Свариваемость аустенитных сталей

Основные факторы, ухудшающие свариваемость аустенитных сталей следующие:

1) Низкая стойкость металла шва к возникновению кристаллизационных

трещин;

2) Возможная потеря коррозийной стойкости металла;

3) Усиление процессов охрупчивания металла сварочных соединений во время эксплуатации.

В связи с более плотной упаковкой атомов в решетке гранецентрированного куба (γ-железо) по сравнению с объемно-центрированной решёткой (α-железо) аустенитные хромоникелевые стали по сравнению с перлитными (15Х1М1Ф) или мартенситными (15X11В2МФ) обладают повышенными характеристиками длительной прочности и сопротивления ползучести. Более высокую жаропрочность можно достичь за счет дополнительного упрочнения сталей дисперсными карбидами (Сr₂₃С₆; NbC; ТiС) и интерметалидами(FeW; Ni₃Тi), что обеспечивается легированием сталей вольфрамом, титаном, ниобием и другими элементами. Известно, например, следующие стали: 10Х18Н12Т, 06Х16Н9М2, 10Х14Н14В2К, 10Х15Н35Т. Сварка жаропрочных аустенитных сталей осложняется повышенной склонностью сварных соединений к локальным разрушениям по зоне сплавления в процессе эксплуатации.

Рассмотрим причины возникновения кристаллизационных трещин.

Различают три вида трещин, образующихся при сварке аустенитных сталей: кристаллизационные, подсолидусные и холодные.

Первый тип горячих трещин кристаллизационного типа, зарождающихся в остаточных пленочных выделениях жидкой фазы при температурах до 1250...1200°С.

Второй тип горячих трещин (подсолидусные) возникает в твердой фазе при 1200...1000°С в результате межзеренного характера высокотемпературной сварочной деформации. Она стимулирует выход дислокаций и примесных атомов на границы зерен и создает ступеньки, раскрывающиеся при межзеренной деформации в результате притока вакансий и сегрегации примесных атомов в микротрещины.

Третий тип горячих трещин – ликвационные горячие трещины, образующиеся в зоне термического влияния по строчечным выделениям сегрегатов и примесей, а в металле шва предыдущего прохода при многослойности сварки – по ликвационным прослойкам.

Первые два вида объединяют названием горячие трещины (ГТ). Повышенная склонность металла шва к ГТ обусловлена:

1. Теплофизическими особенностями аустенитного металла.

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 эксплуатации в условиях теплосмен.

2. Развитой транскристаллитной первичной структурой швов.

Крупнокристаллической (транскристаллитной) столбчатой первичной структурой с сильно выраженной ликвационной неоднородностью по Сг, Ni, Nb, В, С и др.

В результате ликвации образуются легкоплавкие карбидные, боридные фазы в тройных стенках зерен и по траекториям срастания кристаллитов, препятствующие миграции границ зерен в более равновесные положения. При этом металл шва имеет малую пластичность в интервале ТИХ (температурный интервал хрупкости), которая может быть исчерпана в результате усадки шва и перемещения свариваемых заготовок.

3. Повышенной линейной усадкой кристаллизирующегося металла и значительными растягивающими напряжениями, действующими на сварочную ванну в процессе затвердевания, что обусловлено высокими значениями коэффициента линейного расширения аустенитных сталей (17…18 ^. 10^-6 против 10…12 ^. 10^-6 для перлитных сталей).

4. Многокомпонентным легированием, усиливающим вероятность появления малых количеств легкоплавкой эвтектической составляющей на границах дендритов в момент завершения кристаллизации сварочной ванны. (Например, эвтектика Ni-Ni₃S₂ имеет температуру плавления около 650 С).

Теплофизические особенности, такие как, пониженная теплопроводность, повышенный коэффициент теплового расширения повышают напряжения, действующие в металле шва при его кристаллизации и способствуют крайне неравномерному их распределению. Повышенная линейная усадка при кристаллизации создают значительные растягивающие напряжения в шве, и при недостаточной деформационной способности - разрушается.

