ТЕХНОЛОГИЯ И ОБОРУДОВАНИЕ СВАРКИ ПЛАВЛЕНИЕМ

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

Высоколегированные аустенитные стали имеют повышенное со­держание основных легирующих элементов — хрома и никеля (обычно не ниже 16 и 7% соответственно), придающих им соот­ветствующую структуру и необходимые свойства (табл. 72). Для сокращения высоколегированные стали можно обозначать в со­ответствии с содержанием основных легирующих элементов циф­рами, например 18-8, 25-20 и др. Первая цифра обозначает со­держание хрома, вторая — никеля.

Никель — дефицитный и дорогой легирующий элемент и по­этому в тех случаях, когда условия работы конструкции позво­ляют, используют стали с пониженным его содержанием или без - никелевые хромистые стали. В сплавах на железоникелевой основе содержание никеля еще выше, чем в хромоникелевых сталях. В никелевых сплавах никель служит основой, а железо — леги­рующей присадкой. Эти сплавы благодаря своим свойствам нахо­дят применение в ответственных конструкциях, работающих в сложных и специфических условиях.

Высоколегированные стали и сплавы по сравнению с менее легированными обладают высокой хладостойкостью, жаропроч­ностью, коррозионной стойкостью и жаростойкостью. Эти важнейшие материалы для химического, нефтяного, энергетического машино­строения и ряда других отраслей промышленности используют при изготовлении конструкций, работающих в широком диапазоне температур: от отрицательных до положительных. Несмотря на общие высокие свойства высоколегированных сталей, соответ­ствующий подбор состава легирования определяет их основное служебное назначение. В соответствии с этим их можно разделить на три группы: коррозионпо-стойкие, жаропрочные и жаростой­кие (окалиностойкие). Благодаря их высоким механическим свой­ствам при отрицательных температурах высоколегированные стали и сплавы применяют в ряде случаев и как хладостойкие.

Коррозионно-стойкие стали при соответствующем легирова­нии и термообработке обладают высокой коррозионной стойкоcтык при комнатных и повышенных до 800° С температурах как а атмосферной п газовой среде, так и в чистых и водных раство­рах кислот и щелочей, жидкометаллических средах и т. д. Харак - и-рпое отличие этих сталей — пониженное содержание углерода, обычно не превышающее 0,12%, оказывающее решающее влияние па стойкость их к межкристаллитной коррозии (м. к. к.). Благо­даря этим свойствам их используют при изготовлении трубопро­водов и аппаратов для химической и нефтяной промышлен­ности.

Жаропрочные стали я сплавы обладают высокими механиче­скими свойствами при повышенных температурах и способностью сохранять их в данных условиях в течение длительного времени. Для придания этих свойств сталям и сплавам их обычно легируют злемептами-упрочиителями, молибденом и вольфрамом (до 7% каждого). Важной легирующей присадкой, вводимой в некоторые стали и сплавы, является бор. В ря7і, е случаев к этим металлам предъявляется требование и высокой жаростойкости.

Одна из основных областей применения этих сталей — энер­гетическое машиностроение (трубопроводы, детали и корпуса га­зовых и паровых турбин и т. д.), где рабочие температуры дости­гают 750° С и выше. Жаростойкие стали и сплавы обладают стой­костью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах до 1100—1150° С. Обычно их исполь­зуют для деталей слабонагруженных (нагревательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т. д.). Высокая окали - постойкость этих сталей и сплавов достигается легированием их алюминием (до 2,5%) и вольфрамом (до 7%). Эти легирующие элементы и кремний способствуют созданию прочных и плотных окислов на поверхности деталей, предохраняющих металл от непосредственного контакта с газовой средой.

