книги / Сварка в машиностроении. Т. 2

марок Св-08Х20Н9Г7Т или Св-05Х25Н12ТЮ [2]. Наиболее хорошее качество свар­ ных соединений было получено при использовании проволоки типа Св-08Х20Н15ФБЮ. Химический состав металла шбов при сварке такой проволо­ кой стали 08X17Т толщиной 10 мм приведен в табл. 13, а механические свойства металла швов и сварных соединений — в табл. 14 [2].

13.Химический состав электродной проволоки и металла швов при механизированных методах сварки стали 08Х17Т

жаростойкие (окалиностойкие), в сварных швах должна обеспечиваться примерно такая же концентрация хрома. При механизированных процессах, как правило, в швах стремятся получить хромоникелевые аустенитно-ферритные или фер­ ритно-аустенитные структуры.

Составы металла швов при автоматической сварке под флюсом и ручной сварке, а также характеристики структуры швов приведены в табл. 15.

Механические свойства соединений, сваренных приведенными сварочными материалами (кроме ударной вязкости околошовной зоны), отвечают свойствам основного металла. Швы, выполненные автоматической сваркой электродной

проволокой Св-13Х25Н18 (а также и ручной сваркой электродами со стержнями из этой проволоки, например ЦЛ-8), оказываются склонными к межкристаллитной коррозии, определяемой повышенным содержанием углерода и отсутствием стабилизирующих элементов.

15. Химический состав швов, выполненных при сварке стали 15Х25Т различными материалами

СМп S 1 Сг N1 Т1

При выборе сварочных материалов для сварки ферритных высокохромистых сталей необходимо учитывать возможное отрицательное проявление никеля в швах (например, при изготовлении аппаратуры из стали 08X171 для катали­ тического гидрирования бутана( или аустенитно-ферритных швов в аппаратуре, работающей с теплосменами). В последнем случае заметное различие коэффициен­ тов теплового расширения основного металла и швов приводит к накоплению локальных деформаций после каждого цикла нагрева и охлаждения. Однако крупногабаритные сварные изделия из высокохромистых сталей часто изготов­ ляют из хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей, имеющих ~50% фер­ ритной составляющей в структуре.

и ферритных сталей. Справочник по сварке. T. IV. Под ред. А. И. Акулова, М., «Маши­ ностроение», 1971. 415 с.

4. Петров Г. Л ., Земзин В. Н., Гонсеровский Г. Ф. Сваркд-жаропрочных нержавею­ щих сталей. М. — Л ., Машгиз, 1963. 248 с.

5.Рабочие колеса из нержавеющей стали для мощных гидротурбин. ЦНИИТМАШ,

№64—65, М., ОНТИ. 1966. 132 с.

Г л а в а 9 СВАРКА АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА И КЛАССИФИКАЦИЯ

Существующие аустенитные высоколегированные стали и сплавы различают по содержанию основных легирующих элементов — хрома и никеля и по составу основы сплава. Высоколегированными аустенитными сталями считают сплавы на основе железа, легированные различными элементами в количестве до 55%, в которых содержание основных легирующих элементов — хрома и никеля обычно не выше 15 и 7% соответственно. К аустенитным сплавам относят железоникеле­ вые сплавы с содержанием железа и никеля более 65% при отношении никеля к же­ лезу 1 1,5 и никелевые сплавы с содержанием никеля не менее 55% (см. гл. 12).

Аустенитные стали и сплавы классифицируют по системе легирования, структурному классу, свойствам и служебному назначению. Высоколегирован­ ные стали и сплавы являются важнейшими материалами, широко применяемыми в химическом, нефтяном, энергетическом машиностроении и других отраслях промышленности для изготовления конструкций, работающих в широком диа­ пазоне температур. Благодаря высоким механическим свойствам при отрица­ тельных температурах высоколегированные стали и сплавы применяют в ряде случаев и как хладостойкие. Соответствующий подбор легирующих элементов определяет свойства и основное служебное назначение этих сталей и сплавов (табл. 1—3).

Характерным отличием коррозионно-стойких сталей является пониженное содержание углерода (не более 0,12%). При соответствующем легировании и тер­ мической обработке стали обладают высокой коррозионной стойкостью при 20° С и повышенной температуре как в газовой среде, так и в водных растворах кислот, щелочей и в жидкометаллических средах.

К жаропрочным относятся стали и сплавы, обладающие высокими меха­ ническими свойствами при повышенных температурах и способностью выдержи­

ва т ь нагрузки при нагреве в течение длительного времени. Для придания этих, свойств стали и сплавы легируют элементами-упрочнителями — молибденом и

вольфрамом (до 7% каждого). Важной легирующей присадкой, вводимой в неко­ торые стали и сплавы, является бор, способствующий измельчению зерна.

у- Жаростойкие стали и сплавы обладают стойкостью против химического разруш ения поверхности в газовых средах при температурах до 1100—1150û С. гОбычно их использую тся слабонагруженных деталей (нагревательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т. д.). Высокая окалиностойкость этих сталей и сплавов достигается легированием алюминием (до 2,5%) и крем­ нием, способствующими созданию прочных и плотных окислов на поверхности

деталей, предохраняющих металл от контакта с газовой средой.