Запас деформационной способности или пластичности равен:

А = δ_min – ε,                                                  (4)

где: δ min - пластичность в температурном интервале хрупкости (ТИХ);

ε - усадка в конце кристаллизации.

Величина деформации в процессе кристаллизации определяется усадкой шва и усадкой прилегающих к нему участков зоны термического влияния. В зависимости от формы, размеров и жёсткости сварного соединения, а также режимов и технологии сварки, величина деформации металла шва к концу процесса кристаллизации может оказаться большей или равной величины δ min в ТИХ, при этом образование горячих трещин будет неизбежным. ТИХ - интервал между температурой начала линейной усадки и солидусом.

На запас деформационной способности или пластичности в ТИХ, т.е. где образуются горячие трещины, влияет много факторов. Одним из факторов является первичная структура шва.

Транскристаллитное строение металла шва - грубое дендритное строение первичной структуры связано с отсутствием структурных превращений в затвердевшем металле. Поэтому независимо от числа слоев в аустенитном шве кристаллы каждого последующего слоя становятся продолжением кристаллов предыдущего. Такие непрерывные границы зерен, проходящие через весь шов, служат «трассой» особой предрасположенности к прохождению трещин. Такое строение кристаллитов уменьшает запас пластичности металла шва при кристаллизации вблизи нижней границы ТИХ. Это объясняется с позиции соотношения между твердой и жидкой фазами при кристаллизации и их формой. Полученные зависимости между вращательными перемещениями и площадью жидкой и твердой формами показали, что крупные кристаллы не обеспечивают достаточного угла поворота без закаливания их между собой в жидкой фазе. При этом жидкой фазы не хватает для свободного вращения кристаллов без закаливания. При закаливании кристаллов возникают напряжения и по жидким прослойкам, а иногда и там где не хватало жидкой фазы для заполнения межкристаллитного пространства, возникают трещины. Таким образом, пластичность кристаллизующегося металла можно в первом считать прямо пропорциональным минимальным свободным перемещениям кристаллов. Транскристаллитное строение металла снижает запас пластичности или деформационной способности, что увеличивает склонность металла шва к горячим трещинам.

Легкоплавкая эвтектическая составляющая располагается по границам кристаллов. Эти прослойки по своему составу и структуре резко отличаются от самих кристаллов аустенита. Температура их затвердения ниже температуры затвердения металла. Прочность при температурах кристаллизации их меньше чем остальных частей, ранее закристаллизовавшихся, где прочность достаточная. Под влиянием усадочных напряжений в них возникают надрывы, переходящие в межкристаллитную трещину. В аустснитном шве такая трещина может поразить весь шов, проходя по непрерывной межзеренной границе. Причиной легкоплавких прослоек могут служить повышенное содержание серы, фосфора. В пограничных зонах зерен могут собираться в повышенных количествах атомы легирующих элементов как ниобий, молибден, титан, которые имеют также пониженную температуру и образующие эвтектики, например, эвтектика Ni-Nb, имеет t° плавления около 1270°С и т.д. эвтектика Ni-Ni₃S₂ - t° около 650⁰С.

Рассмотримпути предотвращения образования горячих трещин при сварке жаропрочных аустенитных сталей.

На практике нашли применение следующие пути предотвращения образования горячих трещин:

1. Обеспечение в металле шва 2-5% δ -феррита для измельчения транскристаллитной первичной структуры и повышения растворимости в металле вредных примесей (например, растворимость Si и S в феррите больше чем в аустените). Примером могут являться электроды ЦТ-15. Этот путь предотвращения образования горячих трещин приемлем для сталей с запасом аустенитности, когда (Э_Ni/ Э_Сr)>(10Х18Н12Т, 06Х16Н9М2), а температура эксплуатации не превышает 650°С.

2. Уменьшение в металле шва ликвирующих примесей, образующих на завершающей стадии кристаллизации прослойки (плёнки). Снижение содержания серы, фосфора, кислорода, мышьяка, олова, свинца достигается применением особо чистой шихты и вакуумной выплавки стали, для изготовления сварочной проволоки.