После соответствующей термообработки высоколегированные стали и сплавы обладают высокими прочностными и пластиче­скими свойствами (табл. 73). В отличие от углеродистых при за­калке эти стали приобретают повышенные пластические свойства. Структуры высоколегированных сталей очень разнообразны и зависят в основном от их химического состава, т. е. содержания основных элементов: хрома (ферритизатора) и никеля (аустенити - затора). На структуру влияет также содержание и других леги­рующих элементов-ферритизаторов (Si, Мо, Ті, Al, Nb, W, V) и аустенитизаторов (С, Со, Ni, Си, Nn, В).

Для приближенного определения характера структуры обычно пользуются диаграммой Шеффлера, предварительно подсчитав эквивалентные содержания никеля и хрома. На структуру этих сталей оказывает влияние также термообработка, пластическая деформация и другие факторы. Поэтому положение фазовых обла­стей на диаграммах состояния определено для немногих систем в виде исевдобинарных разрезов тройных систем, обычно Fe—Сг—Ni с углеродом.

Рассмотрим фазовые области для одной из таких систем (штри­ховая линия на рис. 139) при содержании 0,05% С. При очень медленном охлаждении и затвердевании (точка 1 на линии лик­видус) из расплава вначале начинают выпадать кристаллы хро - моникслевого феррита, имеющего решетку б-жслсза, а по мере охлаждения — и кристаллы хромонпкелевого аустенита, имею­щего решетку у-железа. После затвердевания всего расплава (температура нпже точки 2 на линии солидус) сталь имеет аусте- нитно-ферритпую структуру. При дальнейшем охлаждении в точке 3 происходит превращение б у, и сталь приобретает аустенитную структуру.

Углерод в аустенитно-ферритной и аустенитной сталях при температурах выше линии SE (выше точки 4) находится в твер­дом растворе в виде фаз внедрения. Медленное охлаждение стали ниже точки 4 приводит к выделению углерода из твердого раствора в виде химического соединения — карбидов хрома типа Сг23С6, располагающихся преимущественно по границам зерен. Даль­нейшее охлаждение ниже точки 5 способствует выпадению по гра­ницам зерен вторичного феррита. Таким образом^ сталь при мед­

ленном охлаждении при комнатной температуре имеет аустенитную струк­туру со вторичными кар­бидами и ферритом.

В зависимости от ско­рости охлаждения с тем­ператур, лежащих выше линии SE, углерод частич­но или полностью выде­ляется из твердого раство­ра в виде карбидов. Этот процесс оказывает решаю­щее влияние па свойства сталей. При быстром ох­лаждении (закалке) распад твердого раствора не успе­вает произойти, и аустенит фиксируется в пересыщен­ном и неустойчивом со­стоянии. Количество выпавших карбидов хрома, помимо скорости охлаждения, зависит и от количества углерода в стали. При его содержании менее 0,02—0,03%, т. е. ниже предела его раствори­мости в аустените, весь углерод остается в твердом растворе.

Ускоренное охлаждение стали в некоторых композициях аусте - нитных сталей может привести к фиксации в их структуре пергич - ного 6-феррита, в некоторых случаях необходимого с точки зрения предупреждения горячих трещин. Холодная деформация, в том числе и наклеп закаленной стали, в которой аустенит за­фиксирован в неустойчивом состоянии, способствует превраще­нию у —*■ а. Феррит, располагаясь тонкими прослойками по гра­ницам аустенитных зерен, блокирует плоскости скольжения и упрочняет сталь (рис. 140). Упрочнение стали тем выше, чем ниже температура деформации. Обычно тонколистовые хромонике­левые стали в состоянии поставки имеют повышенные прочност­ные и пониженные пластические свойства. Это объясняется их повышенной деформацией при прокатке и пониженной темпера­турой окончания прокатки.

Если сталь, в которой не произошло выпадения карбидов и углерод зафиксирован в твердом растворе, медленно нагревать, подвижность атомов увеличивается. В соответствии с этим уве­личивается и способность их к диффузии и восстановлению рав­новесия в твердом растворе, в котором аустенит зафиксирован в пересыщенном и неустойчивом состоянии, что приводит к обра­зованию и выделению карбидов из пересыщенного твердого рас­твора. Этот процесс начинается при температуре 400—500° С, по вследствие малой скорости диффузии идет медленно с образова­нием карбидов преимущественно по границам зерен.

