокого легирования твердого раствора, деформирующего кристаллическую решетку нз-за различия в размерах атомов, что повышает внутреннее тре - нне в решетке и сопротивление сдвигу в кристаллите, а также ослабляет диффузию г. о их объему,

— гетерогенные стали, упрочняемые термообработкой — закалкой и ста­рением. В результате такой термообработки аустенитные стали образуют карбидные, карбонитридные, интерметаллидные фазы, обеспечивающие дли­тельную работоспособность под напряжением при более высоких темпера­турах (до 700 °С). Эти фазы не растворяются при длительном высокотем­пературном нагреве, являются барьером для движения дислокаций, снижают интенсивность пограничной днффузнн и повышают температуру рекристал­лизации. Стабильность избыточных фаз тем выше, чем больше величина межатомных сил связей в твердом растворе и в упрочняющей фазе. Наибо­лее стабильны фазы Лавеса: Fe2W, Fe2Mo, Fe2Ti и др. [1]. К этой группе относятся стали следующих марок: Х12Н20ТЗР, 40Х18Н25С2, Х15Н18ВЧТ, 1Х15Н35ВТР и др.

Наряду с высокой жаропрочностью все указанные выше стали обла­дают значительной, жаростойкостью вследствие высокого содержания Сг, образующего иа поверхности прочные окислы хрома, а также антикоррозион­ной стойкостью в различных средах (в том числе в жидком Na, Li и др.).

Онн предназначены для изготовления элементов теплоэнергетических, химических и атомных установок, испытывающих совместное действие на­пряжений, высоких температур и агрессивных сред. Типовые детали: ло­патки газовых турбин, камеры сгорания, горячие тракты газотурбинных двигателей, автоклавы, трубопроводы с жидким теплоносителем первого коитура атомных реакторов и с перегретым паром и т. д.

16.2. Свариваемость сталей

16.2.1. Структура, свойства металла шва и зоны термического влияния

Тип структуры металла шва, формируемой в процессе кристал­лизации, зависит от химического состава стали и теплофизиче­ских условий кристаллизации. Роль химического состава в пер­вом приближении оценивают по псевдобинарным диаграммам

состояния системы Fe—Сг—Ni при постоянном содержании С (рис. 16.1) [2].

В стабильно-аустенитных сталях с соотношением Сгэ/№э< <1,12 кристаллизация проте­кает путем выделения из жид­кости у-твердого раствора до полного исчезновения жидкой фазы. При большем соотноше­нии Сгэ/№э<1,3 в интервале температур между ликвидусом и солидусом происходит после­довательное выделение из жид­кости двух твердых фаз: аусте­нита и междендритного эвтекти­ческого феррита, который обра­зуется из последних порций жидкой фазы, обогащенной хро­мом и никелем по ликвационно - му механизму. В условиях уско­ренного охлаждения при сварке швы состоят из крупнокристаллической матрицы с остаточным ферритом в виде прерывистых выделений по границам денд­ритных ячеек. Несмотря на наличие этого феррита, стали ука­занных составов претерпевают по существу однофазную кри­сталлизацию, что приводит к формированию крупных кристал­литов со слабо развитыми осями второго порядка и со значи­тельно развитой ликвацией. Наиболее крупное кристалличе­ское строение имеет центр шва, куда в результате конкурент­ного роста вклинивается и прорастает ограниченное число кри­сталлитов.

Принципиальные изменения в формировании шва получают стали, у которых соотношение Сгэ/№э>1,3. В этих сталях ве­дущей фазой при кристаллизации является феррит. Из него формируется осевая часть дендритных ячеек, где в результате ликвации меньше Ni. Этот феррит называется вермикулярным, т. е. преобладающим. Остальная часть жидкой фазы образует у-твердый раствор. В результате совместной кристаллизации
феррита и аустенита образуются. ячейки с весьма развитой дендритной формой и высокой дисперсности. Кроме того, в междрндритных пространствах, обогащенных Сг, образуется эвтектический феррит. После замедленного охлаждения в швах этого состава сохраняется 5—6 % остаточного феррита. Остальной феррит преобразуется в аустенит в твердофазном состоянии. Такой шов приобретает однофазную аустенитную структуру после аустенитизации.

