Металлургические особенности сварки высоколегированных сталей и сплавов.

Структура и свойства хромистых сталей и сварных швов зависят от содержания хрома и углерода, а также от степени легирования их другими элементами.

К числу основных трудностей, которые приходится преодолевать при сварке высоколегированных сталей и сплавов, относятся: обеспечение стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин; обеспечения коррозионной стойкости сварных соединений; получение и сохранение в процессе эксплуатации требуемых свойств сварного соединения; получения плотных швов.

Обеспечение стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин. При сварке высоколегированных сталей и сплавов возможно образование горячих и холодных трещин. Горячим трещинам подвержены в основном аустенитные стали и сплавы, холодным – закаливающиеся стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов.

Кристаллизационные и горячие трещины при сварке высоколегированных сталей и сплавов могут образоваться в шве и околошовной зоне. Механизм их образования такой же, как и при сварке обычных углеродистых конструкционных сталей. Однако высоколегированные стали и сплавы более подвержены кристаллизационным трещинам при сварке, чем углеродистые конструкционные стали.

Это объясняется следующими специфическими особенностями строения и условий кристаллизации высоколегированных швов: сильно развитой транскристаллитной направленной первичной микроструктурой; увеличенной литейной усадкой кристаллизующегося металла; значительными растягивающимся напряжениями, действующими на сварочную ванну в процессе ее затвердевания; многокомпонентным легированием, усиливающим вероятность появления малых количеств легкоплавкой электрической составляющей на границах дендритов в момент завершения кристаллизации сварочной ванны.

На практике нашли применение следующие пути предотвращения кристаллизационных трещин в высоколегированных швах: создание в металле шва двухфазной структуры; ограничение в нем содержания вредных примесей в легирования такими элементами, как молибден, марганец, вольфрам; применение фтористо-кальциевых электродных покрытий и фторидных сварочных флюсов; применение различных технологических приемов.

Остановимся кратко на характеристике этих путей. Образование в шве двухфазной структуры способствует ее измельчению. В результате удается полностью или частично подавить транскристаллитную первичную структуру. Такие швы несравненно более стойки против образования кристаллизационных трещин, чем однофазные чисто-аустенитные.

Чтобы получить двухфазные аустенитно-ферритное строение металла шва, обеспечивают в нем соответствующее соотношение содержания ферритизирующих и аустенитизирующих элементов. Это возможно с помощью структурной диаграммы. Удовлетворительная стойкость против образования кристаллизационных трещин достигается при наличии в металле шва 2-3% первичного δ-феррита.

На этом принципе создано большинство сварочных материалов, предназначенных для сварки коррозионностойких аустенитных сталей Х18Н10Т, Х18Н12Т, Х17Н13М2Т и жаропрочных Х16Н14, Х16Н16 и др.

Сварка аустенитных сталей электродами и проволокой с содержанием феррита до 2-3% связана с определенными трудностями. Так, при чрезмерном проплавлении основного металла возможно образование в шве объемов металла с чистоаустенитной структурой, склонного к кристаллизационным трещинам. Поэтому на практике применяют сварочные материалы, обеспечивающие получение в металле шва свыше 2-3% феррита. Например, электроды ОЗЛ-8 обеспечивают получение в наплавленном металле 3,5-8,5% феррита, электроды ЭА-400/10У – 2 – 8%, а проволока Св-06Х19Н10М3Т – до 10%.

Для сварки корневых валиков многопроходных швов, когда доля основного металла в шве значительна, применяют присадочные материалы с более высоким содержанием феррита – порядка 5-10%; например, электроды ЦТ-15-1 дают 5,5-9,0% феррита; ЦТ-16-1 – 6,0-9,5% феррита. В некоторых случаях, например при сварке жаростойких аустенитных сталей типа 2Х25Н20С2, отличающихся исключительно высокой склонностью к образованию кристаллизационных трещин, для этих целей применяют сварочные электроды со значительно более высоким содержанием феррита. Так, электроды марки ГС-1, используемые для сварки корневых валиков этих сталей, дают в наплавленном металле 25-30% феррита.

Швы с повышенным содержанием первичного феррита более стойки против межкристаллитной коррозии. Причиной этого вида коррозии являются фазовые превращения в металле шва, сопровождающиеся обеднением пограничных слоев зерен и кристаллитов хромом в результате встречной диффузии углерода и хрома. Наличие первичного феррита в сварных швах вносит качественные изменения в этот процесс. Фазовые превращения в этом случае локализируются в объемах, занимаемых первичным ферритом, который, как известно, способен растворить больше хрома, чем аустенит. Вследствие этого обеднения пограничных слоев хромом до критических концентраций не происходит и такие швы обладают более высокой сопротивляемостью межкристаллитной коррозии.

