ТЕХНОЛОГИЯ И ОБОРУДОВАНИЕ СВАРКИ ПЛАВЛЕНИЕМ

ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СВАРИВАЕМОСТИ

Свариваемость рассматриваемых сталей и сплавов затрудняется многокомпопентностью их легирования и разнообразием условий эксплуатации сварных конструкций (коррозионная стойкость, жаростойкость или жаропрочность). Общей сложностью сварки является предупреждение образования в шве и околошовной зоне кристаллизационных горячих трещин, имеющих межкристаллит - ный характер, наблюдаемых в виде мельчайших микронадрывов и трещин. Горячие трещины могут возникнуть и при термообра­ботке или работе конструкции при повышенных температурах. Образование горячих трещин наиболее характерно для крупно­зернистой структуры металла шва, особенно выраженной в много­слойных швах, когда кристаллы последующего слоя продолжают кристаллы предыдущего слоя.

Концентрационное и термическое переохлаждение способст­вует развитию дендритной или микроскопической ликвации. В ау - стенитных швах направленность столбчатых кристаллов выражена наиболее четко. Повышенное сечение и поэтому малая поверх­ность столбчатых кристаллов способствуют образованию меж - кристаллитных прослоек повышенной толщины, что и увеличивает вероятность образования горячих трещин. Применение методов, способствующих измельчению кристаллов и дезориентации струк­туры, утоньшая межкристаллитные прослойки, несколько повы­шает стойкость швов против горячих трещин.

Один нз таких методов — получение швов, имеющих в струк­туре некоторое количество первичного 6-феррита. Положительное

действие феррита в аустенитно-ферритных швах па предупре­ждение образования в них горячих трещин связано с характером процесса первичной кристаллизации металла сварочной ванны.

< (дмоиремешюе выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и первичного 6-феррита приводит к измельчению и дезориента­ции структуры, т. е. уменьшению сечения столбчатых кристаллов и утонению межкристаллитных прослоек, разделенных участками первичного 6-феррита. В результате вероятность образования горячих трещин по местам расположения прослоек умень­шается.

Элементы, способствующие ферритизацпи металла, оказывают и обессеривающее действие на сварочную ванну, уменьшая коли­чество легкоплавкой сульфидной эвтектики. Благоприятное дей­ствие 6-феррита может быть объяснено п большей растворимостью в нем примесей, уменьшающей их ликвацию. Получение аустс - иитно-ферритных швов достигается их дополнительным легиро­ванием ферритообразующими элементами, такими как хром, крем­ний, алюминий, молибден и др. В изделиях, работающих как коррознонпо-стойкпе прптемнература х до400ъ С, допускается содер- жапис феррита до 20—25%. В швах на жаропрочных и жаростой­ких сталях, работающих при более высоких температурах, воз­можно образование ст-фазы с соответствующим ухудшением служебных характеристик шва. С целью предупреждения сигмати - зацин швов количество 6-феррита в швах на жаропрочных и жаро­стойких сталях ограничивают 4—5%.

В сталях с большим запасом аустенитности получение швов с аустенитпо-ферритной структурой затруднено необходимостью легирования их повышенным количеством ферритизаторов. Воз­можность предотвращения в швах на них, а также на аустенитно - ферритных сталях горячих трещин достигается ограничением содержания в швах вредных (фосфора, серы) и ликвирующих примесей, образующих легкоплавкие эвтектики, располагающиеся на завершающейся стадии кристаллизации по границам столбча­тых кристаллов. Это достигается применением сварочных мате­риалов, минимально засоренных вредными и лпквируюіцими элементами, например электродных проволок, изготовлен­ных из сталей вакуумной выплавки, электрошлакового пере­плава и т. д. Ограничивается 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 достигнуто 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. Снижение действия силового фак­тора (ограничение силы тока, заполнение разделки валиками не­большого сечения, рациональная конструкция соединения и др.) способствует предупреждению горячих трещин.

