книги / Сварка в машиностроении. Т. 3

формационному старению в интервале температур 200—300° С, а также к 475-гра­ дусной хрупкости. Например, изделия из кипящих низкоуглеродистых сталей можно применять лишь в условиях до 150—200° С, а феррито-аустенитные стали в ответственных сварных узлах можно использовать лишь до 300— 350° С. Ка­ ких-либо ограничений применения хорошо свариваемых аустенитных сталей в ус­ ловиях до 500° С, как, например, стали 12Х18Н10Т, не имеется.

При выборе материала и условий изготовления ответственных сварных кон­ струкций с толщиной элементов свыше 30 мм (сосуды, барабаны, роторы) для работы при высоких температурах необходимо учитывать не только надежную работу изделия в эксплуатационных условиях, но и отсутствие хрупких разру­ шений во время изготовления, гидравлических и других испытаний. Поэтому материал конструкции должен обладать не только требуемыми свойствами при высоких температурах, но и иметь необходимый запас вязкости при комнатной и пониженных температурах.

Выбор материалов для сварных узлов второй группы более сложен. Кроме общих требований к свариваемости эти материалы должны обеспечить максималь­ ную однородность сварного соединения и отсутствие в нем развитых малопрочных и хрупких зон при высоких температурах. Исходя из указанных требований наиболее пригодными материалами для рассматриваемых условий работы явля­ ются термически неупрочняемые стали и сплавы. Так, из теплоустойчивых ста­ лей предпочтительными являются хромомолибденовые стали: из аустенитных сталей — легированные молибденом и в первую очередь стали марок Х16Н9М2 и 08Х16Н13М2Б. Сварные соединения, выполненные из этих сталей, не склонны к разупрочнению и хрупким высокотемпературным разрушениям в околошовной зоне. Они практически равнопрочны основному металлу.

Хотя рассмотренные выше термически неупрочняемые стали по условию эксплуатационной надежности являются наиболее предпочтительным материа­ лом для сварных узлов, работающих в условиях ползучести, по жаропрочности они заметно уступают термически упрочняемым сталям и сплавам, и поэтому находят ограниченное применение. Наиболее распространенными для высокотем­ пературных установок являются термически упрочняемые теплоустойчивые хромомолибденованадиевые стали, жаропрочные высокохромистые стали, леги­ рованные ванадием, ниобием и вольфрамом, и аустенитные стали и сплавы на ни­ келевой основе с титаном, ниобием и алюминием. В связи с развитой неоднород­ ностью их сварных соединений необходимо применять дополнительные меропри­ ятия, повышающие их жаропрочность и исключающие опасность хрупких разру­ шений. Важнейшими из них являются:

1. Ограничение прочности основного металла. По этому требованию предел прочности хромомолибденованадиевых теплоустойчивых сталей в сварных сое­ динениях не должен быть выше 60—65 кгс/мм2, а высокохромистых жаропрочных сталей не выше 80 кгс/мм2.

2.Применение сталей и сплавов на никелевой основе после электрошлакового и вакуумно-дугового переплава.

3.Устранение концентраторов в районе соединения и расположение сварных стыков вне зоны действия высоких напряжений изгиба. С этой целью необходимо вводить обязательную зачистку или механическую обработку наружной и внут­ ренней поверхностей стыков до плавного сопряжения с основным металлом.

Располагать сварные стыки следует вне зон резкого изменения сечения соеди­ няемых элементов. При необходимости такого расположения соединения, как, например, при приварке труб поверхностей нагрева к камерам котлов, желательно вводить штуцера с утолщенной стенкой для уменьшения напряжений изгиба.

4. Проведение термической обработки по режимам, обеспечивающим отсут­ ствие охрупчивания околошовной зоны и шва. Предпочтительными являются ре­ жимы высокотемпературной термической обработки — нормализации с отпуском для сварных соединений теплоустойчивых хромомолибденованадиевых сталей и аустенизации с последующей стабилизацией для аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1.Антикайн П. А. Металлы и расчет на прочность элементов паровых котлов. М., Энергия*. 448 с.

2.Ардентов В. В., Ананьева М. А. и Баландин Ю. Ф« Прогнозирование локальных

разрушений в металле околошовной зоны сварных соединений аустенитной стали типа

с.272.

5.Земзин В. Н. Пути повышения надежности сварных узлов энергооборудования. —

Энергомашиностроение. 1975, № 12, с. 16— 18.

