У стали есть один минус — она обладает магнитными свойствами, которые далеко не всегда являются полезными. Этого недостатка лишена аустенитная сталь. Подобные сплавы практически не обладают магнитными свойствами, они не ржавеют, хорошо выдерживают механическую деформацию. Аустениты используются для производства радиооборудования, турбин, морозостойких конструкций. Какие бывают аустенитные стали? Как выполняется сварка различных деталей на их основе?
Общие сведения
Аустенитная сталь — особая разновидность нержавеющей стали. Стали аустенитного класса содержат железо, а также различные легирующие компоненты — никель, марганец, азот, алюминий, хром, молибден.
Железо и легирующие элементы в стали образуют кубическую кристаллическую решетку. Подобную структуру называют аустенитом. Кристаллическая решетка обусловливает ряд характерных физических свойств аустенита — сохранение твердости при тепловой обработке, почти полное отсутствие магнитных свойств материала, высокая химическая инертность.
Для удобства аустенитные стали делят на два условных класса. В первую категорию попадают материалы с большим содержанием никеля. Во вторую категорию включаются материалы с большим содержанием марганца и азота, а также с незначительным содержанием никеля.
Вторые материалы обладают более высокой прочностью, однако стоят они на порядок дороже. К тому же аустенит на основе никеля лучше переносит воздействие агрессивных химических сред (кислоты, щелочи, сильные соли, радиоактивные вещества).
Из стали-аустенита делают различную технику, вещи, оборудование. Это могут быть приборы учета, столовые приборы, металлические балки, турбины, конструкционные элементы, автомобильные детали, специальную технику для нужд химической промышленности и так далее.
Еще одна крупная сфера применения аустенита — изготовление радиооборудования. Отсутствие магнитных свойств в данном случае идет на пользу — обычные стальные сплавы могут вносить в радиосигнал определенные искажения, тогда как аустенит будет передавать сигнал без задержек, потерь, искажений.
Физические свойства
- Высокая прочность. Материал при обычных условиях эксплуатации сохраняет свою прочность, упругость, устойчивость. Поэтому сталь сможет выдержать высокие нагрузки. Прочность также сохраняется в случае изменения температуры — резкое похолодание, сильные морозы, воздействие прямых солнечных лучей летом, локальный небольшой нагрев и другие ситуации.
- Магнитная инертность. Кристаллическая структура практически полностью нейтрализует магнитный потенциал железа и легирующих элементов. Поэтому при контакте магнитного элемента с аустенитом образуется очень слабое магнитное поле, которое никак не влияет на свойства материала.
- Коррозийная устойчивость. При нормальных температурных условиях сталь-аустенит не вступает в контакт с атмосферным кислородом, азотом, углекислым газом, а также с водой. Поэтому риск образования разрушительных коррозийных оксидов минимален. Из аустенитной стали можно делать детали, которые будут использоваться на морских объектах (корабли, мосты, турбины, приборы учета).
- Химическая инертность. Сталь при нормальных температурных условиях также не вступает в реакцию с различными веществами, обладающими высокой химической активностью. Поэтому этот материал можно применять для хранения, работы с кислотами, щелочами, солями, радиоактивными веществами. Химического инертность сохраняется даже в случае длительного контакта. Поэтому аустенит при длительном контакте с реактивами не лопается, не ржавеет, сохраняет свои физические свойства.
СВАРКА ХРОМОННКЕЛЕВЫХ ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Как было показано, механические и коррозионные свойства двухфазных сталей зависят от соотношения в них количества феррита и аустенита и от содержания карбндообразую —
ід их элементов. Поэтому желательно уточнить это соотношение, установив оптимальное содержание никеля и ферритизирующих элементов, в том числе н карбидообразующих в хромоникелевых швах на сталях типа 21-5.
Влияние никеле на микроструктуру и свойства сварных швов с 20—22% хрома
При исследовании влияния никеля на микроструктуру и свойства сварных швов с 20—22% хрома швы выполняли [101] дуговой сваркой под окислительным ниэкокремннстым флюсом АН-18 на пластинах из сталей 0Х21НЗТ и 0Х21Н5Т проволоками 0Х21НЗТ, 0Х21Н5Т, 06Х19Н9Т с дополнительной засыпкой в простроганные канавки электролитического никелевого порошка. Содержание никеля в швах составляло 3—12%, количество других элементов изменялось незначительно (табл. 69). Благодаря применению окислительного флюса титан выгорал, и в швах его оставалось не более 0,2%. При таком содержании титан оказывал на количество ферритной фазы и стабилизацию шва весьма незначительное влияние, которым можно пренебречь.
Из швов вырезали в продольном направлении пятикратные
| Таблица 69 Влияние никеля на количество аустенита и феррита н восприимчивость К, межкристаллитной коррозии сварных швов с 20,6—21,8% хрома X | «и™. | < | Примерное | !?орЖрози | «после ЛЛ8 | |||
| Мп | а | Сг | N1 | T1 | сварки | температуре | ||
| 0.06 | 0,76 | 0,47 | 20,8 | 3.1 | 0,16 | 85 | Есть | Есть |
| 0,06 | 0,75 | 0,44 | 21,1 | 4,0 | 0,19 | 74 | ||
| 0,06 | 0,80 | 0,52 | 20,6 | 4,5 | 0,16 | 69 | Нет | Нет |
| 0,07 | 0,68 | 0,51 | 21,0 | 5,2 | 0,19 | 57 | ||
| 0,07 | 0,64 | 0,58 | 21,0 | 6,1 | 0,18 | 46 | ||
| 0,07 | 0,73 | 0,56 | 20,7 | 7,2 | 0,18 | 36 | ||
| 0,07 | 0,81 | 0,62 | 20,6 | 0,20 | 27 | |||
| 0,08 | 0,86 | 0,67 | 21,4 | 10,2 | 0,15 | 16 | Есть | |
| 0,085 | 0,89 | 0,57 | 21,8 | 11,1 | 0,16 | 12 | Есть | |
| 0,09 | 0,82 | 0,54 | 21,1 | 11,6 | 0,16 | 3,5 |
| Примечание. В металле всех исследованных швов межкристаллитная коррозия отсутствовала после отпуска прн температуре 770° С и 8503 С. |
образцы Гагарина и образцы для коррозионных испытаний, в поперечном— для определения ударной вязкости и стойкости против межкристаллнтной коррозии металла в состоянии после сварки и различной термической обработки. Коррозионная стойкость оценивалась путем определения склонности металла шва к межкристаллкгной коррозии по методу AM и к общей коррозии — в растворах азотной кислоты.
| J | ySf |
| і/ | |
| 0 ‘ | |_^г |
| 65 К 57 46 36 77 16 Д5 КомчестВо d -(разы, ’/. Рис. 139. Влияние никеля (изменения a-фазы) на механические свойства сварных швов с 20,6—21,8% Сг. |
Количество ферритной фазы в швах определяли магнитометри — ческим способом и металлографическим анализом. Одновременно Проводили рентгеноспектральный микроанализ структурных составляющих, металлографические и элек — тронномикроскопическне исследования металла швов.
Опыты показали, что оптимальными механическими свойствами обладают сварные швы, содержащие 20—22% Сг и 5—7% Ni (рис. 139). При этом наряду с высокой прочностью швы обладают удовлетворительной пластичностью и ударной вязкостью. Уменьшение содержания никеля до 3,1% заметно снижает ударную вязкость и относительное удлинение металла шва, что связано со значительным увеличением ферритной составляющей (табл. 69) и ростом феррнтных зерен (см. рис. 62, гл.11).
Максимальные значения пределов текучести и прочности прн достаточно высокой пластичности и вязкости шва соответствуют примерно равному количеству в нем феррита а аустенита и одинаковому размеру зерен обеих фаз. Увеличение содержания никеля свыше 6% без дополнительного легирования элементами — ферритизаторами приводит к уменьшению предела текучести шва ниже 40 кГ/мм2, а при увеличении никеля свыше 7,0% предел текучести меньше 35 кГ/мм2. Согласно техническим условиям сталь 0Х21Н5Т должна иметь ат > 35 кГ/мм2 и о„ > 65 кГ/мм2. Указанная прочность стали 0Х21Н5Т, по мнению автора, несколько занижена, так как испытания большого количества плавок стали на протяжении нескольких лет дали более высокие значения: зт > 40 кГ/мм2 и о„ > 70 кГ/мм2.
