ТЕХНОЛОГИЯ И ОБОРУДОВАНИЕ СВАРКИ ПЛАВЛЕНИЕМ

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ Л ГИТ ВЫСОКОХРОМИСТЫХ мартеиситных, МАРТЕНСИТНО-ФЕРРИТНЫХ И ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ

Хром от точки плавления до низких температур имеет решетку объемно-центрированного куба, изоморфную а-желозу. В связи с этим легирование железа хромом сужает область у-растворов (рис. 127). По влиянию хрома на положение у-области в силавах Fe—Сг, а также хромистых сталях, содержащих углерод, услові. о можно выделить три группы сплавов: 1) с у ^ а-превращением; 2) без у ^ а-превращення; 3) с частичным превращением.

Хром придает сплавам с железом ряд специфических свойств. Так, при наличии в растворе ~V8 атомов хрома (~12% Сг по массе) возникающая при окислении поверхностная пленка при­водит к пассивации этой поверхности. Сталь становится корро­зионно-стойкой при относительно невысокой температуре. Для обеспечения окалиностойкости при более высоких температурах (800—1050° С) относительная часть хрома в сталях должна быть увеличена (примерно до 30% по массе). Для обеспечения корро­зионной стойкости применительно к различным агрессивным сре­дам концентрация хрома в сталях может быть различной.

Хром по отношению к кислороду обладает несколько большим сродством, чем железо, и образует окисел Сг203 с высокой темпе­ратурой плавления. Хром также обладает большим сродством к углероду, чем железо, и является карбидообразующим элемен­том. Он может входить в состав карбидов типа цементит (Fe, Сг)3С и образует карбиды типов Сг7С3 и Сг23Св [иногда с частичной за­меной атомов хрома другими, в частности железа, например (Fe, Сг)23С6]. Карбиды хрома термически более стойкие по срав­нению с карбидом железа, они растворяются медленнее и при более высоких температурах. В связи с этим для гомогенизации твердых растворов Fe—Сг—С требуется более высокая темпера­тура (рис. 128) и более длительная выдержка, чем для углероди­стых сталей (~900° С).

Температурная область существования у-растворов в хроми­стых сталях значительно изменяется в зависимости от содержа­ния в них хрома и углерода (рис. 129), хотя в меньшей степени
она зависит от содержания и сплаве и других элемен­тов — никеля, молибдена и пр. Хромистые стали при содержании менее 0,2% С и более 16% Сг не имеют у-фазы при лю­бых температурах от ком­натной до плавления и являются ферритными.

Наличие хрома в сталях в связи с замедлением про­цессов распада у —а зна­чительно снижает крити­ческие скорости охлажде­ния Поэтому мартенсит в

результате бездиффузпои - рИС - 127. Структурпая диаграмма системы ного превращения аусте - Fe—Сг нита в хромистых сталях

может быть получен при значительно меньшем содержании угле­рода и меньших скоростях охлаждения, чем в нелегированных углеродистых сталях (рис. 130). При более высоком содержа­нии хрома (рис. 130, е) устойчивость аустенита настолько вы­сока, что даже при температуре его наименьшей устойчивости (~700°С) для его распада требуется около 300 с. При непре­рывном охлаждении, как это имеет место в условиях сварки, скорости охлаждения в области температур 800—650° С даже ~0,2% °С/с приводят к получению полностью мартенситной структуры.

Оптимальные механические свойства, т. е. высокую прочность при достаточно высокой пластичности такие хромистые стали

Рис. 128. Зависимость твердости хро­мистой стали от температуры гомоге­низации и концентрации углерода:

1 — 12% Сг; 0,35% С; 2 — 12% Сг; 0,12% С;

3 — 12% Сг; 0,05% С, 4 — 12% Сг; 0,01% Cl

S — 13% Сг; 0,01% С

а — 0,4% С; 0 % Сг; б — 0,4% С; ~3,5% Сг; в — 0,11% С; 12,2% Сг

получают после двойной термообработки: закалки и высокого отпуска.