6. Земзин В. Н. и Шрон Р. 3. Влияние температурно-временного эффекта на жаро­

7.Конструктивно-технологическое проектирование сварных конструкций энерге­ тических машин. РТМ 24.940.08—74, 1976. 112 с.

8.Материалы Всесоюзного симпозиума по малоцикловой усталости при повышен­

ных температурах. Вып. 1—4, Челябинск, 1974.

9. Никольс Р. Конструирование и изготовление сосудов давления. М., Машиностро­ ение, 1975. 464 с.

10.Станюкович А. В. Хрупкость и пластичность жаропрочных материалов. М., Металлургия, 1967. 199 с.

11.Технология электрической сварки металлов и чплавов плавлением. Под ред. акад. Б. Е. Патона. М., Машиностроение, 1974. 768 с.

12.Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М., Металлургия, 1964. 672 с.

13.Шрон Р. 3. и Кормам А. И. О сопротивляемости разрушению сварных соедине­

ний теплоустойчивых сталей в условиях ползучести — Сварочное производство, 1976,

№7, с. 8 -1 0 .

14.Шрон Р. 3. О прочности при растяжении сварных соединений с мягкой прослой­

кой в условиях ползучести. — Сварочное производство, 1970, № 7, с. 12— 13.

КОРРОЗИОННАЯ СТОЙКОСТЬ И ПРОЧНОСТЬ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

ВИДЫ И ОСОБЕННОСТИ к о ррози он н ы х РАЗРУШЕНИЙ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

Виды и особенности коррозионных разрушений металлических, в том числе сварных, конструкций определяются свойствами материала, напряженным со­ стоянием в конструкции, свойствами коррозионной среды и условиями взаимо­ действия металла со средой (температурой, временем, условиями контактирования, давлением и др.). Механизм коррозионных разрушений сварных соединений не отличается от механизма разрушений основного металла. Особенности, которые определяют (в отличие от основного металла) причины, характер, кинетику и механизм разрушений сварных соединений, зависят от физико-химического воз­ действия сварки, вызывающего неблагоприятное изменение и неоднородность свойств металла и напряженного состояния, следствием чего является усиление отрицательного воздействия среды.

Для сварного соединения характерны: а) структурно-химическая макро-

имикронеоднородность (основной металл, литой металл шва, переходные струк­ турные зоны влияния; зерна, границы зерен, фазы включения и т. д. в пределах каждой зоны); б) неоднородность напряженного состояния собственного (остаточ­ ные напряжения и пластическая деформация) и от внешней нагрузки; в) геоме­ трическая неоднородность (технологические и конструктивные концентраторы). Зги основные виды неоднородности определяют механическую, физическую и электрохимическую макро- и микронеоднородность сварных соединений (рис. 1)

иособенности коррозионных разрушений сварных соединений (рис. 2).

По механизму различают коррозию химическую и электрохимическую. Химическая коррозия представляет собой процесс взаимодействия металла с агрессивным компонентом среды (сухими газами, неэлектролитами) по реак­ ции Me + х — Me х. Электрохимическая коррозия — процесс самопроизволь­ ного разрушения металла в результате электрохимических реакций, скорость которых определяет скорость коррозии: а) анодной реакции — перехода ионов металла Ме+ в раствор с оставлением эквивалентного количества п электронов е в металле; Ме°—ne -+• МеЛ+, определяющей материальные потери при коррозии; б) катодной реакции—процесса восстановления окислительных компонентов

цесса перетекания электронов по металлу и соответствующего перемещения кати­ онов ( + ) и анионов (—) в растворе, т. е. коррозионного тока [1]. В подавляющем большинстве сред процесс коррозии является электрохимическим.

По виду коррозионных разрушений различают общую (сплошную) корро­ зию (равномерную, неравномерную, избирательную); местную (локализованную в виде язв, точек, под поверхностью, межкристаллитную); растрескивание под действием статических и циклических нагрузок.

Особенности общей электрохимической коррозии сварных соединений свя­ заны с электрохимической неоднородностью двух видов: а) макронеоднород­ ностью, обусловленной различием химического состава и структуры в разных зонах соединения; б) микроиеоднородностью, обусловленной структурной и хи­ мической неоднородностью в пределах каждой зоны (рис. 3). Поэтому в корро­ зионном отношении сварное соединение представляет собой сложную многоэлек­ тродную короткозамкнутую электрохимическую систему, характерными макро­

электродами которой являются шов, зона термического влияния с серией пере­ ходных структур, основной металл (табл. 1).