Наряду со структурным составом важным параметром строения шва является схема его кристаллизации. Сварка с большими скоростями приводит к образованию неблагопри­ятно высокого угла встречи между двумя растущими кристал­литами, а сварка с малыми скоростями — к возникновению осевого кристаллита, стыкующегося с двух сторон с двумя фронтами кристаллитов под большим углом. Значительная ра - зориентировка между осевым и боковыми кристаллитами уве­личивает ликвацию по границам и плотность ростовых дисло­каций. Наиболее благоприятна схема кристаллизации с изги­бом кристаллитов, при котором угол срастания кристаллитов в центре шва близок к нулю. В условиях многослойной сварки крупные кристаллиты предшествующего слоя служат плоскими зародышами для последующего слоя, что приводит к транс - кристаллитному строению швов.

В зоне термического влияния стабильно-аустенитных сталей происходят следующие необратимые изменения: 1) расплавле­ние сегрегатов и неметаллических включений вдоль строчечных выделений с последующим образованием легкоплавкой кар­бидной эвтектики и трещин-надрывов по периферии шва;

2) образование б-Fe; 3) коагуляция и растворение избыточных упрочняющих фаз; 4) рост зерна в зоне нагрева выше 1000 °С, что приводит к разнозернистости и к разупрочнению металла. Особенно неравномерно растет зерно в гомогенных сталях, на­ходившихся перед сваркой в состоянии наклепа на 5—15%.

16.2.2. Трещины в сварных соединениях

16.2.2.1. Трещины при сварке. Аустенитные жаропрочные стали отличаются 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 при эксплуатации в условиях теплосмен.

Однофазная кристаллизация сварных швов жаропрочных аустенитных сталей приводит к формированию крупнокристал­лической столбчатой первичной структуры с сильно выражен­ной ликвационной неоднородностью по Сг, Ni, Nb, В, С и т. д. В результате ликвации образуются легкоплавкие 'карбидньїе,

боридные фазы в тройных стыках зерен и по траекториям сра­стания кристаллитов, препятствующие миграции границ зерен в более равновесные положения. В указанном состоянии ме­талл шва имеет малую пластичность в интервале ТИХі, 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 темпе­ратурах до 1250—1200 °С.

Второй тип горячих трещин—в твердой фазе возникает при 1200—1000 °С в результате межзеренного характера высоко­температурной сварочной дефор­мации. Она стимулирует выход дислокаций и примесных атомов на границы зерен и создает ступень-’ ки, раскрывающиеся при межзе - рениой деформации в результате притока вакансий и сегрегации примесных атомов в микротре­щины. Изменение пластичности в этом интервале представлено на рис. 6.2 [4].

Третий тип горячих трещин, характерный для однофазных ста­лей,—ликвационные горячие тре­щины, образующиеся в ЗТВ по строчечным выделениям сегрега - тов и примесей, а в металле шва предыдущего прохода при многопроходной сварке и при сварке литых заготовок — по ликвационным прослойкам.

16.2.2.2. Трещины при послесварочной термообработке. При термической обработке жестких сварных узлов, имеющих кон­центраторы напряжений (непровары, подрезы, трещины и пр.), из сталей, содержащих карбидообразующие элементы (Ті, Nb, Мо), на этапе нагрева в интервале 650—800 °С возможно об­разование трещин по следующим причинам [3]:

— сосредоточение деформаций металла у концентраторов, вызываемых релаксацией напряжений, их накопление в про­цессе отпуска показано на рис. 16.2 линиями є и є';

— необратимые изменения при сварке в ЗТВ (рост зерен, формирование плоских карбидов по границам) и дисперсион­ное твердение в процессе медленного нагрева при термообра­ботке в интервале 600—800 °С, что вызывает интенсивное сни­жение пластичности и снижение длительной прочности в ме­талле ЗТВ (линия б); исчерпание пластичности (пересечение линий б и є) в процессе термообработки в зоне концентрации деформаций вызывает образование трещины.

Наиболее вероятны трещины при отпуске сварных конструк­ций из легированных Ті и Nb жаропрочных сталей (Х18Н12Т, Х18Н9Б, X15H35B3T). Гомогенные стали (типа Х16Н9М2 и ОХ18Н9) не склонны к дефектам этой природы.

16.2.3. Охрупчивание при эксплуатации.

16.2.3.1. Высокотемпературное. В металле швов аустенитных сталей, содержащих некоторое количество (8—10%) феррит­ной фазы, при длительном нагреве при 300—500 °С происходит охрупчивание, получившее название 475-градусной хрупкости. Она имеет обратимый характер и устраняется при кратковре­менном нагреве до 550 °С.

При длительном нагреве до 650—900 °С металл шва, со­держащий ферритную фазу, охрупчивается вследствие выделе­ния карбида, обеднения углеродом и образования интерметал - лида FeCr—о-фазы по схеме: б-Ре->Ме2зСб + сг. Этот процесс создает опасность хрупкого разрушения при ударном нагру­жении.