Из условий получения равнопрочного сварного соединения с достаточными пластическими свойствами металл шва с 20— 22% Сг должен иметь 5—6,5% Ni, что соответствует содержанию в нем 40—60% ферритной фазы. Такое количество феррита в шве можно обеспечить, если отношение аустенитиэирующих элемен — N1 к
тов к ферритиэирующим £-• — = 0,30-г 0,40.
Ni
Швы, содержащие менее 4,5% Ni (отношение ^— < 0,30)
и свыше 65—70% феррита, в состоянии после сварки подвержены межкристаллитной коррозии аналогично ферритной стали Х17, претерпевшей воздействие сварочного нагрева.
Последующий отпуск при 650° С продолжительностью 2,5 ч частично уменьшает склонность металла такого шва к межкристаллитной корро — I зии, а отпуск при 770° С в течение 2,5 ч полностью предотвращает ее.
При повышении количества никеля от j 4,5 до 8%, что соответствует изменению j количества а-фазы от 60 до 30%, сварные | швы, содержащие до 0,07% С, стойки * против межкристаллитной коррозии как ■ в состоянии после сварки, так и после. провоцирующего нагрева при 650° С 2,5 ч, несмотря на недостаточное отношение содержания титана к углероду. Как пока — ! зали дополнительные опыты по сварке стали ІХ21Н5Т, сварные швы типа 21-5 * и 21-6, содержащие более 0,07-0,08% С, Межквнстал
склонны к межкристаллитной коррозии, лет„ая корр0эИГмеТа1Ла несмотря на оптимальное количество фер — хромоннкелевого шва, сорита (40—60%). Для Предотвращения держащего 0.085%’ с, межкристаллитной коррозии такие швы N> и
необходимо стабилизировать титаном или JjJ *фа„),( , *C0S”H ниобием либо лучше совместно тем И „осле сварки.
Другим.
При содержании более 0,07% С и более 8% Ni > 0,45^ и при отсутствии стабилизирующих элементов в металле шва после повторного (провоцирующего) нагрева наблюдается межкристаллитная коррозия (табл. 67, рис. 140). Различная коррозионная стойкость металла исследованных швов в данном случае
может быть обусловлена лишь повышенным содержанием углерода при недостаточном содержании титана и уменьшением количества a-фазы, так как известно, что никель не оказывает прямого влияния на склонность металла к межкристаллнтной
коррозии. Следовательно, наличие ферритной фазы недостаточно для предотвращения межкристаллнтной коррозии металла шва при содержании в нем углерода более 0,07%.
Рассмотрим более тщательно причины появления межкристал — литной коррозии у металла хромоникелевых двухфазных швов, содержащих свыше 65% феррита. Подобное явление, как отмечалось выше, наблюдалось в ферритно-аустенитном стали Х28АН.
Металлографический анализ микроструктуры металла швов в состоянии после сварки и испытаний на межкристаллитную коррозию показал, что при содержании никеля до 4,5% и хрома в среднем 21%, швы имеют развитую столбчатую структуру феррита с аустенитными прослойками и сильно растравленными участками на границах у — и а-фаэ (рис. 141). Коррозионное разрушение шва происходит прежде всего вследствие растворения этих участков металла и потери связи между зернами феррита и аустенита. Специальные методы металлографического анализа с применением цветового и теплового травления, а также рентгеноструктурный анализ показали, что выделившаяся третья фаза не является интерметаллядом (ст-фазой). Наи большее количество третьей фазы обнаруживается в швах с содержанием менее 4,5% Ni при 70% н более ферри та. С повышением содержания никеля размеры и количество этой фазы уменьшаются и при 4,5% Ni и более она не выявляется. Можно было предположить, что образующаяся в данном случае третья фаза представляет собой продукт у-> М-превращення. Чтобы проверить это, определяли стабильность аустенитной фазы в опытных швах, пользуясь уравнением Мна С = 1174 — 37 X % Сг — 57 X % Ni — 1450(% С + % N).
Ni S f-фЮі, 7.
$! sj Ь т
Ні в шве. ’Л
Рис. 142. График влияния никеля в сварных швах, содержащих 20,6—21,8% Сг, на температуру начала мартенситного превращения аустенитной фазы,
Содержание никеля и хрома в структурных составляющих, в том числе и в третьей фазе, исследуемых швов определяли рентгеноспектральным микроанализом на микрозонде «Камека». Оказалось, что количество никеля в аустенитной фазе изменялось пропорционально общему его содержанию в шве; концентрация хрома изменялась незначительно.
Расчеты показали, что при уменьшении никеля в швах ниже 4.5% мартенситное превращение у-фазы начинается при температуре выше 0° С (рис. 142), поэтому возможен ее распад. Примечательно, что в третьей фазе содержание хрома составляло 12—14%, а никеля не превышало 2%. Такой состав соответствует высокохромистой стали мартенситного класса, расчетная температура у -> Мн-превращения которой находится около 400° С.
Таким образом, экспериментальные данные позволяют заключить, что основной причиной межкристаллитной коррозии сварных швов с 20—22% Сг и менее 4,5% Ni является образование в них фазы, обедненной хромом и никелем и представляющей продукт т — Л4-превращения. Межкристаллитной коррозии таких швов подобно коррозии чистоферритного металла, по-видимому, способствуют также напряжения в кристаллической решетке поверхностных слоев ферритных зерен, возникающие вследствие выделения (точнее, предвыделения) карбонитридов.
Прн длительной выдержке в азотной кислоте повышенной концентрации и при повышенной тем —
| Ч | 3 | 70 V |
| ф | *- |
| 2 | 3 | 1 | Кипение |
| fc4= | —ы»* |
Рис. 243, Структурно-нэбнратель — Рис. 144. Графики влияния ніженая коррозия металла шва с 21,1% ля (количества а-фаэы) в сварных
Сг и 4,6% Ni в 50%-ной кипящей швах с 20,6—21,8% Сг на корро —
аэотиоя кислоте. ХІ50. знойную стойкость в кипящей азот
ной кислоте концентрации:
/-55%; 2 — 56%; 3-50%.
пературе исследуемые швы, содержащие менее 4,5% Ni (более 65% ферритной фазы), претерпевают также структурно-избирательную коррозию (рис. 143), вследствие чего имеют пониженную общую коррозионную стойкость (рис. 144). При этом локальная коррозия происходит не только по межкристаллитным прослойкам, но и по всей аустенитной фазе подобно хромоннкелевому металлу в околошовной зоне сварных соединений из сталей типа 21-3 н 21-5 с аналогичной микроструктурой. Избирательная коррозия такого металла с преимущественным растворением аустенитной фазы была объяснена значительно меньшей поверхностью аустенитной фазы, контактирующей с агрессивной средой, по сравнению с ферритными зернами, наклепом (повышенной твердостью) аустенита при таком соотношении структурных составляющих, а также низким содержанием хрома в аустенитной фазе.
Влияние отношения поверхностей двух контактирующих металлов различного состава на скорость коррозии было показано в § 19.
Рис. 146. Графики измелелі соотношения концентраций хрома и никеля в феррите п аусте — ните в зависимости от общет содержания никеля и количества а-фаэы в сварных швах с 20,6—21,8%
Наклеп аустенитной фазы при уменьшении количества аусте — ннта иллюстрируется графиком изменения микротвердости
Рис. 145, Графики влияния общего содержания никеля (количества а-фаэы) в сварном шве с 20,6—21,8% Сг на микротвердость аустенп- та (7) и феррита (2).
структурных составляющих в за — с<
висимости от содержания никеля і—г—^’
И соответственно соотношения ссг см
структурных составляющих В ВЫ — никеля в ферритной фазе шва; С
СОКОХрОМИСТОМ металле (рис. 145). то же’ 0 аустенитной фазе).