Макронеоднородность оценивается по величине средних электродных потен­ циалов ф каждой зоны, микронеоднородность — по величине локальных элек-

ИВ, величина ц зерна и плотность ц окисной пленки; г — механические свойства при из­ гибе; Р — несущая нагрузка, кгс; а — угол изгиба; д — электродный <р н термоэлектри­ ческий £ потенциалы, мВ; е — остаточные пластические продольные еХу и поперечные

Ъуу деформации; р — ориентировочная плотность дислокаций; ж — остаточные продоль­ ные оХу и поперечные Оуу напряжения, кгс/мм2:

1 — СтЗсп; 2 — 12X18H1ÔT; 3 — ВТ1-1; 4 — АМгб, 0 = 3 мм, аргонодуговая сварка вольфрамовым электродом

тродных потенциалов ф* в пределах каждой зоны. Показателем макроэлектрохимической неоднородности сварного соединения является разность начальных потен­ циалов Аф между зонами. Показателем микронеоднородности каждой зоны слу­ жит разброс начальных локальных потенциалов Дф^ = у. тах — ф^ min в пределах

каждой зоны.

кальных электродных потенциалов и поляризуемости. Чем отрицательнее потен­ циалы и больше их разность, тем, как правило, больше скорость коррозии.

с т о п

а) à) 6)

Рис. 2. Виды разрушений сварных соединений:

а—г — соответственно общая коррозия: равномерная, сосредоточенная на шве, сосредоточенная в зоне термического влияния, преимущественно основного \1еталла; д—з — соответственно местная коррозия: межкристаллитная в зоне тер­ мического влияния, ножевая в зоне сплавления, в сварном шве и точечная; и—л — коррозионное растрескивание и усталость меж- и транскристаллитные

В зависимости от значений Дф и Дф/ возможны следующие характерные слу­ чаи общей коррозии сварных соединений: а) Дф > 0, Дф/ -+■ 0, — коррозия по преимущественно макрогетерогенноэлектрохимическому механизму. Определение

Ф и Дф/ позволяет в первом приближении судить о неустойчивости различных зон

Рис. 3. Схемы коррозии сварного сое­ динения:

I — характерное распределение начальных

Ф3 т.в — электродный потенциал зоны тер­ мического влияния; фм — электродный потенциал основного металла; ФуСТ —

установившийся стационарный потенциал заполяризованной системы шов — зона термического влияния (з.т.в.) — основной металл; II — макроэлектрохимическая коррозия, макропара основной металл — зона термического влияния, макропара зона термического влияния — шов, макро­ пара основной металл — шов с зоной тер­ мического влияния; III — коррозия само­ растворения каждой зоны: / — гетероген­ ный механизм электрохимической корро­ зии; 2 — гомогенный механизм электрохи­

мической коррозии; 3 — химическая кор­ розия

и всего соединения в целом; б) Дф 0, Дф/ > 0 — коррозия по преимущественно •микроэлектрохимическому механизму; в) Дф > 0, Дф/ > 0 — смешанный ме­ ханизм коррозии.

Общая (сплошная) электрохимическая коррозия характерна для сварных конструкций из углеродистых и низколегированных сталей в большинстве при­ родных сред (атмосфере, водных средах, почве).

Местные избирательные виды коррозии характерны для сварных соедине­ ний высоколегированных сталей и цветных металлов в средах, в которых металл

1. Электродные потенциалы различных зон спарных соединений в 3%-ном NaCl

находится в пассивной и пассивно-активной области. Межкристаллитная корро­ зия, связанная со структурными изменениями в сталях, характерна при воздейст­ вии на них нагрева до критических температур 450—900° С для аустенитных

ивыше 900° С для высокохромистых ферритных сталей. Примером является меж­ кристаллитная коррозия сварных соединений аустенитных хромоникелевых сталей, подробно рассмотренная в работе [6]. Разрушение развивается в трех зо­ нах: в основном металле, нагреваемом при сварке до 500—900° С, в сварном шве

ив основном металле вблизи линии сплавления в узкой зоне, нагреваемой до тем­ ператур свыше 1200— 1250° С (ножевая коррозия). Преимущественное разру­ шение границ зерен обусловлено электрохимической неоднородностью металла, возникающей при определенных для каждого сплава температурно-временных условиях в связи с выделением избыточных фаз. Если избыточные фазы образуют протяженные цепочки по границам зерен, то коррозионное разрушение приоб­ ретает чрезвычайно опасный межкристаллитный характер. Наиболее характер­ ными избыточными фазами коррозионно-стойких сталей, практически постоянно в них присутствующими, являются карбиды. В зависимости от химического со­ става стали и условий термического воздействия на них образуются карбидные