Помимо сложности получения на аустепитпых высоколегиро­ванных сталях и сплавах швов без горячих трещин, имеются и другие трудности, обусловленные спецификой их использования. К сварным соединениям на жаропрочных сталях предъявляется требование сохранения в течение длительного времени высоких механических свойств при повышенных температурах. Большие скорости охлаждения металла шва при сварке приводят к фикса­ции неравновесных 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 снижению пластических свойств металла шва.

Термическое старение при температурах 350—500° С может привести к появлению 475°-ной хрупкости, причины которой до сих пор не выяснены. Выдержка аустенитно-ферритных швов при температуре 500—650° С приводит к старению в основном за счет выпадения карбидов. Одновременно идет процесс образова­ния a-фазы. Легирование сталей титаном и ниобием приводит к дисперсионному упрочнению стали за счет образования их прочных карбидов. Являясь ферритизаторами, титап и ниобий, способствуя образованию в шве ферритной составляющей, увели­чивают количество о-фазы в металле. Выдержки при температуре 700—850° С значительно интенсифицируют образование о-фазы с соответствующим охрупчиванием металле при более низких температурах и снижением предела ползучести при высоких тем­пературах При этих температурах возрастает роль и иитерметал - лидного упрочнения за счет образования, в частности, интерме - таллидных фаз железа с титаном и ниобием.

В чисто аустенитных швах в процессах теплового старения ведущее место занимают процессы карбидного и интермсталлид - ного упрочнения. Одно из эффективных средств уменьшения склон­ности сварных соединений жаростойких и жаропрочных сталей к охрупчиванию в результате выпадения карбидов — снижение в основном металле и металле шва содержания углерода. Наклеп, способствуя увеличению в шве содержания ферритной фазы, усиливает возможность их охрупчивания.

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

В зоне термического влияния некоторых жаропрочных аусте - МІПІШХ сталей под действием термического цикла сварки сни­жаются пластические и прочностные свойства, что может повести к образованию в этой зоне трещин. Подобные изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузионных процес­сов, приводящих к повышенной концентрации в металле около- шовной зоны элементов (углерода, кислорода и др.), которые сов­местно с вредными примесями могут образовывать легкоплавкие эвтектики. При длительной эксплуатации в этей зоне могут вы­деляться мелкодисперсные карбиды и интерметаллпды, коагуля­ция которых приводит также к охрупчиванию металла. При сварке этих сталей для предупреждения образования горячих трещин в шве часто получают металл шва, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру.

В процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбидное и инторметаллидпое упрочнение металла шва и соот­ветствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в околошовной зоно деформаций и образованию в ней трещин. Этому способствует и высокий уровень остаточных сварочных напряжений в сумме с рабочими напряжениями. Пре­дотвращение подобных локальных разрушений достигается тер­мообработкой — аустеннтизацией при температуре ЮоО—1100° С для снятия остаточных сварочных напряжений и самопаклена и придания сварному соединению более однородных свойств. В ряде случаев аустепитизация сопровождается последующим стабилизи­рующим отжигом при температуро 760—800° С для получения от­носительно стабильных структур за счет выпадения карбидной и нптерметаллпдпой фаз.

При сварке высокопрочных сталей в околошовной зоне воз­можно образование холодных трещин. Поэтому до сварки реко­мендуется их аустепитизация для получения высоких пластиче­ских свойств металла, а после сварки — упрочняющая термооб­работка. Подбор химического состава металла шра, получение в нем благоприятных структур за счет выбора режима сварки и термообработки, снижение уровня остаточных напряжений за счет уменьшения жесткости сварных соединений или термообра­ботки — основные пути предотвращения охрупчивания сварных соединений и образования в них холодных трещин. Предваритель­ный или сопутствующий подогрев до температуры 350—450° С служит этой же цели.