Влияние общего содержания никеля и, следовательно, количества феррита в исследуемых швах на распределение хрома и никеля между структурными составляющими в виде соотношения концентраций этих элементов представлено на рис. 146, где кривые построены по данным рентгеноспектрального микроанализа. Как следует из рис. 146, ферритно-аустенитный металл сварных швов обладает значительной межфаэной химической неоднородностью. При этом неравномерность распределения основных легирующих элементов (хрома и никеля) между структурными составляющими сильнее проявляется у швов, содержащих а-фаэу меньше 45% и больше 65%.
Характерно, что, несмотря на практически постоянное общее содержание хрома в исследуемых швах, соотношение содержания его между структурными составляющими значительно колеблется с изменением количества никеля. В этом случае в швах с 45—65%-феррита (4,5—6,5% Ni) неравномерность распределения хрома между ферритом и аустеннтом минимальна, а при отличном от указанного предела количестве — значительна. Большее содержание хрома в феррите по сравнению с аустени — том при увеличении количества а-фаэы свыше 60—65% обусловливает разность электрохимических потенциалов между структурными составляющими хромоникелевого металла и вместе с разностью их поверхностей является причиной преимущественного растворения аустенитной фазы (структурно-избирательной коррозии) в окислительных средах повышенной агрессивности, в том числе в 65%-ной HNO3.
При наличии третьей фазы — продукта у -*■ М-превращенил, наиболее обедненной хромом и более напряженной, чем феррит и аустенит, структурно-избирательная коррозия металла усиливается из-за растворения не только аустенитной, но и этой фазы.
Благодаря структурно-избирательной коррозии возрастают общие потери в весе хромоникелевых сварных швов с содержанием a-фазы более 65%.
Чтобы предотвратить межкристаллитную и структурно-избирательную коррозии и обеспечить оптимальную общую коррозионную стойкость хромоникелевых ферритно-аустенитных сварных швов с 20—22% Сг, колпчество ферритной фазы в них должно находиться в пределах 40—60%. Для этого в швах без ниобия и титана при 0,07% С, необходимо, чтобы Ni содержалось 5,5— 6,5%.
При наличии в таких швах стабилизирующих элементов (ниобия, титана) количество никеля должно быть несколько больше (6—7%). Прн этом обеспечиваются необходимые механические свойства сварных соединений стали типа 21-5.
В гл. II отмечалось, что при таком соотношении ферритной и аустенитной фаз швы имеют наименьшее зерно обеих фаз и обладают весьма высокой стойкостью против образования горячих трещин.
Оптимальной стойкостью против образования горячих трещин обладают ферритно-аустенитные швы, содержащие 20— 40% ферритной фазы. По стойкости против трещин швы, содержащие 30—60% феррита, превосходят хромоникелевые аустенитные швы с 3—8% феррита.
Приведенные экспериментальные данные позволили установить оптимальный химический состав металла шва н наметить состав электродной проволоки типа 21-8 для дуговой сварки хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 и 21-6. Для этого в проволоке ЭП500 (см. приложение, табл. 2) необходимо несколько увеличить содержание никеля (до 7.8—9,3%).
Влияние ферритизирующих элементов на микроструктуру и свойства хромоникелевых ферритно-аустенитных сварных швов
Выше отмечалось отрицательное влияние ванадия н повышенного содержания кремния на коррозионную стойкость хромоникелевых швов. Сильное ухудшение свойств сварных швов происходит прн повышенном количестве в них ферритной фазы [92, 94].
Опытные швы выполняли дуговой сваркой под флюсом АНФ-6 на стали 0Х21Н5Т проволокой идентичного с основным металлом состава с засыпкой в простроганные канавки в одном случае феррованадия, в другом — ферросилиция. При этом в швы с повышенным содержанием ванадия и кремния дополнительно вводили никель для уменьшения ферритизирующего действия последних. Количество феррита в опытных швах полностью сохранить неизменным не удалось.
С, увеличением количества ванадия без дополнительного легирования кремнием несколько возрастало содержание последнего в шве в результате перехода его из феррованадия. Химический состав металла псследуемых швов приведен в табл. 70.
На рис. 147 представлены графики изменения механических свойств исследуемых хромоникелевых швов в зависимости от содержания ванадия и кремния, а на рис. 148 и 149 — микроструктура металла этих швов.
С увеличением содержания ванадия или кремния до 0,8% несколько снижается предел прочности металла шва; дальнейшее повышение содержания этих элементов практически не влияет на предел прочности. Предел текучести и твердость металла с увеличением содержания ванадия и кремния в исследованных пределах неуклонно возрастают, а пластичность и вязкость снижаются. Последнее обусловлено как повышением мик- ротвердости феррита в результате растворения в нем ванадия
| с различным содержанием кремния в ванадия Химиче | киї-, состава | шаа, « | |||||
| ши | с | Мп | S1 | Сг | N1 | V | Т1 |
| 1 | 0,06 | 0,40 | 0,45 | 21.1 | 5,1 | _ | 0,25 |
| 2 | 0,06 | 0,41 | 0,50 | 20,9 | 5,1 | 0,14 | 0,25 |
| 3 | 0.06 | 0,40 | 0,50 | 20,8 | 5,1 | 0,25 | 0,30 |
| 4 | 0.07 | 0,44 | 0,59 | 20,4 | 5.2 | 0,44 | 0,28 |
| 5 | 0,07 | 0,46 | 0,60 | 20,7 | 5,6 | 0,8 | 0,22 |
| 6 | 0.07 | 0,43 | 0,69 | 20,4 | 5,2 | 1,0 | 0,22 |
| 7 | 0,07 | 0,45 | 0,77 | 20,4 | 6,3 | 1,5 | 0,22 |
| 8 | 0,С8 | 0,40 | 0,69 | 20,5 | 5,8 | 2,3 | 0.19 |
| 9 | 0,1-8 | 0,47 | 0,80 | 20,3 | 7,8 | 3,0 | 0.19 |
| 10 | 0,06 | 0.40 | 0,40 | 20,9 | 5,1 | — | 0,25 |
| 11 | 0,06 | 0,42 | 0,80 | 20,8 | 5,2 | — | 0,28 |
| 12 | 0,07 | 0.46 | 1,2 | 21,1 | 5,3 | 0,22 | |
| 13 | 0,07 | 0,40 | 1,4 | 20,6 | 5,4 | 0,19 | |
| 14 | 0,07 | 0,45 | 1,8 | 20,4 | 6,0 | 0,19 | |
| 15 | 0,08 | 0,46 | 2,0 | 20,4 | 6,4 | 0,18 | |
| 16 | 0,08 | 0,43 | 2.2 | 20,7 | 6,6 | 0,1В |
Рис. 147. Графики влияния ванадия (а) и кремния (б) на механические свойства хромоникелевых ферритно-аустенитных сварных швов.
и кремния, так и увеличением ферритной фазы вследствие недостаточного содержания никеля (рис. 148 и 149).
При увеличении до 7—8% Ni в швах такого состава, в том числе содержащих ванадий и кремний, можно значительно уве личить разницу между пределами прочности и текучести, повысив тем самым пластичность металла.
На рис. 150 и 151 представлены графики, характеризующие влияние ванадия и кремния на общую коррозионную стойкость хроме—- ‘ ■ ‘»стенитных швов. Кривые строили
| в ‘ г Рис. 148. Микроструктура металла хромоникелевых сварных швов, содержащих 20,4—20,7% Сг, 5,2—6,3% Ni и ванадия (X150): а — 0,44%; б — 0,80%; в — 1.5%: г-2.3%. |
для металла шва за вычетом потерь в весе основного металла сварных соединений, так как изменение коррозионной стойкости их прн дополнительном легировании металла шва происходило исключительно за счет последнего (рис. 152).