фазы [2] следующих типов: MC (MG Ti, Nb, W , Zr, Ta); M2C (M eW , Mo); M3C (на основе железа); М7Сз и M^CQ (на основе хрома), M ^M ^C(M 'eFe, Ni, Со, Si; M "eW ,

Mo, Ta, V, Cr, Nb); часто n + m = 6; Ml2C. Наряду с карбидными возможно об­ разование других фаз, представляющих собой соединения компонентов стали с неметаллами (нитриды, карбонитриды, сульфиды, бориды и др.), а также интерметаллиДных фаз (о , х)> ряд фаз типа Лавеса (Fe2Mo, FeaW, Fe2Nb), упрочняю­ щих фаз [M3Ti, M3Al) и др.

Принципиальная схема влияния температурно-временных условий на выде­ ление карбидов и межкристаллитную коррозию показана на рис, 4, Темпера­

туры ^ 850° С благоприятны для преимущественного выделения М23Св (кривая 7). Ножевая коррозия связана с выделением цепочки карбидов стабилизирующих элементов (МС) под действием высоких температур ( > 1200— 1250° С) по гра­ ницам зерен (околошовной зоны). Так как скорость коррозии (кипящая 66%-ная HN03) карбида титана примерно в 1000 раз, а карбида ниобия в 3—4 раза больше, чем скорость коррозии стали, то происходит избирательное растворение частиц карбидов, расположенных по границам зерен при катализирующем действии этого процесса на растворение прилегающих участков стали. Дополнительное тепловое воздействие в области критических температур (наложение второго шва) приводит к выделению карбидов хрома (М23Св), что усложняет механизм ножевой коррозии и повышает ее скорость. В окислительных средах кислото­ стойкие хромоникелевые стали, стабилизированные титаном, менее стойки, чем

ностных пленок; в) повышения степени неоднородности, связанной с появле­ нием под действием деформаций дефектов кристаллической решетки и новых анодных фаз.

Скорость коррозии q относительно мало изменяется под влиянием упругих напряжений в нейтральных и щелочных средах, но может заметно (в 2—3 раза)

циональности. Незначительно влияя на общую коррозию, напряжения интенси­ фицируют местные виды коррозии, наиболее опасными из которых является рас­ трескивание, вызываемое статическими нагрузками, и коррозионная усталость при циклическом нагружении.

Коррозионное разрушение в напряженном состоянии определяется корро­ зионными, механическими и сорбционными процессами, а также сопутствующими процессами (кавитация, радиация). Коррозионное растрескивание состоит из двух основных периодов: а) зарождения трещины или инкубационного периода (/3), в течение которого на металлической поверхности под влиянием локализа­ ции коррозионного процесса и растягивающих напряжений происходит зарож­ дение первичных коррозионно-механических трещин; б) периода развития тре­ щины (/р), который, в свою очередь, определяется временем докритического (суб­ критического) роста трещины до ее критических размеров, после чего происходит лавинообразное разрушение. Скорость субкритического роста коррозионных трещин в зависимости от материала, напряжений и среды изменяется в пределах 10— КГ6 мм/ч.

Постоянное разрушение пленки и интенсивное перемещение раствора при циклическом нагружении может резко повысить скорость разрушения при корро­ зионной усталости по сравнению с коррозионным растрескиванием.

Рис. 5. Влияние напряжений и вида напряженного состояния на коррозионное растрескивание в различных средах (сплошные линии — сварное соединение, штриховые — основной металл):

Разрушения вызываются растягивающими напряжениями. Для большинства сочетаний металл—среда имеются пороговые значения напряжений апор, ниже которых растрескивание не имеет места вообще или на определенной базе испы­ таний (рис. 5). Пороговые напряжения варьируются в пределах (0,2— 1)сгт (табл. 2). Сварные соединения растрескиваются интенсивнее по сравнению с основным ме­ таллом в связи с воздействием сварочного процесса. Остаточные сварочные напря-

2. Ориентировочные значения отношения пороговых напряжений к пределу текучести некоторых материалов в характерных средах, вызывающих их растрескивание