Высоколегированные хромистые стали (обычно с содержанием

10,5 — 12% Сг) при их дополнительном легировании молибде­ном, вольфрамом, ниобием, ванадием, а иногда и никелем обладают повышенным сопротивлением ползучести при работе под напря­жением при повышенных температурах. Их используют как жаропрочные применительно к температурам эксплуатации до ~600° С.

Ряд высокохромистых сталей в зависимости от режима термо­обработки и температуры эксплуатации изделия могут изменять свои структуру и свойства, в основном приобретая хрупкость. В зависимости от химического состава стали и влияния термиче­ского воздействия в хромистых сталях наблюдаются: 475°-ная хрупкость; хрупкость, связанная с образованием ст-фазы; охруп­чивание феррита, вызываемое нагревом до высоких температур. 475°-ная хрупкость появляется в хромистых сплавах и сталях при содержании 15—70% Сг после длительного воздействия тем­ператур 400—540° С (особенно -~175° С). Добавки титана и ниобия ускоряют процесс охрупчивания при 475°.

При небольших концентрациях хрома в сталях тепловая вы­держка при температурах ~600—880° С не вызывает появления хрупкой при более низких температурах п-фазы. Содержание более 20—25% Сг вызывает довольно интенсивное выпадение п-фазы. Марганец, молибден и некоторые другие легирующие элементы способны расширять область существования п-фазы и интенсивность ее образования.

Выпадение п-фазы, а также процессы, вызывающие появление 475а-ной хрупкости, приводят к понижению и коррозионной стой­кости хромистых сталей. Кроме того, п-фаза снижает соиротивле -

пие ползучести при высоких температурах. Исключить вредное влияние 475°-иой хрупкости и выпадения a-фазы возможно нагре­вом выше температур их образования (соответственно выше 550° С и примерно 900° С) с последующим быстрым охлаждением до 400° С или более низкой температуры.

Высоколегированные хромистые стали, находящиеся в феррит - ном состоянии, при температурах выше 1150° С обладают склон­ностью к быстрому росту зерна. Так как в таких сталях обычно присутствует и карбидная фаза, то при быстром нагреве и охла­ждении, характерном для условий сварки, растворяющиеся кар­биды обогащают углеродом только микрообъемы металла, при­легающие к ним, без общей гомогенизации, в результате чего в ятих участках создаются условия протекания в них превраще­ний а —*• у, а при охлаждении — у —> а. Наиболее вероятны эти процессы вблизп границ зерен. В результате таких процессов и создающихся при этом локальных напряжений металл после быстрого охлаждения становится малопластичным при обычных температурах. Улучшения пластичности можно достичь последую­щим отжигом или высоким отпуском при температуре 730—790° С (в зависимости от состава стали).

При испытаниях надрезанных образцов на удар хрупкие раз­рушения переходят в вязкие при повышении температур испыта­ния. Снижает температурный интервал перехода в хрупкое со­стояние некоторое увеличение содержания в стали углерода и для ферритных сталей — азота (примерно в количествах 1/100 от кон­центрации хрома). Такие добавки уменьшают склонность к росту зерна при высоких температурах и улучшают сварочные свойства сталей.

В соответствии с влиянием хрома и углерода (при обычном содержании сопутствующих примесей) на кристаллическую ре-

шетку по структуре при обычных (близких к комнатной) темпе­ратурах хромистые стали различают как мартенситиые, мартеп- ситно-ферритные и ферритные (рис. 131). Влияние хрома и угле­рода на выклинивание у-областп для наиболее распространенных составов высокохромистых сталей показано на рис. 132.

Средне - и высоколегированные хромистые стали (до 12—13% Сг иС^ 0,05 - г - 0,06%), имеющие область аустенита при высо­ких температурах, после охлаждения даже с умеренными скоро­стями при комнатной температуре приобретают мартенситную структуру.

При более высокой концентрации хрома (больше ~16% при 0,06% С) сталь в процессе нагрева не будет целиком переходить в состояние аустенита, а будет иметь некоторое количество непре - вращенной ферритной фазы. Последующее ее охлаждение приведет к получению смешанной мартенситно-ферритной структуры, при­чем увеличение содержания хрома в стали (при С = const) спо­собствует относительному увеличению ферритной составляющей в структуре.