Как следует из приведенных графиков, с повышением содержания кремния и ванадия общая коррозионная стойкость металла швов в азотной кислоте ухудшается. Особенно хорошо это видно прн увеличении в металле кремния или ванадия более
0.8—1,0% и тем сильнее, чем выше концентрация и температура кислоты. Отрицательное влияние ванадия на коррозионную стойкость швов в исследованных средах наибольшее. Это, по-видимо- му, обусловлено тем, что ванадий уменьшает силы межатомной
| Рис. 149. Микроструктура металла хромоникелевых сварных швов, содержащих 20,4—21,1% Сг, 5.2—6,6% Ni и кремния (XI50): а — 0.80%; б — 1,2%; в — 1.5%; г — 2,2%. |
связи в твердом растворе [65], облегчая самодиффуэию атомов в решетке и уменьшая работу выхода ион-атомов из металла, находящегося в окислительной агрессивной жидкости.
В гл. III было показано отрицательное влияние ванадия, растворенного в твердом растворе, на сопротивление ползучести высокохромистого металла. По-видимому, между силами межатомной связи в решетке твердого раствора, процессами диффузии в нем, жаропрочностью и работой выхода ион-атомов из металла во внешнюю среду, а следовательно, и коррозионной стойкостью существует взаимосвязь.
Проведенные автором испытания экспериментальных сталей типа 21-5 с титаном, титаном и ванадием, ниобием, ниобием и ванадием, а также соединений этих сталей, выполненных аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом без присадки, показали, что введение в металл даже сравнительно небольшого количества ванадия (до 0.3%) ухудшает общую коррозионную
| Рис. 151, Графики влияния ванадия на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных |
Рис. 150. Графики влияния кремния на коррозионную стойкость хромоникелевых сварных швов в 50%-ной HN03 при температуре кипения (!) и прн 70° С (2).
/ — в 50%-ной HNOj прн температуре кипения; 2 — в 30%-ной HNOj при температуре кннснпн. 3 —в 50%-ной HNOj прн 70“ С.
иьіх соединений этих сталей, выполненных аргоно-дуговой сваркой без присадки, в 1,4—1,5 раза ниже, чем стали в состоянии поставки в результате усиленной коррозии металла шва.
При концентрации азотной кислоты до 50% и температуре 70° С исследуемые сварные швы достаточно корроэионностойкие. Причем как швы с повышенным содержанием ванадия или кремния, так п без ванадия л с небольшим количеством кремния стойки против межкристаллитной коррозии в этих условиях испытания, а также в азотной кислоте более высокой концентрации и температуры. Поэтому нет надобности легировать их ванадием и большим количеством кремния. Предпочтительнее
| Влияние ванадия на коррозионную стойкость ферритно-аустенитных хромони Марка стали | Хнмн | |||||||
| с | „„ | SI | Сг | Т1 | V | |||
| 0X21Н5Т | 0,08 | 0.69 | 0.62 | 21,5 | 5,1 | 0,30 | ||
| ОХ21Н5ТФ | 0,07 | 0,62 | 0.66 | 21.0 | 5,0 | 0,30 | 0.30 | |
| 0X21Н5Б | 0,08 | 0,62 | 0.58 | 21,8 | 5,0 | 0,70 | ||
| 0Х21Н5БФ | 0,08 | 0,63 | 0,58 | 21,2 | 5,2 | — | 0.70 | 0.24 |
в случае необходимости обеспечения стойкости сварных швов против межкристаллнтной коррозии в более сильных агрессивных средах легировать их титаном или лучше ниобием.
Рис. 152. Образцы сварных соединении стали 0Х21Н5Т с различным содержанием ванадия в шве после кипения в 50%-ной HNOs в течение 240 ч.
Небольшое количество ванадия (0,3—0,5%) можно вводить в швы с аустеннтно-ферритной структурой для повышения предела текучести его до уровня основного металла при сварке ферритно-аустенитных и феррнтных сталей. При этом отрицательное действие ванадия может быть нейтрализовано некоторым повышением в шве содержания хрома.
Однако уместно отметить, что чрезмерное улучшение коррозионной стойкости шва по сравнению с основным металлом мо —
| Средняя скорость коррозии в аэотноП кислоте, г/и’-ч, различной концентрации при температуре 50%-ная | 56% на | 65%-н | ||||||
| 50° С | 70° С | 50° С | 70° С | 50° С | 70° С | — | ||
| 0,002 | 0,02 | 0,24 | 0,006 | 0,02 | 0,42 | 0,01 | 0,040 | 0,50 |
| 0,002 | 0,02 | 0,36 | 0,007 | 0,03 | 0,49 | 0,01 | 0,075 | 2,15 |
| 0,001 | 0,01 | 0,17 | 0,006 | 0,02 | 0,38 | 0,008 | 0,035 | 0,36 |
| 0,001 | 0,01 | 0,28 | 0,006 | 0,02 | 0,49 | 0,016 | 0,042 | 0,54 |
| Таблица 72 Химический состав опытных электродов, имитирующих сварное соединение Содержание | элемент | о», % | ||||||
| Объект исследования II | С | Мп | S1 | СГ | к, | ТІ | Nb | V |
| Сталь 1Х21Н5Т, , , . | 0,14 | 0,58 | 0,50 | 21,4 | 5,3 | 0,80 | ||
| Шов, выполненный проволокой Св-08Х19Н10Б…. | 0,12 | 0,67 | 0,80 | 20,0 | 7,2 | 0,25 | 0,70 | |
| Шов, выполненный проволокой Св-08Х19НФ2С2 , . . | 0,12 | 0,51 | 1,2 | 20,2 | 7,6 | 0,22 | — | 1,1 |
жет оказать отрицательное влияние на коррозионную стойкость металла околошовной зоны у линии сплавления со швом в среде повышенной агрессивности [95].
По методике моделирования, описанной в предыдущем параграфе, исследовали электрохимическое поведение электродов, имитирующих основной металл (О. М.) 1Х21Н5Т, околошовную зону у линии сплавления со швом (3. Т. В.), где развивается структурно-избирательная коррозия этой стали, и металла двух швов (табл. 72) с хорошей коррозионной стойкостью (1Х20Н7БТ) и пониженной (1Х20Н7СТФ). Полученные экспериментальные Данные приведены на рис. 153, 154 и 155 и в табл. 73. Там же для сравнения представлены электрохимические характеристики макропары основной металл — зона термического влияния.
Разность электродных потенциалов (рнс. 153), коррозионный ток и скорость коррозии в макроэлементах основной металл (О. М.) —зона термического влияния (3. Т. В.) и основной металл— шов 1Х20Н7БТ в 20%-ной азотной кислоте мало отлича — ются( рис. 154 и табл. 73). Более значительная разность потенциалов, коррозионный ток и соответственно скорость коррозии металла шва наблюдается в элементе основной металл — шов 1Х20Н7СТФ. Причем в данной среде при изменении химического состава шва коррозия металла околошовной зоны сохраняется неизменной.
20 І0 56 65
Концентрация HN03. %
Рис. 153. Графики влияния концентрации кипяшей азотной кислоты на разность
электродных потенциалов
(ЛЕ = Еі — £2) между электродами макропары:
/ — основной металл — шов
1Х20Н7СТФ; 2 —основной металл — зона термического влияния; 3 — основной металл — шов 1Х20Н7БТ.
С повышением же концентрации и соответственно окислительной способности азотной кислоты электрохимические свойства и скорость коррозии зоны термического влияния, а также шва, изменяются в зависимости от химического состава металла шва. Так, в сварном соединении стали 1Х21Н5Т со швом типа 1Х20Н7СТФ увеличение концентрации кислоты сопровождается значительно более интенсивным возрастанием коррозионного тока в макропаре О. М.— шов, чем в макропаре О. М—3. Т. В. (рис. 155), что находит отражение в разности электродных потенциалов (рис. 153). При этом коррозионная стойкость шва хуже стойкости металла околошовной зоны. В этом случае наблюдается особенно значительная разница коррозионной стойкости шва и основного металла (табл. 73).