При сварке жаростойких сталей под воздействием темпера­туры в металле швов могут наблюдаться такие же структурные изменения, как и при сварке жаропрочных сталей. Высокая кор­розионная стойкость жаростойких сталей в газовых средах при повышенных температурах определяется возможностью образо­вания и сохранения па их поверхности прочных и плотных пле­нок окислов. Это достигается легированием их хромом, кремнием, алюминием. Поэтому во многих случаях необходимая жаростой-

Рис. 142. Схемы межкри сталлігшой коррозии спар пых соединений аустелмг - ных сталей:

а — в основном металла; б -» в металле шва; в — іюжешш норроашт

ісость сварного соединения достигается максимальным прибли жением состава шва к составу основного металла. Во многих случаях к сварным соединениям жаростойких сталей предъяв­ляется требование стойкости к газовой межкриеталлитной кор­розии.

Большинство жаростойких сталей и сплавов имеет большой запас аустепытности и поэтому при нагреве и охлаждении при сварке фазовых превращений не претерпевает, кроме карбидного и интерметаллндного 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 используют как коррозионно-стойкие. Основное требова­ние, которое в этом случае предъявляется к сварным соедине­ниям, — стойкость it различным видам коррозии. Межкристаллнт - ная коррозия может развиваться в металле шва и основном ме­талле у линии сплавления (ножевая коррозия) или на некотором удалении от шва (рис. 142). Механизм развития этих видов корро­зии одинаков. Однако причины возникновения названных видов межкриеталлитной коррозии различны.

Межкристаллитная коррозия в металле шва (рис. 142, б) воз­никает в результате выделения под действием термического цикла сварки из аустенита карбидов хрома, приводящее к местному обеднению границ зерен хромом. Основная причина этого — по­вышенное содержание в металле шва углерода и отсутствие или недостаточное содержание титана или ниобия. Неблагоприятный термический цикл сварки — длительное пребывание металла шва в интервале критических температур (/ > tKp, рис. 141) приводит к появлению склонности к межкриеталлитной коррозии шва. Шов может потерять стойкость против межкриеталлитной корро­зии в результате воздействия критических температур при эксп­луатации изделия. Аустенитно-ферритные швы с дезориентиро­ванной структурой имеют и повышенную стойкость против меж- кристаллитной коррозии по сравнению с аустенитнымн.

Увеличение протяженности границ зерен за счет их измельче­ния увеличивает поверхности, на которых выделяются карбиды. Выделяющиеся карбиды более дисперсны, и местное обеднение объема зерна хромом происходит на меньшую глубину. Кроме того, процессы диффузии в феррите протекают значительно быст -

річ*, її выравнивание концентрации хрома в обедненных участках и центральных участках зерна происходит достаточно быстро.

Межкристаллитная коррозия основного металла на некото­ром удалении от шва (рис. 142, а) вызывается также действием термического цикла сварки в той части основного металла, где находилась изотерма критических температур.

Предупреждение склонности стали и швов к межкристаллит - ной коррозии достигается: снижением 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.); аусгенитизацией (закалкой) с температур 1050—1100° С, однако при повторном нагреве в интервале критических темпе­ратур (500—800е С) сталь повторно приобретает склонность к меж - кристаллитпой коррозии; стабилизирующим отжигом при тем­пературе 850—900° С в течение 2—3 ч; созданием аустенитно - ферритной структуры с содержанием феррита до 20—25% путем дополнительного легирования хромом, кремнием, молибденом, алюмипием и др. Однако такое высокое содержание в структуре феррита может понизить стойкость металла к общей коррозии. ;)ти же меры способствуют и предупреждению ножевой коррозии.

Ножевая коррозия имеет сосредоточенный характер (рис. 142, в) и поражает основной металл. Этот вид коррозии развивается в сталях, стабилизированных титаном и ниобием, обычно в участ­ках, которые нагревались до температур выше 1250° С. При этом карбиды титана и ниобия растворяются в аустените. Повторное тепловое воздействие на этот металл критических температур 500—800° С (например, при многослойной сварке) приведет к со­хранению титана 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 участках зоны термического влияния илипре - имуществеппо 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 напряжений и агрессивной среды. Разру­шение развивается как межкристаллитное, так и транскристаллит - ное. Снижение уровня остаточных сварочных напряжений — одна из основных мер борьбы с этим видом коррозионного разрушения.