По системе легирования аустенитные стали делятся на два основных типа: хромоникелевые и хромомарганцевые. Существуют также хромоникельмолибденовые и хромоникельмарганцевые стали.

В зависимости от основной структуры, получаемой при охлажтении на воз­ духе, различают следующие классы аустенитных сталей: аустенитно-мартенсит­ ные, аустенитно-ферритные, аустенитные.

Сплавы на железоникелевой (при содержании никеля более 30%) и нике­ левой основах по структуре являются стабильноаустенитными и не имеют струк­ турных превращений при охлаждении на воздухе. В настоящее время находят*

применение также аустенитно-боридные Х15Н15М2БР1 (ЭП380), Х25Н20С2Р1 (ЭП532), ХН77СР1 (ЭП615) и высокохромистые аустенитные ХН35ВЮ (ЭП568), ХН50 (ЭП668) стали и сплавы, основная структура которых содержит аустенит и боридную или хромоиикелевую эвтектические фазы соответственно.

. После соответствующей термической обработки высоколегированные стали

исгГлавы обладают высокими прочностными и пластическими свойствами (табл. 4).

Вотличие от углеродистых эти стали при закалке приобретают повышенные пла­ стические свойства. Структуры высоколегированных сталей разнообразны и зави­ сят не только от их состава, но и от режимов термической обработки, степени пластической деформации и других факторов. _

4.Типовые механические свойства некоторых марок высоколегированных аустенитных и аустенитно-ферритных сталей и сплавов

850°С, 15 ч

Положение фазовых областей на диаграммах состояния определено в основ­ ном в виде псевдобинарных разрезов систем железо — хром — никель или железо — хром— марганец (рис. 1). Железохромоникелевые сплавы непосредственно после затвердевания имеют твердые растворы видов а и у и гетерогенную область сме­ шанных твердых растворов а + у. Устойчивость аустенита определяется близостью состава к границе а- и у-области. Неустойчивость может проявляться при на­ греве до умеренных температур и последующем охлаждении, когда фиксирован­ ная быстрым охлаждением аустенитная структура частично переходит в мартен­ ситную. Увеличение содержания никеля в этих сплавах способствует пониже­ нию температуры у - + а (А1) -превращения (рис. 2).

Неустойчивость проявляется при холодной деформации, когда стали типа 18-8 в зависимости от степени деформации изменяют свои магнитные и механи­ ческие свойства (рис. 3). Кроме того, неустойчивость аустенитных сталей может вызываться выделением карбидов из твердого раствора при изменении темпера­ туры, сопровождающимся изменением концентрации углерода и хрома. Это вызывает нарушение равновесного состояния и превращение аустенита в феррит и мартенсит преимущественно по границам зерен, где наблюдается наибольшее обеднение хромом и углеродом твердого раствора.

В тройной системе железохромомарганцовистых сплавов после затверде­ вания образуется непрерывный ряд твердых растворов с у-решеткой и в процессе дальнейшего охлаждения в зависимости от состава сплава происходят различные аллотропические превращения. Марганец относится к элементам, расширяющим y-область, и в этом отношении аналогичен никелю. При достаточной концентра­ ции марганца (> 15%) и хрома (< 15%) сталь может иметь однофазную аусте­ нитную структуру. Сопоставление фазовых диаграмм систем железо—хром—никель и железо — хром —марганец при высоких температурах и 20° С показывает, что аустенитная фаза в системе с никелем имеет значительно большую площадь.

При кристаллизации хромоникелевых сталей из расплава начинают вначале выпадать кристаллы хромоникелевого феррита, имеющего решетку ô-железа (рис. 4). По мере охлаждения в ô-феррите образуются кристаллы хромоникеле­ вого аустенита, имеющего решетку y-железа, и сталь приобретает аустенитную

Рис. 2. Изменения тем­ пературы мартенситного превращения железохро­ моникелевых сплавов в зависимости от легирова­ ния

структуру. Углерод в аустенитно-ферритной и аустенитной сталях при темпера­ турах выше линии SE находится в твердом растворе и в виде фаз внедрения. Медленное охлаждение стали ниже линии SE приводит к выделению углерода из твердого раствора в виде химического соединения — карбидов хрома типа Сг2ИСв, располагающихся преимущественно по границам зерен. Дальнейшее охлаждение ниже линии SK способствует выпадению по границам зерен вторич­ ного феррита. Таким образом, сталь при медленном охлаждении до 20° С имеет аустенитную структуру со вторичными карбидами и ферритом.

При быстром охлаждении (закалке) распад твердого раствора не успевает произойти, и аустенит фиксируется в пересыщенном и неустойчивом состояниях.

Количество выпавших карбидов хрома зависит не только от скорости охлажде­ ния, но 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 твер­ дом растворе. В некоторых композициях аустенитных сталей ускоренное охлажде­ ние может привести к фиксации в структуре первичного ô-феррита, предупреж­ дающего горячие трещины.