Иная картина наблюдается, если металл шва на той же стали 1Х21Н5Т имеет состав типа 1Х20Н7БТ, более коррозионностойкий, чем предыдущий шов. В этом случае возрастание концентрации кислоты сопровождается более значительным повышением коррозионного тока в макропаре 3. Т. В.— О. М. (рис. 154). При таком составе коррозионная стойкость шва лучше стойкости металла околошовной зоны, причем скорость коррозии околошовной зоны в этом случае больше, чем в случае контакта со швом типа 1Х20Н7СТФ: 8,75 г/м2 • ч против 6,11 г/м2-ч в 65%- ной азотной кислоте. Есть основание полагать, что при дальнейшем улучшении коррозионной стойкости металла шва при прочих
равных условиях стойкость околошовной зоны еще больше ухудшится.
Таким образом, при выборе присадочного металла необходимо стремиться обеспечить равенство не только механических
Таблица 73
Влияние состава шва и концентрации кипящей азотной кислоты на скорость коррозии электродов, имитирующих элементы макропар сварного соединения стали 1X21Н5Т
| j Скорость коррозии, г/я’-ч, элементов ывкропвры снарпого j соединенна в кипящей азотной кислоте 20%-НОй | 5вк-иой | 65%-ной | ||
| Основной металл | 0,040 | 0,423 | 1,25 | 2,76 |
| Шов 1Х20Н7БТ | 0,043 | 1,26 | 4,4 | 5,67 |
| Зона термического влнянпя | 0,040 | 0,405 | 4,36 | 8,75 |
| Шов 1Х20Н7БТ | 0,040 | 0,946 | 3,60 | 4,52 |
| Основной металл | 0,040 | 0,498 | 1,23 | 2,71 |
| Шон 1Х20Н7СТФ | 0,27 | 2,50и | 10,00 | 17,95 |
| Зона термического элияния | 0,043 | 0,675 | 4,34 | 6,11 |
| Шов 1Х20Н7СТФ | 0,25 | 2,603 | 6,5 | 8,33 |
| Основной металл | 0,040 | 0,374 | 1,05 | 2,87 |
| Зона термического влияния | 0,046 | 0,51 | 7,25 | 14,02 |
| Примечание. В числителе и знаменателе указаны весовые потерн соответствующих элементов макропары. |
свойств шва и основного металла и стойкость шва против межкристаллитной коррозии, но и равенство общей коррозионной стойкости металла всех зон сварного соединения. Необходимо учитывать влияние карбидообразующих элементов (титана и ниобия) на свойства двухфазных швов на ферритно-аустенитных сталях, так как для обеспечения стойкости против межкристаллитной коррозии при содержании углерода более 0,07% необходимы стабилизаторы (карбидообразующие элементы). Кроме того, для уменьшения выгорания стабилизирующих элементов
при дуговом процессе, особенно при сварке в углекислом газе, и для постоянства содержания их з металле шва при изменении режима сварки, сварочные проволоки дополнительно легируют алюминием. Поэтому представляют интерес данные [94] влияния этих элементов при различном содержании никеля на свойства двухфазных сварных швов. Опытные швы выполняли на ста —
| r 7 | |||
| — -4 | |||
| Л | і | f-Г. | — |
| МОп—- | Ґ | ‘»К | н |
| •v | |||
| 0 | / / | і | V |
Рис. 155. Графики изменения корроаионного тока в макроэлементах О. М.—шов (сплошные липни) и О. М.— 3. Т. В. (пунктирные линии) сварного соединения стали 1Х21Н5Т со швом типа 1Х20Н7СТФ в зависимости от концентрации кипящей азотной кислоты: а — 20%; 6 — 40%; в-56%; г —
Рис. 154. Графики изменения коррозионного тока в макроэлементах О, М.— шов (сплошные линии) и О. М.—
3. Т, В — (пунктирные линии) сварного соединения стали 1Х21Н5Т со швов типа 1Х20Н7БТ в зависимости от концентрации кипящей азотной кислоты*
а — 20%; 6 — 40%; в — 58%; г —
ли 0Х21Н5Т с простроганными канавками автоматической сваркой под флюсами АН-26 и АНФ-6 проволоками 0X21Н5Т и Св-06Х19Н9Т с дополнительным введением порошка соответствующих исследуемых элементов.
В первой партии швов с различным содержанием ниобия количество прочих элементов составляло: 0,07—0,09% С; 0,50— 0,65% Мп; 0,51 — 1,03% Si; 20,0—20,8% Сг; 5,2—5,5% Ni и 0,21 —
Рис. 157. Графики влияния ниобия (сплошные линии) II титана (пунктирная линия) типа пи-э. на количество ферритной
фазы в металле хромоникелевых сварных швов типа 20-5 (а) и 20-7 (6).
. … to ‘.2
Содержание ні. Ті. %
б
5ис. 156. Графики в. і титана (б) на і
сварных хромоникелевых
0,23% Ті, а во второй партии швов — 0,06—0,09% С’ 0,55— 0,95% Мп; 0,66—0,87% Si; 20,0—21,0% Сг; 7,2—7,9% Ni, 0,11 — 0,21% Ті. Швы с различным количеством титана содержали: 0,06—0,08% С; 0,43—0,63% Мп; 0,40—0,60% Si; 20,0—20,7% Сг; 5,2—5,6% Ni. Химический состав металла швов, дополнительно легированных алюминием, следующий: 0,07—0,08% С; 0,50—
0,66 % Мп; 0,55—0.75% Si; 20,0—20,2% Сг; 5,1—5,5% Ni; 0,23—0,27% Ті.
Опыты показали, что с уве- личением содержания ниобия более 0,5—0,6% предел теку- чести металла шва типа 21-5
возрастает, а предел прочности и пластичность уменьшаются (рис. 156). Ударная вязкость металла исследуемых швов при введении ниобия неуклонно снижается. Такое изменение механических свойств обусловлено повышением в структуре металла количества ферритной фазы (рис. 157), наклепом аустенита, а также образованием интерметаллидов подобно тому, как это наблюдалось в хромомарганцевых швах. Как показал рентгено — структурный анализ (выполнил канд. техн. наук Н. Л. Карета) осадка, электролитически выделенного Г. П. Манджелей из металла опытных швов, при увеличении содержания титана и ниобия до 0,5% и более в металле данного состава образуются ин — терметаллндные фазы Fe2Nb и FejTi.
При отношении Nl/Сг = 0,26 н менее и при 8,5—9-кратном отношении ниобия к углероду количество ферритной фазы в структуре металла шва возрастает до 70%, а пластичность и вязкость становятся ниже допустимой. При Ni/Cr = 0,29-гО,30 и Nb/C = 16 шов как при ударном изгибе, так и при растяжении разрушается хрупко.
| Рис. 158. Графики влияния алю — Рис. 159. Графики влияния ниобия миння на механические свой — на механические свойства хромонн — ства хромонпкелевых сварных келевых сварных швов тппа 20-7. швов, содержащих 20% Сг и от 5,2 до 6,5% Ni. |
Примерно такое же влияние на количество феррита в структуре хромоникелевого шва и на его механические свойства оказывает титан с той лишь разницей, что с по —
| N | d, | ~Г ✓ |
| N | ||
| Is | / | |
| Он’ |
вышением его содержания до 0,8% (Ti/C = 9-г 11) предел прочности несколько снижается, а при дальнейшем увеличении количества титана возрастает; предел текучести при повышении содержания титана от 0.2 до 1,26—1,30% неуклонно возрастает (рис. 156). Влияние алюминия на механические свойства хромоникелевых швов более значительно (рис. 158), чем ниобия и титана. Это объясняется тем. что алюминий по сравнению с ниобием и титаном более эффективный ферритизатор. Как показали металлографические исследования, из трех исследованных элементов титан наиболее эффективно измельчает зерно хромоникелевого двухфазного металла шва.