Послесварочная гомогенизация швов, содержащих б-Fe, по режиму аустенитизации снижает скорость этого охрупчивания, а также восстанавливает пластичность сигматизированного шва. Швы с аустенитно-карбидной и боридной структурой имеют большую стабильность свойств в процессе длительной высоко­температурной эксплуатации (до 1000 ч при 700 °С). Швы с однофазной структурой, легированные Мо, также обнаружи­вают снижение ударной вязкости при 650—750 °С в течение

5- Ю3 ч, что связано с выпадением дисперсных вторичных фаз.

В металле ЗТВ аустенитных сталей имеет место склонность к хрупким (локальным) разрушениям при высокотемператур­ной эксплуатации. Они аналогичны трещинам, образующимся после сварки и термической обработки [5].

16.2.3.2. Радиационное охрупчивание. Конструкции из аусте­нитных сталей, длительно находящиеся в активных зонах ядер - ных реакторов, подвергаются нейтронному облучению, что при­водит к охрупчиванию металла и к снижению его сваривае­мости.

Под воздействием нейтронов, а-частиц в кристаллической решетке металлов образуются в результате ядерных реакций трансмутации Н, Не, а также вакансии, поскольку атомы твер­дого тела выбиваются из своих регулярных положений и пере­ходят в междоузлия; это повышает прочность и снижает пла­стичность основного металла и особенно сварных швов. Для гомогенных сталей указанные неблагоприятные изменения ме­ханических свойств могут быть устранены при нагреве до 0,5 ТПЛ.

Для дисперсионно-твердеющих сталей, содержащих Со, В, N, Ті; Аі, изменения наиболее существенны. Особенно при облу­чении снижается длительная прочность, которая не восстанав­ливается после соответствующего нагрева. Большую работо­способность в условиях нейтронного облучения имеют стали типа 25-20 с ниобием (Nb^l0% С) или стали типа 15-35 с малым углеродом (^0,02% С).

Свариваемость облученных сталей (сварка необходима при ремонте агрегатов) значительно ниже, чем у необлученных. Имеет место пористость в результате выхода в литой металл Н и Не, а в ЗТВ — горячие трещины по механизму гелиевой хрупкости [6].

При выборе химических составов сварочных материалов следует учитывать как требования по обеспечению сваривае­мости, так и работоспособности соединений под радиационным воздействием.

16.3. Технология сварки и свойства соединений

16.3.1. Выбор сварочных материалов

Конструкции из жаропрочных сталей, работающие при темпе­ратурах до 600 °С, сваривают сварочными материалами, обес­печивающими в швах обязательное присутствие 1—2 % феррит-

ной фазы (для предотвращения горячих трещин в металле шва). Типы сварочных материалов для сварки гомогенных жа­ропрочных сталей аустенитно-ферритными сварочными мате­риалами с регламентированным количеством б-Fe приведены в табл. 16.2 и 16.3.

Наиболее просто обеспечивают заданное количество б-Fe при сварке штучными электродами. При сварке в защитных га­зах и под флюсом необходимо учитывать долю участия основ­ного металла в металле шва и варьировать марки присадоч­ной проволоки при выполнении корневых и облицовочных швов, существенно отличающихся по доле участия основного металла. Чтобы исключить охрупчивание таких швов в результате сигма- тизации, необходимо не допускать более 4 % б-Fe, отдавать предпочтение электродам с минимально допустимым содержа­нием элементов-ферритизаторов, а также подвергать швы аусте­нитизации.

Для конструкций из гетерогенных жаропрочных сталей, дли­тельно работающих при температурах 700—750 °С, применяют структурно более стабильные сварочные материалы аустенито - карбидного, аустенито-боридного и аустеннтного классов с уче­том их склонности к подсолидусным трещинам. Повышенная склонность швов такого состава к образованию горячих тре­щин предотвращается путем повышения их чистоты по вред­ным примесям при специальной технологии выплавки.

Для однофазных аустенитных сварочных материалов, при­меняемых для сварки сталей, не содержащих Nb, стойкость против горячих трещин в шве достигается путем легирования Мо и Мп, а также рафинирующими переплавами и добавками

редкоземельных элементов. Для сохранения легирующих эле­ментов в швах применяют инертные защитные газы и безокис - лительные галоидные флюсы ФЦ-17, ФЦ-18, АНФ-5, 48-ОФ-6М и др., а также ввод сварочной проволоки в ванну в твердом состояния, минуя капельный перенос и столб дуги.

