Сварка в машиностроении.Том 2 (1041437), страница 47
Текст из файла (страница 47)
В аустеннтных хромопикелевых сталях, легированных титаном и ниобием, образуются не только карбиды хрома, но и карбиды титана и ннобия. При содержании титана Т1 > ~(%С вЂ” 0,02) Х 5) или ниобня ХЬ ) (%С Х !О) весь свободный углерод (выше предела его растворимости в аустеннте) может выделиться в виде карбидов титана или ннобия, а аустенитная сталь становится не склонной к межкрнсталлитной коррозии.
Выпадение карбидов повышает прочностные и понижает пластические свойства сталей. Это свойство карбидов используют для карбидного упрочнення жаропрочных сталей, проводимого в комплексе с интерметаллидным упрочненнем частицами 5)~аТ1; 511, (А!, Т1), ге,,%, (ч, ! е), Т1 и др. К интерметаллидным соединениям относят и а-фазу, которая образуется в хромоникслевых сталях прн 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, упрочняет сплав и одновременно резко снижает пластические свой ства н ударную вязкость металла.
Г!овьшенные концентрации в стали хрома (15 — 25%) и элементов-ферритизаторов (молибдена, кремния и др.) способствуют НО 400 ЛЮ 500 750 гоо 750 МЮ 50 0 ь$ 05 55 55 45 55 75 75 5 770 Г50 '60 'то 00 70 50 50 Ю образованию о-фазы при 700 †8' С. Выделение этой фазы происходит преимущественно с образованием промежуточной фазы феррита (у -~-я -~- а) или преобразования б-феррнта (6 — ~. о).
Однако возможно ее выделение и непосредственно из твердого раствора (у -+. о). В хромомарганцовнстых сталях с высоким содержанием хрома и марганца при замедленном охлаждении также наблюдается выделение и-фазы. Углерод в хромомарганцовнстых и хромомарганцевоникелевых сталях приводит к дисперсионному твердению сталей после соответствующей термической обработки, особенно при совместном легировании с карбидообразующими элементами (ванадием, ниобием и вольфрамом). Упрочиенне аустенитно-боридных сталей происходит в основном за счет образования боридов железа, хрома, ниобия, углерода, молибдена и вольфрама.
В соответствии с этими процессами аустенитные стали подразделяют в зависимости от вида упрочнения на карбидные, боридные и с интерметаллидным упрочиеиием. Однако в большинстве случаев в связи с содержанием в сталях и сплавах большого количества различных легирующих элементов их упрочнение происходит за счет комплексного влияния дисперсных фаз и интерметаллидных включений. ОСОБЕННОСТИ СВАРКИ Основные трудности сварки рассматриваемых сталей и сплавов обусловлены многокомпонентностью их легирования н разнообразием условий эксплуатации сварных конструкций.
Главной и общей особенностью сварки является склонность к образованию в шве и околошовной зоне горячих трещин, имеющих межиристаллитный характер. Они могут наблюдаться как в виде мельчайших микроиадрывов, так и видимых трещин. Горячие трещины могут возникнуть н при термической обработке или работе конструкции при повышенных температурах. Образование горячих трещин связано с формированием при сварке крупнозериистой макроструктуры, особенно выраженной в многослойных швах, когда кристаллы последующего слоя продолжают кристаллы предыдущего слоя, и наличием напряжений усадки. Металлу сварных швов свойственны яченсто-дендрнтные формы кристаллизации, что приводит к образованию крупных столбчатых кристаллов и обогащению междендритных участков примесями, образующими легкоплавкие фазы.
В аустенитных швах столбчатая структура выражена наиболее четко. Применение методов, способствующих измельчению кристаллов и устранению столб- читой структуры, повышает стойкость швов против образования горячих трек!им. Одним из таких методов является получение швов, имеющих в структуре некоторое количества первичного б-феррита. Положительное действие феррита в иуетеиитно-ферритных швах на предупреждение образования в них горячих трещин связано с изменением схемы кристаллизации и большей растворимостью в нем лиииирующих примесей.
Одновременное выпадение из жидкой фазы кристаллов иустеиита и первичного б-феррита приводит к нзмельчению и дезориентации структУРы, т. е. к уменьшению сечения столбчатых кристаллов, разделенных участкамн 'первичного Ь-феррита. В результате вероятность образования горячих трещин ио местам расположения жидких прослоек уменьшается. Получение аустенитноФеРРитных швов достигается их дополнительным легированием ферритообразуюи!ими элементами, такими как хром, кремний, алюминий, молибден и др. В изделиях, работающих как коррозно~но-стойкне при температурах до 400' С, допускается содержание феррнта до 20 — 25%.
В изделиях из жаропрочных и жаростой"их с~алей, работающих прн более высоких температурах, с целью предупреждения сигматизации количество 6-феррнта в швах ограничивают 4 — 5%. В сталях с большим запасом аустеннтности получение швов с аустенитноферритной структурой затруднено. Возможность предотвращения в них горячих ии достигается ограничением содержания в швах примесей, образуюцщ "егкоплавкие эвтектики (фосфора, серы). для этого применяют сварочные мате- 192 Сварка аустенитньгх сталег1 и сплавов Особенности сварки 193 риалы, изготовленные из сталей вакуумной выплавки или электрошлакового переплава, и ограничивают проплавленне основного металла. В некоторых случаях можно улучшить стойкость швов против горячих трещин повышением содержания ликвирующих примесей до концентраций, обеспечивающих получение на завершающих стадиях кристаллизации обильной эвтектики на поверхности кристаллитов, например при легировании стали бором (0,3 — 1,5%).