Изменение в стали содержания легирующих элементов влияет на положе­ ние фазовых областей. Хром, титан, ниобий, молибден, вольфрам, кремний, вана­ дий, являясь ферритизаторами, способствуют появлению в структуре стали фер­ ритной составляющей. Никель, углерод, марганец и азот сохраняют аустенит­ ную структуру. Однако основными легирующими элементами в рассматривае­ мых сталях являются хром и никель. В зависимости от их соотношения стйли

аустенитности.

В аустенитных хромоникелевых сталях, легированных титаном и ниобием, образуются не только карбиды хрома, но и карбиды титана и ниобия. При со­ держании титана Ti > [(%С—0,02) X 5] или ниобия Nb > (%С X 10) весь свободный углерод (выше предела его растворимости в аустените) может выде­ литься в виде карбидов титана или ниобия, а аустенитная сталь становится не склонной к межкристаллитной коррозии. Выпадение карбидов повышает прочностные и понижает пластические свойства сталей. Это свойство карбидов используют для карбидного упрочнения жаропрочных сталей, проводимого в ком­

образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900—950J С. Она обладает ограниченной растворимостью в а- и у-твердых растворах и, выделяясь преимущественно по гра­ ницам зерен, упрочняет сплав и одновременно резко снижает пластические свой­ ства и ударную вязкость металла. Повышенные концентрации в стали хрома (16—25%) и элементов-ферритизаторов (молибдена, кремния и др.) способствуют

образованию a -фазы при 700—850° С. Выделение этой фазы происходит преиму­ щественно с образованием промежуточной фазы феррита (у-*-а->сг) или пре­ образования ô-феррита (Ô — о). Однако возможно ее выделение и непосредственно из твердого раствора (у -> о).

В хромомарганцовистых сталях с высоким содержанием хрома и марганца при замедленном охлаждении также наблюдается выделение a -фазы. Углерод в хромомарганцовистых и хромомарганцевоникелевых сталях приводит к дис­ персионному твердению сталей после соответствующей термической обработки, особенно при совместном легировании с карбидообразующими элементами (вана­ дием, ниобием и вольфрамом).

Упрочнение аустенитно-боридных сталей происходит в основном за счет обра­ зования боридов железа, хрома, ниобия, углерода, молибдена и вольфрама. В соответствии с этими процессами аустенитные стали подразделяют в зависи­ мости от вида упрочнения на карбидные, боридные и с интерметаллидным упроч­ нением. Однако в большинстве случаев в связи с содержанием в сталях и спла­ вах большого количества различных легирующих элементов их упрочнение про­ исходит за счет комплексного влияния дисперсных фаз и интерметаллидных вклю­ чений.

ОСОБЕННОСТИ СВАРКИ

Основные трудности сварки рассматриваемых сталей и сплавов обусловлены многокомпонентностью их легирования и'разнообразием^условий эксплуатации сварных конструкций. Главной и общей особенностью сварки является склон­ ность к образованию в шве и околошовной зоне горячих трещин, имеющих межкристаллитный характер. Они могут наблюдаться как в виде мельчайших микро­ надрывов, так и видимых трещин. Горячие трещины могут возникнуть и при термической обработке или работе конструкции при повышенных температурах. Образование горячих трещин связано с формированием при сварке крупнозер­ нистой макроструктуры, особенно выраженной в многослойных швах, когда кристаллы последующего слоя продолжают кристаллы предыдущего слоя, и нали­ чием напряжений усадки.

Металлу сварных швов свойственны ячеисто-дендритные формы кристал­ лизации, что приводит к образованию крупных столбчатых кристаллов и обога­ щению междендритных участков примесями, образующими легкоплавкие фазы. В аустенитных швах столбчатая структура выражена наиболее четко. Приме­ нение методов, способствующих измельчению кристаллов и устранению столб­ чатой структуры, повышает стойкость швов против образования горячих тре­ щин. Одним из таких методов является получение швов, имеющих в структуре некоторое количество первичного ô-феррита. Положительное действие феррита в аустенитно-ферритных швах на предупреждение образования в них горячих трещин связано с изменением схемы кристаллизации и большей растворимостью в нем ликвирующих примесей. Одновременное выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и первичного ô-феррита приводит к измельчению и дезориентации струк­ туры, т. е. к уменьшению сечения столбчатых кристаллов, разделенных участками первичного о-феррита. В результате вероятность образования горячих трещин по местам расположения жидких прослоек уменьшается. Получение аустенитно­ ферритных швов достигается их дополнительным легированием ферритообразую­ щими элементами, такими как хром, кремний, алюминий, молибден и др. В изде­ лиях, работающих как коррозионно-стойкие при температурах до 400° С, допу­ скается содержание феррита до 20—25%* В изделиях из жаропрочных и жаростой­ ких сталей, работающих при более высоких температурах, с целью предупреж­ дения сигматизации количество ô-феррита в швах ограничивают 4—5%.

В сталях с большим запасом аустенитности получение швов с аустенитно­ ферритной структурой затруднено. Возможность предотвращения в них горячих трещин достигается ограничением содержания в швах примесей, образующих легкоплавкие эвтектики (фосфора, серы). Для этого применяют сварочные мате­