16.3.2. Выбор режимов сварки

При сварке плавлением аустенитных сталей главная проблема выбора режимов — предотвращение горячих трещин в металле шва и ЗТВ. Совместное влияние силы тока и скорости сварки

на образование горячих трещин при сварке представлено схемой на рис. 16.3. Наиболее эффективно ре­гулирование скоростью сварки, кото­рая может быть уменьшена до 6 м/ч при сварке сталей, весьма склонных к образованию горячих трещин. Сни­жение силы тока менее результа­тивно. Обобщенным критерием ре­жима является произведение qv = R — энерговложение, приходящееся на секундную длину шва. Чем боль­ше qv, тем ниже стойкость против образования горячих трещин в ме­талле шва и ЗТВ. Его значимость для дуговой и лучевой сварки обус­ловлена тем, что с увеличением R растут длина ванны, угол встречи кристаллитов в центре шва, а также темп растяжения ме­талла ЗТВ в ТИХ. При однопроходной сварке тонких листов

без присадки косвенным критерием угла встречи кристаллитов

может служить радиус кривизны изотермы сварочной ванны, определяемый по форме чешуек на свободной поверхности шва. Чем больше радиус кривизны, тем выше сопротивляе­мость горячим трещинам. При уточненном выборе режимов необходима количественная оценка сопротивляемости горячим трещинам, выполняемая по ГОСТ 26 389—84 (см. гл. 6).

Повышение сопротивляемости образованию горячих трещин и механических свойств может быть достигнуто также внеш­ними технологическими воздействиями:

перемешиванием сварочной ванны путем механического или электромагнитного воздействия (магнитная индукция 0,05— 0,07 Тл, частота 5—6 Гц);

введением стоков тепла в ванну путем подачи струи воды (при сварке в газовой защите) и твердого присадочного ме­талла.

Рекомендованы следующие режимы подачи присадки: диаметр прово­локи 1,4—3 мм, место ввода — не меиее ‘/з длины ваины за осью дуги, количество подаваемой присадки — до 70% от расхода электрода, нагрев присадки до 0,9 от температуры солидуса; подача присадки в ванну под напряжением сжатия 0,5—1,5 кг/мм2. Ввод присадки рекомендован при ду­говой, электрошлаковой и лучевой сварке.

16.3.3. Жаропрочность

Для гомогенных сталей в условиях, исключающих ползучесть (до 500 °С), длительная прочность швов ниже основного ме­талла лишь при циклическом нагружении.

Для гетерогенных, термически упрочняемых сталей при сварке имеет место большая степень повреждаемости ЗТВ. Длительная прочность снижается по отношению к основному металлу на 10—15%; более значительно падает пластичность, что увеличивает вероятность локальных разрушений в процессе длительной эксплуатации при высоких температурах. Эффек­тивной мерой их предупреждения служит периодически прово­димая аустенитизация сварных стыков (например, паропрово­дов) [5], а также применение рталей повышенной частоты в ре­зультате вакуумно-дугового переплава. Повышению жаропроч­ности ЗТВ также способствуют лучевые способы сварки обес­печивающие минимум теплового воздействия и предотвращаю­щие рост зерна.

16.3.4. Выбор послесварочной термообработки

Сварные узлы из аустенитных сталей, эксплуатирующиеся без воздействия активных сред до 500 °С, могут не подвергаться термической обработке. При работе в коррозионной среде про­водят стабилизирующий отжиг при температуре 850—950 °С. Остаточные напряжения, являющиеся основной причиной кор­розионного растрескивания, при нагреве до этих температур практически полностью снимаются. Для жаропрочных термо­упрочняемых материалов проводят двухступенчатый отжиг: 900 °С — 10 ч + 750 °С — 30 ч.

При работе в условиях ползучести выше 500 °С стабилизи­рующий отжиг недостаточен, так как не устраняет в ЗТВ опас­ности развития локальных разрушений и коррозионного растре­скивания в некоторых средах. В этих случаях проводят аусте - нитизацию (закалку) при 7= 1100—1150 °С, при которой растворяются все упрочняющие фазы в матрице, а при последу­ющей стабилизации или отпуске выделяются вторичные фазы в виде, требуемом для получения оптимальных свойств в ЗТВ и сварного соединения в целом. Наиболее высокая вязкость и коррозионная стойкость достигаются двойной аустенитизацией при 1150—1200 °С и 1000 °С [3], при которой обеспечивается

коагулирование карбидов на границах зерен. При сварке с ма­лой погонной энергией (ЭЛС и др.) сверхнизкоуглеродистых жаропрочных сталей, легированных Мо, Х16Н9М2 и др. после - сварочная термообработка не обязательна [3].