Вместе с тем не следует забывать, что швы и стали с повышенным содержанием феррита более подвержены сигматизации в интервале температур 450-850˚ C, а следовательно, и потере пластичности, чем стали и швы с ограниченным содержанием феррита или чистоаустенитные. Поэтому для обеспечения служебных характеристик конструкций и узлов, работающих в интервале критических температур, содержание феррита в шве должно быть ограниченно до 2-3%.

Это требование особенно тщательно должно соблюдаться при сварке конструкций, длительно работающих при этих температурах, например контуров атомных станций, высокотемпературных химических реакторов, паропроводов, поверхностей нагрева котлов и др. Для сварки таких конструкций разработаны сварочные проволоки и электроды со строго регламентированным содержанием феррита в пределах 2-5%.

Измельчение структуры шва путем создания в нем ферритной фазы нашло широкое применение на практике. Однако этот путь предотвращения образования кристаллизационных трещин не может быть использован при сварке сталей с большим запасом аустенитности и тем более сплавов на железоникелевой основах. Чтобы при сварке таких сталей и сплавов получить двухфазные аустенитно-ферритные швы, понадобилось бы ввести в них чрезмерно большое количество ферритезаторов. Это неизбежно повлекло бы за собой значительное изменение свойств твердого раствора и резкое падение пластичности металла шва. Поэтому на практике сварку стабильноаустенитных сталей и сплавов выполняют в основном чистоаустенитными или двухфазными аустенитно-карбидными и аустенитно-боридными швами, отличающимися более высокой стойкостью против охрупчивания при длительной эксплуатации. Представляет также значительный интерес сварка двухфазными швами с хромоникелевой эвтектикой.

Предотвращение образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах достигается: ограничением содержания вредных примесей – серы, фосфора, свинца, сурьмы, олова, висмута, а также таких элементов, как кремний, титан, алюминий и ниобий, способствующих образованию по границам кристаллитов легкоплавких прослоек; заменой части никеля марганцем; легирования шва молибденом, вольфрамом, танталом, азотом, рением. Положительное действие этих элементов на стойкость чистоаустенитовых швов против образования кристаллизационных трещин широко освещено в специальной литературе.

Перечисленные пути предотвращения образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах используют при разработке сварочных материалов. В качестве примера можно привести нашедшие применение на практике сварочные проволоки Св-08Х21Н10Г6, Св-08Х20Н9Г7Т, 1Х16Н14Г7В2Б, Св-10Х16Н25АМ6 с 0,1-0,2% азота, 06Х15Н30Г8В7М3Т, 08Х25Н55В15Т, Св-06Х15Н60М15 и созданные на их базе сварочные электроды ЗИФ-1, ЦТ-23, ЭА-395/9, ЦТ-22, НИАТ-7, ЦТ-28 и др.

Создание в металле шва двухфазной аустенитно-карбидной или аустенитно-боридной структуры как средства борьбы с кристаллизационными трещинами также довольно широко применяется на практике. Чтобы металл шва приобрел двухфазное аустенитно-карбидное строение, его легируют углеродом. Однако углерод оказывает резко отрицательное действие на коррозионную стойкость высоколегированных сталей, сплавов и сварных швов. Поэтому к указанному средству повышения стойкости шва против кристаллизационных трещин при сварке нержавеющих сталей можно прибегать только при условии одновременного легирования их такими элементами, как ниобий и титан, способными связать углерод в прочные карбиды.

На практике аустенитно-карбидные композиции нашли применение преимущественно при сварке жаропрочных и жаростойких сталей.

Помимо перечисленных чисто металлургических средств находят применение некоторые технологические приемы повышения стойкости высоколегированных швов против образования кристаллизационных трещин. Эти приемы в основном рассчитаны на изменение формы шва и характера кристаллизации металла.

Особенность дуговой сварки высоколегированных сталей заключается в том, что в ряде случаев стойкость металла шва против образования кристаллизационных трещин падает с увеличением коэффициента формы шва. При электрошлаковой сварке пластичным электродом некоторых высоколегированных сплавов, наоборот, уменьшение коэффициента формы шва приводит к образованию кристаллизационных трещин, аналогично тому, что наблюдается при сварке углеродистых и низколегированных сталей. Металл шва в этом случае кристаллизируется в виде елочки и кристаллиты в осевой его части соприкасаются торцами. В этом месте чаще всего образуются кристаллизационные трещины. При большом коэффициенте формы шва кристаллиты растут в перпендикулярноосевом направлении и трещины в таком шве не образуются.

При дуговой сварке тавровых соединений из высоколегированных сталей и сплавов увеличение зазора при сборке до 1,5-2 мм благоприятно влияет на характер кристаллизации металла в корне шва. В результате образования кристаллизационных трещин в корне шва не происходит. Аналогичное явление наблюдается при сварке соединений типа клавишной пробы. Например, увеличение зазора между лопатками газотурбинного ротора позволяет повысить стойкость шва против образования поперечных трещин, идущих от зазора. Узкий зазор в этих случаях играет роль острого надреза, инициирующего трещину.