3. Повышение содержания некоторых легирующих элементов шва, обеспечивающих объёмную сплошную сетку эвтектики, которая может заполнять («залечивать») несплошности между кристаллами при температурах солидуса. Примерами могут служить электроды КТИ-7, обеспечивающие карбидо-ниобиевую эвтектику в сталях типа 30Х13Н35В2БЗ и сварочная проволока Св-30Х25Н16Г7.

4. Блокирование полигонизационных процессов в закристаллизовавшемся металле шва при температурах солидуса за счёт легирования швов молибденом или вольфрамом, (Электроды марки ЭА-395/9, обеспечивающие швы композиции 09Х15Н25М6).

5. Технологические меры.

Обеспечением двухфазной структуры в металле шва добиваются разрушения его транскристаллитного строения и измельчения первичной структуры.

Чаще всего второй фазой служит феррит, создающий аустенитно-ферритную структуру металла шва. Наличие первичного феррита не только измельчает структуру, но и уменьшает концентрацию S и Р и других примесей в межкристаллитных прослойках за счет большей растворимости этих элементов в феррите. Этим повышается чистота границ кристаллитов и уменьшается опасность образования легкоплавких эвтектик.

Оптимальное количество δ-фазы = 2…5%. Если феррита больше, при работе такого металла в области высоких температур может происходить его охрупчивание, связанное с переходом феррита в хрупкую σ-фазу, залегающую по границам зерен аустенита.

Чтобы получить двухфазное состояние, следует правильно выбирать его химический состав. Для этого нужно повысить содержание в шве элементов-ферритизаторов (Сr; Мо; Si; То; Nb; Za; W;V; и др.) и ограничить элементов -аустенизаторов (С; М; N; Со; и т.д.).

Для определения структуры металла шва можно пользоваться диаграммой Шеффлера.

Ферритная фаза нарушает сплошность аустенитных зерен, становится прослойками между аустенитными кристаллитами и нарушает транскристаллизацию.

Сварку стабильно аустенитных сталей (большой запас аустенитности Э_Ni/Э_сr<1) выполняют чисто аустенитными или двухфазными аустенитно-карбидными и аустенитно-боридными швами Св-08Х20Н9Г7Т и т.д. и созданные на их базе сварочные электроды ЗИФ-1; ЭЛ-395/9; ЦТ-22; ЦТ-28 и др.

Чтобы металл шва был с аустенитно-карбидной или аустенитно-боридной структурой его легируют углеродом и элементами Nb; Тi, связывающие углерод в прочные карбиды или бором образующею борную эвтектику.

Для улучшения в металле шва ликвирующих примесей, образующихся на завершающей стадии кристаллизации жидкие прослойки (пленки) снижают содержание S; Р; О; Sn; Рb. Это достигается применением особо чистой шихты вакуумной выплавки стали для изготовления сварочной проволоки. Примером является электроды марки АЖ-13-18.

Для наведения легкоплавких эвтектик («залечивание» трещин) повышают содержание некоторых ликвирующих элементов в металле шва. Ликвирующие элементы образуют сплошную объемную сварку эвтектики, которая может заполнять «залечивать» несплошности между кристаллами при температурах солидуса.

Повысить стойкость аустенитных швов к трещинам можно и технологическими приемами, снижающими темп нарастания внутренних деформаций, особенно в ТИХ. Большое значение приобретает при этом форма сварочной ванны, определяющая направление роста осей кристаллитов и ориентацию их границ по отношению к оси шва.

В узкой, глубокой и удлиненной сварочной ванне (большая скорость сварки) кристаллиты растут наиболее неблагоприятно – навстречу друг другу с образованием зоны сплавления в центре шва. Формируемый в этом случае шов обладает низкой технологической прочностью, так как его деформационная способность в ТИХ существенно снижается. Следует отметить, что проблема получения чисто аустенитных швов, стойких к образованию трещин, полностью пока еще не решена.

Рассмотрим в жаропрочных аустенитных сталях образование межкристаллитной коррозии.