і гпбнлизирующим отжигом. Его проводят обычно при температуре H. r)U—900° С в течение 2—3 ч.

15 целом зависимость м. к. к. от времени и температуры можно представить схемой на рис. 141. Левая ветвь схемы (кривая 1) показывает температурно-временные условия появления в швах склонности к м. к. к. При температурах до 650° С скорость обра - попания карбидов хрома возрастает при небольшой скорости диффузии хрома. В результате время выдержки металла прп рассматриваемой температуре до появления м. к. к. сокращает - сн и при температуре 650° С (fI! p) может достигать нескольких минут.

Повышение температуры, увеличивая скорость диффузии хрома, уменьшает местное обеднение границ зерен хромом и склонность швов к м. к. к. Выдержка стали в рассматриваемом интервале температур в течение tI! M и более, приводя к диффузионному вы­равниванию содержания хрома по объему зерна, способствует приобретению металлом повторной стойкости к м. к. к. (правая ветвь схемы — кривая 2). Уменьшение в стали содержания угле­рода, легирование ее более сильными, чем хром, карбидообразо - вателями (титан, ниобий и др.) сдвигает вправо кривую 1 начала появлення склонности металла к м. к. к. Процессы, протекающие при образовании карбидов, влияют не только на появление такой склонности, но и сильно изменяют механические свойства сталей при комнатных и высоких температурах.

Изменение в стали содержания легирующих элементов влияет на положение фазовых областей. Основными легирующими эле­ментами в рассматриваемых сталях служат хром и никель. В за­висимости от их соотношения стали иногда разделяют па стали с малым (% Ni /% Сг ^ 1) и большим запасом аустснитности (1% Ni /% Сг >1).

Титан, ниобий, вольфрам и ванадий — карбидообразователи. Поэтому в стали могут образовываться не только карбиды хрома, но и карбиды этих элементов (TiC, NbC, VC). При определенных содержаниях [Ті :э= (С — 0,02) 5 и Nb ЮС] весь свободный, выше предела его растворимости (0,02%), углерод может выде­литься не в виде карбидов хрома, а в виде карбидов титана или ниобия. Выпадение карбидов повышает прочностные и пони­жает пластические свойства сталей.

Упрочнение, связанное с выделе­нием карбидов, зависит от степени дисперсности — оно увеличивается с уменьшением размеров карбидов. Это свойство карбидов используют для

Рпс. 141. Зависимость появления склонпо - сти к межкристаллитной коррозии (м. к. к.) металла швов на аустсиитной стали от тем­пературы и времени
дисперсионного упрочнения жаропрочных сталей, проводимого обычно в комплексе с интерметаллпдным упрочнением [упрочняю­щие частицы — интерметаллиды Ni3Ti, Ni3(Al, Ті), Fe2W и др.1. К интерметаллидным соединениям относят и о-фазу, которая обра­зуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900—950“ С. Она обладает ограниченной растворимостью в а - и у-твердых растворах и, выделяясь преимущественно по границам зерен, резко снижает пластические свойства и ударную вязкость металла.

Повышенные концентрации в стали хрома (16—25%) и эле­ментов, способствующих образованию феррита (молибдена, крем­ния и др.), вызывают образование при температурах 700—850° С п-фазьг. Выделение этой фазы происходит преимущественно с об­разованием промежуточной фазы феррита (у -> а —п) или пре­образованием 6-феррита (6 —п). Однако возможно ее выделение н непосредственно из твердого раствора (у —>■ п) Холодная дефор­мация, приводя к появлению дополнительных плоскостей сдвига, увеличивает количество выделившейся п-фазы. Выделение п-фазы резко снижает служебные характеристики жаропрочных и жаро­стойких сталей.