Опыт показывает, что влияние предварительного и сопутствующего подогревов сварного соединения высоколегированных сталей и сплавов может быть различным и зависит от их состава и свойств. В общем можно признать, что подогревов не оказывает сколько-нибудь заметного влияния на стойкость высоколегированных швов против образования кристаллизационных трещин.

Более того в ряде случаев он вреден вследствие увеличения провара основного металла и повышения в шве концентрации кремния, серы, фосфора, ниобия и других элементов, вызывающих образование кристаллизационных трещин.

Подогрев полезен при сварке низкопластичных и литых высоколегированных сталей для предотвращения образования в сварочных соединениях холодных трещин.

Большое влияние на образование кристаллизационных трещин в высоколегированных швах оказывает режим сварки. Швы, выполненные тонкой проволокой диаметром 1,2-2 мм на умеренных режимах при минимально возможных значениях погонной энергии сварки, обладают повышенной стойкостью против образования кристаллизационных трещин.

Во всех случаях сварки, независимо от структурного класса высоколегированных сталей и

сплавов, предпочтение следует отдавать сварочным материалам повышенной чистоты.

Большую опасность для эксплуатационной надежности конструкции представляют околошовные трещины, образующиеся при сварке плавлением высоколегированных сталей и сплавов. Сварщики научились получать качественные швы без трещин при сварке материалов этой группы. Однако значительно труднее предупредить образование околошовных трещин; как будет показано ниже, основная роль в решении этой задачи принадлежит металлургам, а не сварщикам.

К мерам борьбы с околошовными горячими трещинами относятся:

а) создание в околошовной зоне двухфазной структуры – аустенит и первичный феррит, аустенит и боридная фаза, аустенит и хромоникелевая эвтектика; применение этого способа не всегда возможно; б) повышение чистоты сталей и сплавов от вредных примесей и ограничение или исключение горячих трещин; в) применение чистых сварочных материалов с ограниченным содержанием элементов, вызывающих горячие трещины; г) применение мелкозернистых сталей и сплавов.

Обеспечение коррозионной стойкости сварных соединений. В качестве коррозионностойких материалов широко применяют хромоникелевые аустенитные и 13-, 17- и 28%-ные хромистые стали, а также хромомарганцевые аустенитные, хромоникелевые аустенитно-ферритные, аустенитно-мартенситные и аустенитно-боридные стали.

Оценку коррозионной стойкости металлов по ГОСТ 13819-68 производят по потере массы или по глубинному показателю.

Обладая высокой коррозионной стойкостью, аустенитные и хромистые стали подвержены опасному виду коррозионного разрушения межкристаллитной коррозии.

После воздействия на сталь или шов критических температур выпадают комплексные карбиды железа и хрома. Выпадения этих карбидов влечет за собой обеднение хромом пограничных слоев зерен или кристаллитов твердого раствора и соответствующую потерю коррозионной стойкости металла.

В процессе сварки отдельные участки околошовной зоны подвергаются нагреву до температур, могущих вызвать распад твердого раствора и выпадение карбидов. Впоследствии в этих участках может развиваться межкристаллитная коррозия. Межкристаллитная коррозия может поразить такие участки шва, подвергающиеся повторному воздействию сварочного нагрева а именно места пересечения швов, места возобновления сварки после смены электродов, первый шов при двусторонней сварке. Этот вид коррозии может наблюдаться и на границе шов – основной металл в виде так называемой ножевой коррозии, охватывающей по ширине всего несколько зерен.

Известны следующие средства борьбы с межкристаллитной коррозией при сварке высоколегированных сталей и сплавов.

1. Снижение содержания углерода в основном металле и металле шва до 0,02-0,03%, т.е. до предела его растворимости в аустените. При столь малой концентрации углерод остается в твердом растворе при любой температуре, и выпадение карбидов хрома исключается.

2. Легирование сталей и швов титаном, ниобием, танталом, цирконием, ванадием. Обладая большим сродством к углероду, чем хром, эти элементы дают устойчивые карбиды. В результате карбиды хрома не образуются, и развитие межкристаллитной коррозии исключается.

3. Закалка. При нагреве под закалку карбиды хрома растворяются в аустените, а быстрое остывание фиксирует однородное строение стали или сплава. Повторное воздействие критических температур в процессе сварки, естественно, может снова привести металл в состояние склонности к межкристаллитной коррозии.

4. Стабилизирующий отжиг в течении 2-3 ч при температуре 850-900˚ С с охлаждением на воздухе. Нагрев при указанных температурах приводит к наиболее полному выпадению карбидов и стабилизации их состава. При последующем воздействии более низких критических температур обеднения хромом вследствие выпадения карбидов не произойдет.