Увеличение содержания никеля с 5,2—5,5% (Ni/Cr =
= 0,25-гО,26) до 7,2—7,3% (Ni/Cr = 0,35—0,36) значительно повышает количество аустенита в структуре 20%-ного хромистого шва (рис. 157,6), вследствие чего введение стабилизирующих (карбидообразующих) элементов (ферритизаторов) в исследо —
| ванных пределах меньше изменяет механические свойства (рис. 159). При более высоком содержании хрома следует ожидать некоторого повышения предела текучести металла шва с таким количеством никеля. Из приведенных экспериментальных данных следует, что при 7—9-кратном отношении Ті/C или 8—10-кратном отноше — «д£ |
| I 50% HN0, і i-m |
| 1 !’ 50% НПО, |
| Г-ІЇ— |
и о а? о* йб с
Содержание N0. % Рис. 160. Графики влияния ниобия на общую коррозионную стойкость в азотной кислоте хромоникелевых сварных швов с различным содержапи —
| l’70-С | / | |
| А | » | Г |
| А | ||
| / | ||
| tw | ||
| 2 | ||
| — | ■з | |
| а | ||
| 11 -70’С | г | |
| ~2 | ||
| и | 2Х | s’ |
| — | 3 |
Содеожание Ті (о>, MISI, % 6
Рис. 161. Графики влияния титана (а) и алюминия (б) на общую коррозионную стойкость хромо — никелевых сварных швов типа 20-5 в азотной кислоте концентрации:
I —65%; 2-50%; 3-30%
нии Nb/C в металле шва с 20—22% Сг механические свойства его оптимальны, если содержание никеля в нем составляет 6—7%. При легировании металла шва совместно ниобием, титаном и алюминием содержание каждого из стабилизирующих элементов (титана и ниобия) должно быть соответственно уменьшено. При этом в шве должно быть не более 0,15—0,20% А1.
На рис. 160 и 161 показано влияние исследуемых элементов на общую коррозионную стойкость в азотной кислоте хромонпке —
левых швов. Из рисунков видно, что при содержании ниобия свыше 0,6% титан и алюминий ухудшают общую коррозионную стойкость металла ферритно-аустенитных швов в азотной кислоте, особенно швов с недостаточным количеством никеля. В хромоникелевых швах типа 20-7 отрицательное воздействие стабилизирующих элементов (ниобия) на общую коррозионную стойкость значительно меньше, чем в швах типа 20-5 (рис. 160). Влияние титана на общую коррозионную стойкость хромоникелевых швов (рис. 161,а) значительно больше, чем ниобия (рис. 160) и алюминия (рис. 161,6). В отличие от титана ниобий в количестве, необходимом для связывания углерода, практически не ухудшает общую коррозионную стойкость швов. В 50%-ной азотной кислоте при температуре до 70° С сварные швы, стабилизированные титаном, также достаточно коррозионностойки (рис. 161,с, кривая 2).
Анализ приведенных данных по влиянию легирующих элементов на свойства двухфазных швов позволяют сделать следующие общие выводы. Для обеспечения требуемых механических свойств и коррозионной стойкости сварных соединений хромоникелевых ферритно-аустенитных сталей типа 21-5 необходимо, чтобы в структуре металла шва было 40—60% феррита. Для этого в шве с 20—22% Сг к 8—10-кратным отношением стабилизирующих элементов титана и ниобия к углероду содержание никеля должно находиться в пределах 6—7%. Максимальная коррозионная стойкость таких швов может быть достигнута при стабилизации ниобием. В случае совместного легирования металла шва ниобием и титаном целесообразно, чтобы количество первого превышало содержание второго. Для уменьшения выгорания титана и ниобия и для более стабильного перехода их в шов при сварке в защитных средах различной окислительной способности следует сварочную проволоку легировать алюминием так, чтобы его содержание в металле шва не превышало 0,2%. В противном случае сильно ухудшаются пластичность, вязкость н коррозионная стойкость шва.
При низком содержании углерода (не более 0,06%) в швах могут отсутствовать карбидообразующне элементы. Для упрочнения таких швов целесообразно вводить в него азот в количестве 0,15—0,25%. В этом случае количество ферритной фазы в шве может составлять 20—50%.
Виды сталей аустенитного класса
По составу и физическим свойствам различают 3 вида стали-аустенита:
Антикоррозийный аустенитный класс стали
В эту категорию включаются сплавы с большим удельным содержанием хрома, никеля. В незначительных количествах в сплав также могут входить кремний, марганец, молибден. Особенность сплавов этой группы — минимальный риск коррозии при любых температурах.
Высокая устойчивость обеспечивается за счет двух факторов. Первый фактор — это большое содержания хрома, который создает защитную пленку на поверхности стали. Второй фактор — низкое содержание углерода (менее 0,3%). Комбинация этих факторов приводит к тому, что материал не вступает в контакт с кислородом, азотом, водой, различными химическими веществами.
Устойчивость сохраняется даже при нагреве либо охлаждении, поскольку хром при изменении температур сохраняет свои физические свойства.
Жаростойкий класс
В эту категорию включаются сплавы с большим содержанием никеля, бора, ниобия, ванадия, молибдена, вольфрама. Легирующие компоненты делают материал более прочным, минимизируют риск образования пор между отдельными атомами железа. Поэтому жаростойкий аустенит сохраняет свою форму при нагреве до 1100 градусов.
Жаростойкий материал-аустенит подходит для изготовления различных печей, станков, фабричного оборудования. В состав некоторых сплавов также включается большое количество хрома. В результате образуется жаростойкий антикоррозионный сплав, который не только выдерживает нагрев, но и не покрывается коррозией.
Хладостойкий класс
В эту категорию входят сплавы, с большим удельным содержанием хрома и со средним содержанием никеля. В качестве дополнительных легирующих добавок могут использоваться алюминий, марганец, ванадий, вольфрам.
Хладостойкие сплавы выдерживают очень низкие температуры, отлично переносят резкие перепады температур. Однако при нормальной комнатной температуре хладостойкая сталь-аустенит обладает посредственными физическими свойствами — невысокая прочность, слабая химическая инертность.
Поэтому из хладостойких сплавов делают специальную технику, оборудование для регионов с очень холодными климатом. Еще одна сфера применения — изготовление деталей, изделий, оборудования для нужд космической промышленности.
Влияние химического состава на свариваемость аустенитных сталей
Основной тип аустенитных хромоникелевых сталей — это Х18Н10. Структура подобных сталей аустенитная, с некоторым включением дельта-феррита (около 2-7%). При содержании никеля, в количестве около 8%, аустенит частично преобразовывается в мартенсит при комнатной температуре, если сталь подвергают пластической деформации.
Жаропрочные аустенитные стали содержат в своём составе до 25% хрома, а содержание никеля может достигать 38%. Жаропрочность стали увеличивают, легируя сталь кремнием (около 1%), или алюминия.
Структуру металла сварных швов в аустенитных сталях представлена на диаграмме Шеффлера. На диаграмме видна зависимость структуры металла от эквивалентов хрома и никеля. Но, кроме элементов, указанных в диаграмме, в выражение для расчёта эквивалента никеля можно процентное содержание меди с коэффициентов 0,6 и азота с коэффициентом 10-30. А в формулу для расчёта эквивалента хрома коэффициент процентного содержания вольфрама — 0,5 и титана — 2-5.
Диаграмма Шеффлера прменяют, обычно, для условий ручной дуговой сварки. При использовании других видов сварки структура металла сварных швов может отличаться от той, которая показана на диаграмме.
Основной задачей для обеспечения качества сварки является предотвращение образования холодных и горячих трещин. Опытным путём было установлено, что склонность металла сварного шва зависит от содержания феррита в стали. При содержании феррита в пределах 2-6% риск развития трещин существенно снижается.
Исследователь Делонг усовершенствовал диаграмму Шеффлера. Но содержание ферритной составляющей существенно изменяется при учёте процентного содержания азота с коэффициентом 30. Это необходимо учитывать для всех видов сварки металлов (сварка в защитных газах, сварка плавящимся электродом и неплавящимся). Поэтому, диаграмау Делонга также нельзя считать абсолютной.