Г!ри этом уменьшаются деформации, накапливаемые в металле шва к концу кристаллизации, вследствие понижения верхней температуры эффективного интервала кристаллизации. Снижение действия силового фактора (ограничением тока, заполнением разделки валиками небольшого сечения, рациональной конструкцией соединения и др.) также является фактором предупреждения горячих трещин. Кроме сложности получения на аустенитных высоколегированных сталях и сплавах швов без горячих трещин, имеются и другие особенности сварки, обусловленные особенностями их использования. К сварным соединениям жаропрочных сталей предъявляется требование сохранения в течение длительного времени высоких механических свойств при повышенных температурах.
Большие скорости охлаждения при сварке приводят к фиксации неравновесных структур в металле шва. В процессе эксплуатации при температурах выше 350' С в результате диффузионных процессов в стали появляются новые структурные составляющие, приводящие к снижению пластических свойств металла шва. Термическое старение при 350 †5' С вызывает появление «475-градусной хрупкости», а при 500 †6' С приводит к выпадению карбидов и одновременно к образованию,офазы. Выдержка при 700 — 850'С интенсифицирует образование о-фазы с соответствующим сильным охрупчиванием металла при более низких температурах и снижением прочности при высоких температурах. При этом возрастает роль и интерметаллидного упрочнения.
В процессах теплового старения аустенитных сталей ведущее место занимают процессы карбидного и интерметаллидного упрочнения, поэтому для уменьшения склонности сварных соединений жаростойких и жаропрочных сталей к охрупчиванию в результате выпадения карбидов эффективно снижать содержание углерода в основном металле и металле шва. В околошовной зоне некоторых жаропрочных аустенитных 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 околошовной зоны поверхностно-активных элементов (углерода, кислорода и др.), которые совместно с другими примесями могут образовывать легкоплавкие эвтектики и в конечном итоге обусловливать появление горячих трещин. Кроме того, при длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться мелкодисперсные карбиды и интерметаллиды. Образование непрерывной прослойки карбидов и интерметаллидов по границам зерен приводит к охрупчиванию шва. При сварке этих сталей для предупреждения горячих трещин в шве часто получшот наплавленный металл, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру.
Однако в процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбидное и интерметаллидное упрочнение такого наплавленного металла и соответствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в околошовной зоне деформаций и образованию в ней трещин. Этому способствуют и значительнь.е остаточные сварочные напряжения, а также рабочие напряжения. Предотвращение подобных локальных разрушений достигается термической обработкой: аустени.
зацией при 1050 — 1100' С для снятия остаточных сварочных напряжений, самонаклепа и придания сварному соединению более однородных свойств. В некоторых случаях аустенизация сопровождается последующим стабилизирующим отжигом при 750 — 800' С для получения относительно стабильных структур в ре зультате выпадения карбидной и интерметаллидной фаз. Локальные разрушения характерны для участка перегрева околошовной зоны и являются межкристаллическими разрушениями вследствие концентра- ции деформаций по границам зерен и развития процессов межзеренного проскальзывания. Упрочнение границ зерен стали типа Х16Н9М2 за счет молибдена, образующего карбиды по границам зерен, а также уменьшение содержания углерода (до 0,02%) или увеличение содержания бора до 0,5% в сталях 1Х15Н24В4Т (ЭП164) и ! Х14Н!4В2М (ЭИ257) соответственно повышает сопротивляемость сталей локальным разрушениям (табл.
5). Другим средством снижения склонности к локальным разрушениям является получение более пластичного металла шва. З, Сопротивление локальным разрушениям металла околошовной зоны ряда гкаропронных аустеннтных сталей Метод Имцт-ЦНИИЧМ Метод ЦКТИ Проба ИЗС Свойства прн 650'С после деформации в ТИ Х со ск оростью 0,6 о Характеристики ТИ Х Относительное удлнненне, еа прн бозьс н скорости деформацна од7%/ч Сталь Наличие трещин окр~ м/мнн ~в~ с акр мм ов~ кгс!мм' % 0,07 4,0 2 4,2 — 3 4 — 12 хгбнэм2 ! 2Х 18Н! 2Т гХ16ННВ2Б (ЗП! 7) ! хгзнгбв2мБР гЭИ1341 09Х14Н!8В2БР гэибэбр) О8Х!ЬН24В4Т ЭП1641 Х 14Н14В2М (ЭИзбт) ! хгзнззВьт (ЭИ7Л) О,! Оз Одв 9,0 0,75 Нет Есть 3 — 7 0,13 1,3 32 039 Нет (без В) 4,6 1,6 0,12 18 Есть (без В) Нет (с Од% В) Есть Нет (при 0 02% С) Есть з,э 0,11 П р н м е ч а н н е„Все стали промышленных плавок н перед испытаниями имела состоянне после проката.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