Дальнейшее увеличение содержания хрома при малой концент­рации углерода приведет к тому, что сталь при любых темпера­турах сохранит ферритную структуру. Такая структура полу­чается и при любой скорости охлаждения. Различие может быть только в относительном количестве выпавших карбидов.

Структурный

класс

D рочие

Таким образом, при ~0,05—0,06% С стали с содержанием до 12—13% Сг будут относиться к мартенситному классу; при 13— 16% Сг — к мартенситно-ферритному, а при Сг > 16% — к фер - ритному. При большей концентрации углерода соответственно граничные значения по хрому смещаются в область его больших концентраций.

Свариваемость хромистых сталей и свойства сварных соедине­ний в значительной степени зависят от того, к какому классу отно­сится свариваемый металл. Свариваемость мартенситио-феррит - ных сталей практически приближается к сталям мартенситного класса. Составы наиболее распространенных высоколегированных хромистых сталей, выпускаемых в СССР и их примерное назна­чение., приведены в табл. 64.

Свойства сварных соединений высокохромистых сталей, наиболее близкие к свойствам катаного или кованого основного металла, могут быть получены только в тех случаях, если химический состав металла швов подобен свойствам свариваемого металла и после сварки возможна термообработка в виде высокого отпуска. Однако это не всегда выполнимо, особенно в условиях монтажа или ре­монта.

Применение швов состава, аналогичного свариваемому, без усложнения технологии (предварительного и сопутствующего по­догрева) и последующей термообработки во многих случаях при­водит к появлению в сварных швах и в зоне термического влия­ния трещин и к низкой деформационной способности сварных соединений.

Поэтому в таких случаях приходится отказываться от получе­ния швов, подобных по составу свариваемой хромистой стали. Более работоспособные сварные соединения получаются при аустенитной или аустенитно-ферритной структуре металла свар­ных швов, обычно хромопикелевых с достаточным количеством аустенизаторов, в основном никеля и марганца. При таких швах последующая термообработка по режиму, благоприятному для измененного сварочным термодеформационным циклом основного металла, как правило, ухудшает свойства металла шва и вызы­вает резкие перепады остаточных напряжений вблизи границы сплавления. Поэтому термообработку для таких сварных соеди­нений обычно не применяют.

Однако даже при получении швов состава, подобного составу основного металла, необходимо учитывать, что часть наиболее ценных свойств сварных соединений может быть получена, когда шов по составу несколько отличается от свариваемой стали, например имеет меньшую концентрацию углерода, содержит не­которое количество титана и т. д. В связи с тем, что такое регули­рование состава металла шва легче обеспечивается при дуговой сварке, эти виды сварки наиболее распространены при изготов­лении и ремонте изделий из высокохромистых сталей. До послед­него времени большинство сварочных работ с этими сталями вы­полняют ручной дуговой сваркой стальными покрытыми электро­дами. Наряду с этим используют дуговую сварку плавящимся электродом в углекислом газе, в инертных газах (аргоне, аргоно­гелиевых смесях) и сварку под специальными флюсами.

В связи с тем, что растворяющийся при сварке в расплавленном металле водород значительно усиливает склонность к образова­нию холодных трещин в хрупком металле швов и околошовной зоны, для ручной сварки высокохромистых сталей не следует применять электродные покрытия, содержащие в качестве газо­образующих органические соединения. В этом случае используют электродные покрытия фторпстокальцпевого TTlHUj при которых
газовая защита сварочной зоны образуется за счет распада кар­бонатов покрытия, в основном мрамора.

Образующиеся при этом высококальциевые шлаки благопри­ятны для удаления из сварочной ванны серы и фосфора — вред­ных примесей, ограничиваемых в высокохромистых сталях в большей степени, чем в обычных углеродистых (см. табл. 64). Окислительное влияние газовой фазы (С02 и продуктов ее распада) компенсируется использованием электродов, содержа­щих раскислители в металлическом стержне или чаще в по­крытии.