Для оценки примерного содержания феррита Сефериан вывел следующее выражение: х=3*(Crэкв — 0,93Niэкв — 6,7), %
Присутствие нужного количества феррита (2-6%) позволяет решить вопрос отсутствия трещин при сварке аустенитных сталей. Но, вместе с тем, феррит понижает удлинение металла шва, снижает вязкость, повышает температуру перехода и отрицательно действует на коррозионную стойкость.
В наплавленном металле, кроме микротрещин могут образовываться и другие виды дефектов сварных швов. И связаны они с тем, что сульфиды и окислы, имеющиеся в составе стали, не могут всплыть на поверхность жидкой сварочной ванны из-за её высокой вязкости. Поэтому, для снижения вязкости расплавленного металла рекомендуется легировать сталь кремнием в количество 0,3-0,7%.
Но, если содержание кремния будет выше указанного предела, то риск возникновения трещин опять возрастает. Аналогичным образов влияет и марганец, хотя и в гораздо меньшем масштабе. Кроме всего вышеперечисленного, аустенитные хромоникелевые стали, с повышенным содержанием углерода, при сварке, склонны к отпускным трещинам.
Сварка аустенитной стали
Для соединения изделий из аустенита может применяться сварочная технология. Соединение металлов может осуществляется всеми основными методами сварки (электрошлаковая, дуговая, в среде защитных газов).
Сварка аустенитных сталей имеет множество особенностей и нюансов, о которых сварщику нужно знать заранее. Особенность — серьезное изменение физических свойств металла-аустенита при нагреве. Это налагает ряд требований относительно проведения сварки. Ведь при неправильном нагреве металла серьезно страдает качество сварного шва, что плохо скажется на прочности соединения.
Особенности нагрева аустенита
- При температуре +350 градусов в сплаве происходят активные диффузионные процессы, что приводит не к увеличению, а к уменьшению пластичности металла.
- От +350 до +500 градусов происходит термическая перестройка металла. Подобный физический процесс имеет ряд характерных особенностей — повышение хрупкости материала, растрескивание карбидных компонентов, изменение теплопроводности.
- От +500 до +650 градусов происходит выпадение карбидных компонентов, что должен учитывать сварщик во время работы.
- При нагреве материала выше +750 градусов серьезно повышается хрупкость металла. При таком нагреве на металле могут образовываться небольшие трещины, что снижает прочность сварного шва.
Однако сварщик должен избегать появления трещин, неровностей, отверстий в области сварного шва. Чтобы решить эту проблему, на детали в области шва наплавляется небольшой металлический слой, который обладает другим химическим составом.
Для слоя-заплатки нужен металл, обладающий повышенной жаропрочностью, высокой коррозийной стойкостью. Заплатка будет выступать в качестве защитного слоя, который будет препятствовать растрескиванию шва. Защитный слой рекомендуется обжечь при температуре +800 градусов, чтобы избежать появления трещин при повышенном уровне нагрузки.
Электрошлаковая сварка
Электрошлаковая технология сварки подходит для соединения как больших, так и мелких изделий на основе аустенита. Главные плюсы этой технологии — минимальный риск образования трещин, отсутствие деформации на стыках, удобство проведения сварочных работ.
Сварку рекомендуется проводить быстро и при небольших температурах. Ведь при длительном нагреве металла выше температуры 1200 градусов могут образовываться локальные трещины, что может привести к разрушению металла.
Несколько дополнительных замечаний по поводу применения электрошлаковой технологии:
- Сварку рекомендуется выполнять с помощью проволоки, толщина которой составляет 2-4 миллиметра. Главный минус подобного подхода — качественная проволока расходуется быстро, а стоит она достаточно дорого.
- Для соединения толстых деталей следует применять пластинчатые электроды (оптимальная толщина — 5-15 миллиметров). Электроды обладают более высокой ценой, однако разрушаются они гораздо медленнее.
- При работе со сплавами, обладающими повышенной коррозийной стойкостью, рекомендуется делать закалку либо отжиг — это поможет избежать появления ножевой коррозии.
Дуговая сварка
Дуговая сварка для соединения аустенитной стали имеет множество недостатков.
Главный минус:
- Во время сварочных работ происходит нагрев локальной области металла-аустенита. Нагрев приводит к двум опасным вещам, которые негативно влияют на прочность.
- Первый момент — это появление оксидов железа в области шва. Физика этого процесса следующая: при серьезном нагреве железо начинает вступать в контакт с атмосферным воздухом, что и приводит к образованию оксидов.
- Второй момент — это появление трещин рядом со швом. При высоком нагреве резко возрастает хрупкость материала при уменьшении общей пластичности, что способствует образованию небольших трещин.
Фтористокальциевые электроды
Существует ряд приемов, которые позволяют обойти ограничения дуговой сварки. Самый популярный метод — это применение фтористокальциевых электродов малого диаметра (оптимальный диаметр сечения — 3-5 миллиметров).
Подобные стержни обладают низкой пластичностью, поэтому во время сварочных работ электроды не совершают лишних колебаний. Благодаря этому снижается контакт расплавленного металла с воздухом, а также снижается риск образования трещин вследствие повышения хрупкости.
За 1,5-2 часа до проведения сварочных работ рекомендуется выполнить прокалку фтористокальциевых электродов при небольшой температуре (200-300 градусов). Это помогает минимизировать риск возникновения пор в электроде.
Электродуговая сварка должна выполняться строго на обратнополярном постоянном токе. В противном случае стабильность электрода не гарантируется.
Сварка в среде защитных газов
Сварка аустенитных сталей с применением защитных газов — лучший способ соединения аустенитов. Эта методика позволяет соединить детали различных форм, а сварка может проводиться в любых пространственных положениях.
Применение защитных газов минимизирует вероятность образования трещин, налета, ржавчины, окалины, что делает сварное соединение очень прочным. В качестве защитной среды может применяться любой газ — аргон, гелий, азот, углекислый газ и другие. Для сварки обычно применяются плавящиеся либо вольфрамовые стержни, которые подходят для создания небольших прочных швов (оптимальная толщина — 5-10 миллиметров).
Особенности сварки аустенита в среде защитных газов
- Для проведения сварочных работ можно применять как импульсную, так и горящую дугу. Однако опытные сварщики рекомендуют использовать именно импульсную дугу. Это уменьшает толщину шва, минимизирует вероятность дробления кромок. Благодаря этому удается получить ровный прочный шов, который не растрескается при длительной эксплуатации изделия.
- Сварку аустенита рекомендуется проводить с помощью постоянного тока, который имеет прямую полярность. При необходимости полярность тока можно поменять — это никак не скажется на качестве сварного шва. При выборе горелки нужно обратить внимание на тип переключения полярности. Ведь большинство горелок работают с устройствами, которые переключают полярность автоматически. Если Вы хотите менять полярность вручную, необходимо обязательно прочитать инструкцию к горелке, чтобы убедиться, что она поддерживает такой режим работы. Также обратите внимание, что в случае сварки аустенита с большим содержанием алюминиевых присадок рекомендуется использовать горелку с переменным током.
- Для проведения импульсно-дуговой сварки рекомендуется использовать плавящиеся электроды. Такой способ соединения подойдет для соединения конструкций, обладающих небольшой толщиной. Это могут быть металлические листы, тонкие балки и так далее. Применение плавящегося электрода минимизирует риск образования трещин в шве, что благоприятно скажется на сроке годности подобного сварного соединения.
- Плазменная сварка аустенитных сталей допускается в ситуациях, когда толщина отдельных сварных элементов составляет менее 15 миллиметров. В случае плазменной сварки крупных объектов резко возрастает риск образования подрезов-щелей, что негативно сказывается на прочности сварного соединения.
Подогрев и термообработка при сварке аустенитной стали
При сварке аустенитных сталей, предварительный подогрев, с точки зрения структурных превращений, применять не обязательно. Но, в некоторых случаях, применяют подогрев до температуры 200°С с целью уменьшить внутренние напряжения.
Величина остаточных напряжений у таких сталей достаточно большая, из-за этого возникает риск коррозионного разрушения стали. Для того, чтобы этого избежать, выполняют термообработку сварных соединений.