Межкристаллитная коррозия наблюдается:

– в основном металле на некотором удалении от шва;

– в металле шва;

– непосредственно у границы сплавления (ножевая коррозия).

При Т>850°С структурных изменений, способствующих появлению межкристаллитной коррозии в металле, вообще не наблюдается, так как при длительной выдержке хром успевает продифундировать из центра зерна к периферии.

Для увеличе­ния стойкости против межкристаллитной коррозии необходимо:

· увеличить t_кр;

· уменьшить в стали содержание углерода (< 0,03 %);

· легировать сталь более сильными карбидообразователями, чем Сг, такими как Ti, С, NbC, VC. Тогда при содержании углерода больше предела его растворимости в аустените (0,02 %) углерод выделится не в виде карбидов хрома, а в виде карбидов TiC, NbC, но при этом повысится прочность и понизится пластичность стали;

· получить 2-х фазную А–Ф структуру (долегирование металла шва элементами - ферритизаторами);

· обеспечить высокие скорости охлаждения в области критических температур (500...800 °С) при сварке;

· провести гомогенизирующую термообработку (закалку или стабилизирующий отжиг).

Избежать появления межкристаллитной коррозии в зоне термического влияния позволяет:

1. Закалка на гомогенный твердый раствор. При нагреве под закалку (выше линии SE) выпавшие карбиды хрома растворяются в аустените. Последующее быстрое охлаждение позволяет получить однородный аустенит.

2. Стабилизирующий (диффузионный) отжиг. Нагрев при Т=850...900°С в течение 2...3 часов с последующим остыванием на воздухе. Карбиды в этом случае выпадают более полно, но за счет диффузионных процессов содержание хрома в объеме зерна аустенита выравнивается и металл становится нечувствительным к межкристаллитной коррозии.

3. Режим сварки, исключающий перегрев металла (сварка с малой погонной энергией, искусственное охлаждение металла зоны термического влияния).

Межкристаллитная коррозия в металле шва обусловлена наличием карбида хрома по границам зерен или низкой стойкостью металла к воздействию опасных температур в процессе эксплуатации сварного соединения.

Если С=0,02...0,03 %, то карбиды выпадать не будут (предельная растворимость), но практически С=0,08...0,12%. Наличие первичного феррита в аустенитном шве увеличивает стойкость к межкристаллитной коррозии, так как феррит имеет менее компактную упаковку атомов в кристаллической решетке, в связи с чем, подвижность атомов хрома и углерода в ГЦК-решетке γ-железо ниже, чем в ОЦК-решетке α-железо.

Поэтому карбиды хрома располагаются по границам ферритных участков, где сосредоточиваются места обеднения хромом. Химические нестойкие участки перемешиваются здесь с химическими стойкими зернами, служащими своеобразным барьером против проникновения агрессивной среды. Следует также иметь в виду быстрое восстановление необходимой концентрации хрома в обедненных участках за счет высокой скорости диффузии хрома в феррите.

Для устранения межкристаллитной коррозии применяют диффузионный отжиг, вводят в металл шва активные карбидообразователи или создают аустенитно-ферритную структуру.

Рассмотрим локальные разрушения сварных соединений в около шовной зоне.

Локальные разрушения сварных соединений в около шовной зоне могут происходить в процессе эксплуатации при высоких температурах или в процессе термической обработки сварных соединений, если нагрев в зоне «опасных» температур (600-800°С) происходит с недостаточной скоростью. Основными причинами локальных разрушениях являются: повышение концентрации по границам зерен в около шовной зоне таких поверхностно активных элементов как углерод и кислород, что приводит к ослаблению границ зерен; охрупчивание зоны термического влияния за счет выпадения коагуляции карбидов, интерметаллидов; возникновение остаточных сварочных, рабочих напряжений и напряжений от теплосмен для предотвращения локальных разрушений сварных соединений рекомендуется использовать их высокотемпературную термическую обработку (аустенизацию) при температуре 1050-1100⁰С, что гомогенизирует металл и практически полностью снимает остаточные сварочные напряжения.