Для уменьшения возможного поглощения водорода при сварке электроды перед сваркой следует прокаливать при повышенных температурах (450—500° С, длительность 2 ч). Сварку выполняют постоянным током обратной полярности.

Весьма благоприятные металлургические условия при сварке высокохромистых сталей создает сварка в инертных защитных газах, как правило, в аргоне и в некоторых смесях на его основе. Причем в основном используют сварку неплавящпмея вольфрамо­вым электродом, а присадочный материал подбирают аналогич­ным желаемому составу наплавленного металла. При этом виде сварки в шов удается вводить почти без потерь такие весьма активные элементы (улучшающие свойства металла шва), как титан и алюминий. Однако по причинам понижения производи­тельности сварки и ее низкой экономичности применение этого метода обычно ограничивается изготовлением изделий малых толщин и выполнением корневого валика в многослойных швах металла больших толщин, например в изделиях турбо­строения.

В связи с тем, что ценный для свойств металла шва азот (для большинства таких сталей) при содержании его более 0,08% может вызывать пористость, его количество в металле шва сле­дует ограничивать, обеспечивая хорошую газовую защиту рас­плавленного металла от воздуха, и не допускать большего его количества в защитном газе.

Сварка плавящимся электродом в углекислом газе хотя и обес­печивает обычно достаточное оттеснение воздуха от сварочной зоны, однако оказывает значительное окислительное воздействие на металл. Для борьбы с недопустимым окислением металла шва в электродную проволоку необходимо вводить специальные рас­кислители в количествах, достаточных для предохранения от выгорания основных элементов, определяющих свойства металла шва. Принципиально возможна и разработка порошковых про­волок для сварки рассматриваемых сталей.

Сварка под флюсом также требует разработки специальных сва­рочных материалов. Широко применяемые окислительные высо­кокремнистые, высокомарганцовистые флюсы не пригодны для сварки высокохромистых сталей в связи с происходящими при этом процессами окисления не только активных легирующих

элементов, по п основного легирующего элемента — хрома. Так, развитие реакций

4 [Сг] + 3 (Si02) 2 (Сг208) + 3 [Si];

2 [Сг] + 3 (МпО) (Сг203) 3 [Мп]

приводит и к выгоранию хрома (иногда в количествах до 2%) и появлению в металле швов дополнительных количеств кремния, марганца и окислов. В ряде случаев повышение концентрации кремния, а также марганца в высокохромистом металле вредно для его свойств, в частности уменьшает его пластичность и вяз­кость.

Фторидные бескислородные флюсы не обеспечивают достаточно хорошего формирования швов. Поэтому для сварки высокохро­мистых сталей рекомендуется применение либо безокислитслышго, высокоосновного флюса 48-ОФ-б, почти не изменяющего в про­цессе плавления состава электродной проволоки, либо слабо - окислительного (за счет введения в низкокремнистый флюс не­которого количества окислов железа) флюса АН-17 в комбинации со специальными проволоками 15Х12НМВФБ и 15Х12ГНМВФ. В связи с тем, что при флюсе 48-ОФ-б выгорание легирующих элементов меньше, чем при флюсе АН-17, прочность и длительная прочность металла швов, выполненных с флюсом 48-ОФ-б, выше, но при меньшей длительной пластичности. Для увеличения их длительной пластичности требуется в этом случае менее легиро­ванная электродная проволока.

При выборе вида сварки, сварочных материалов п режимов сварки высокохромистых сталей, особенно жаропрочных, необхо­димо учитывать, что даже небольшие отклонения в химическом составе металла швов (по ряду элементов в пределах десятых долей процента) могут приводить к значительному изменению их служебных свойств. Причиной этому, как правило, является гетерогенность структуры металла (например, наличие зерен структурно-свободного феррита в сорбитной основе отпущенного мартенсита).

При использовании аустенитного или аустенитно-ферритного наплавленного металла обязательно необходимо учитывать и долю основного металла, попадающего в металл шва и тем самым влияющего на его состав, структуру и свойства.