5. Повышение в швах содержания феррита до 20-25% путем дополнительного легирования их хромом и такими элементами, как кремний, алюминий, ванадий, молибден, вольфрам.

 

Обеспечение стойкости металла шва против образования пор.

Азот хорошо растворяется в высоколегированных сталях, поэтому пор в сварных швах не вызывает.

Основным возбудителем пор при сварке высоколегированных сталей и сплавов является водород, поступающий в сварочную ванну в основном из флюса, электродного покрытия или защитного газа. Эффективное средство предупреждения пор – удаления влаги из флюсов, электродных покрытий и газов. Флюсы и электроды необходимо прокаливать непосредственно перед сваркой, а газ осушать в процессе сварки.

Сварку высоколегированных сталей и сплавов под фторидными флюсами и электродами с фтористо-кальциевым покрытием производят обычно на постоянном токе обратной полярности, что позволяет резко уменьшить опасность появления пор в швах.

При сварке в аргоне некоторых аустенитных сталей и сплавов иногда наблюдается образование пор по границе сплавления. Возбудителем этих пор, по-видимому, служит водород, попавший в основной металл при электролитическом травлении. Добавка к аргону 2 – 5% кислорода предупреждает образование пор в этом случае.

Получение и сохранение в процессе эксплуатации заданных свойств сварного соединения. Выполнение этих требований при сварке высоколегированных сталей вызывает значительные трудности. Чтобы обеспечить получение аустенитных швов без трещин, часто приходится прибегать к применению присадочных материалов, отличающихся по композиции от основного металла. В ряде случаев это делается даже в ущерб свойствам сварного соединения. Например, для сварки высокопрочных сложнолегированных аустенитных сплавов типа ХН77ТЮ и ХН70ВМЮТ применяют сварочную проволоку и электроды ЦТ-28 на базе этой проволоки или электроды ИМЕТ-4П, которые обеспечивают получение швов без трещин, но с более низкими, чем у основного металла, жаропрочными свойствами.

Имеются определенные трудности и со сваркой хромистых коррозионных сталей. В околошовной зоне этих сталей в результате воздействия сварочного термического цикла происходит значительное укрупнения зерна. Это одна из причин резкого падения вязкости металла околошовной зоны. Высокотемпературный отпуск при 760-780˚ С значительно повышает пластичность металла околошовной зоны на этих сталях.

Еще труднее сохранить полученные свойства сварных соединений при длительной эксплуатации. В результате более или менее длительного пребывания при высоких температурах высоколегированные швы в значительной мере лишаются своей первоначальной пластичности: происходит так называемое охрупчивание металла. Известны три вида охрупчивания металла высоколегированных швов: тепловая хрупкость, сигматизация и старение.

Тепловая или, как ее иногда называют, 475-градусная хрупкость, не сопровождается явными структурными изменениями. Она является своего рода старением, обусловленным, по-видимому, выпадением субмикроскопических частиц на границах зерен твердого раствора. Явление тепловой хрупкости возникает в результате нагрева при температурах 350-500˚ С высокохромистых ферритных и аустенитно-ферритных швов, содержащих более 15-20% сложнолегированного феррита. Тепловому охрупчиванию способствует хром, ванадий, ниобий, кремний, в меньшей мере титан и алюминий. Радикальным средством предотвращения тепловой хрупкости является ограничения содержания феррита в двухфазных сварных швах.

Сигматизация – появление в металле шва при длительной выдержке в интервале температур 500-875˚ С хрупкой структурной составляющей – интерметаллида типа FeCr, известного под названием σ-фазы. Чаще всего σ-фаза образуется в аустенитно-ферритных швах и хромистых швах независимо от их структуры. Она может образоваться также в аустенитных швах с повышенным содержанием хрома.

Эффективным средством предотвращения образования σ-фазы является нагрев сварных соединений до температуры 1050-1100˚ С с последующим быстрым охлаждением.

Применительно к двухфазным аустенитно-ферритным швам сигматизацию можно предупредить также ограничениям в них содержания первичного феррита. Чтобы предотвратить сигматизацию читоаустенитных швов, необходимо по возможности ограничить в них содержание молибдена, ванадия, вольфрама, хрома и кремния, а также повышать концентрацию углерода и азота.

Падение пластичности швов и основного металла в результате старения происходит при длительной эксплуатации сварных соединений при повышенных температурах. Оно сопровождается выделением по границам зерен вторичных карбидов и интерметаллидов. Находят применение следующие средства борьбы с этим видом охрупчивания: снижение в металле шва содержания углерода и нагрев сварного соединения до температур выше 900˚ С, при которых происходит распад вторичных карбидов и интерметаллидов.