В случае, если необходимо только уменьшить величину внутренних напряжений, то выбирают температуру отпуска 800-850°C. Если сварные соединения контактируют со средой, которая способствует формированию межкристаллитной коррозии, то уместным будет выполнение отжига при температуре 950-1050°C. Отжиг способствует растворению карбидных плёнок.
При выполнении термообработки нужно учитывать, что стали типа Х18Н8, Х18Н8М2, Х18Н8Т, Х18Н9Б, Х25Н12, Х25Н20 имеют склонность к формированию отпускных трещин.
ГОСТы
Изготовление аустенита регулируется с помощью законодательным норм, правил, законов. Основные нормы перечислены в следующих нормативных документах — ГОСТ 5632-2014, ГОСТ 11878-66, ГОСТ Р ИСО 4136-2009.
Эти документы определяют все основные моменты, которые касаются аустенитных сталей — изготовление, маркировка, категории, марки, особенности транспортировки и так далее.
В соответствии с нормами ГОСТ для определения содержания ферритных (железных) компонентов в каких-либо изделиях на основе аустенита может применяться металлография либо магнитная технология. Для проведения проверки из аустенита вырезаются небольшие прутки (не менее 2 штук).
Алгоритм проверок
- Определение содержания железа методом металлографии. На прутках делаются небольшие шлифы, которые подвергаются электролизу или химическому травлению. После этого шлифы помещаются под мощный микроскоп, где визуально определяются содержание железистых соединений. По результатам исследований выставляется оценка, которая определяет концентрацию железа в основном сплаве. Чтобы увеличить точность исследований, рекомендуется взять несколько независимых проб с нескольких прутков.
- Определение содержания железа магнитным методом. На прутках делаются микрошлифы, которые проходят шлифовку, зачистку с помощью абразивных материалов. После этого проводится серия замеров с помощью ферритометров, обладающих высоким порогом чувствительности. Минимальное количество замеров — 40 штук. В конце полученные сведения обрабатываются с помощью методов математической статистики и моделирования. Для увеличения точности исследования рекомендуется взять несколько независимых проб.
Аустенитные электроды
После закалки с индукционного нагрева действительное зерно аустенита значительно мельче (балл 10—12), чем при обычной закалке с печным нагревом (балл 7—8). С повышением темш ратуры число зародышей аустенита возрастает более интенсивно, чем ско-
Скорость и верхняя температурная граница промежуточного пре-воашения аустенита значительно понижаются с увеличением содержания С, Мп, Сг и Si. Легирование Mo, W и V не оказывает влияния на скорость промежуточного превращения.
Стойкость к коррозионной кавитации зависит как от коррозионной стойкости, так и прочности металла. Самоупрочняющиеся стали обладают высокой стойкостью к коррозионной кавитации (табл. 8). Так, у хромомарганцовой стали марки ЗОХ10Г10 в результате механического воздействия происходит распад нестабильного аустенита и превращение его в мартенсит, что способствует высокой стойкости этой стали к коррозионной кавитации, в то время как стойкость хромоникелевой нержавеющей стали марки 1Х18Н9Л со структурой стабильного аустенита значительно меньше.
После закалки с индукционным нагревом действительное зерно аустенита значительно меньше (10—12 баллов), чем при обычной закалке с печным нагревом (7—8 баллов). Мелкое зерно получается вследствие большой скорости нагрева и отсутствия выдержки при нагреве. При этом образуется мелкоигольчатый мартенсит с твердостью на 3—6 ед. HRC выше, чем при печном нагреве.
Для того чтобы при сварке в околошовной зоне получить такие структуры, которые обеспечат деформационную способность металла, достаточную для предотвращения образования трещин при охлаждении и вылеживании изделия до проведения соответствующей термообработки, необходимо, чтобы общее время выдержки в субкритическом интервале температур было бы достаточным для полного распада аустенита. Это время определяют по диаграмме изотермического распада аустенита стали данной марки. Время пребывания металла околошовной зоны при температуре выше температуры Тм должно быть больше, чем время изотермического распада аустенита при этой температуре для стали данной марки. Однако если сваривается среднелегированная сталь с повышенным содержанием углерода, то даже при многослойной сварке короткими участками практически не удается избежать закалки металла околошовной зоны на мартенсит, так как длительность распада аустенита значительно больше, чем время пребывания металла при температурах выше
Положение кривых начала и конца превращения аустенита в перлит на диаграмме изотермического распада аустенита значительно зависит от содержания углерода. При повышении содержания углерода увеличивается устойчивость аустенита, и кривые сдвигаются вправо.
Юнг и Ратенау [293] обнаружили, что трансформационная деформация пропорциональна объемному эффекту AWV превращения и обратно пропорциональна прочностным свойствам материала при температурах фазового превращения. Механические свойства металла являются структурно-чувствительными характеристиками и с изменением упаковки атомов меняются. Естественно ожидать, что с появлением внутренних напряжений, связанных с изменением объема или формы превращенной области, деформация будет неоднородной: преимущественно должна деформироваться фаза с более низким сопротивлением деформации. В железе, например, предел текучести аустенита значительно выше, чем у феррита, а скорость ползучести на установившейся стадии при 910° С почти в 200 раз меньше [365]. Поэтому преимущественно при фазовом превращении должен деформироваться феррит. О развитии пластической деформации в момент полиморфного превращения свидетельствуют приведенные выше данные об изменении структуры, связанном с накоплением дислокаций и развитием субструктуры феррита.
снижении температуры приблизительно на 150° С ниже критической точки A-L (выступа кривой начала превращения при температуре около 550°); выше и ниже этого выступа устойчивость аустенита значительно выше. У многих легированных сталей наблюдаются два таких выступа, т. е. два интервала температур быстрого превращения аустенита (см., на^ пример фиг. 201 и 202).
Более длительное сохранение метастабильного аустенита в межкритическом интервале температур в компактных объектах по сравнению с порошковыми обусловлено разной устойчивостью дефектов. Справедливость этого утверждения подтверждается быстрым снятием искажений в порошках в процессе их отпуска. Из рис. 24 видно, что уже после часового отпуска при 400°С в порошках а -»• у-превращение развивается в соответствии с диаграммой состояния. Для компактных же образцов даже после двухчасового отпуска при данной температуре количество образовавшегося аустенита значительно больше равновесного (см. рис. 13, кривая 5).
Более длительное сохранение метастабильного аустенита в межкритическом интервале температур в компактных объектах по сравнению с порошковыми обусловлено разной устойчивостью дефектов. Справедливость этого утверждения подтверждается быстрым снятием искажений в порошках в процессе их отпуска. Из рис. 24 видно, что уже после часового отпуска при 400°С в порошках а ->• -у-прев ращение развивается в соответствии с диаграммой состояния. Для компактных же образцов даже после двухчасового отпуска при данной температуре количество образовавшегося аустенита значительно больше равновесного (см. рис. 13, кривая 5).
Аустенит представляет собой твердый раствор углерода в у-жа-лезе, имеющий гранецентрированную кубическую решетку. Кристаллическая решетка аустенита значительно плотнее упакована атомами. При температуре, соответствующей линии GS, происходит распад аустенита с образованием феррита и перлита. Перлит представляет собой механическую смесь феррита с цементитом. В перлите цементит присутствует либо в виде пластин (пластинчатый перлит), либо в виде глобулей, равномерно распределенных в ферритной массе (сфероидизированный перлит). Соотношение площадей перлитной составляющей определяется содержанием углерода.
Сварка среднелегированных высокопрочных сталей, применяющихся для изготовления сосудов высокого давления (типа 45ХЗОНВМФА, ЗОХН2МФА, ЗЗХЗНВМФА и др.) осуществляется без предварительного подогрева, который не снижает скорости охлаждения в зоне термовлияния ниже критических, а способствует лишь росту зерна. Распад аустенита происходит в мартенситной области. Увеличение степени легирования (суммарное содержание легирующих элементов достигает 5 — 9 %, а углерода 0,5 %) повышает устойчивость аустенита при повышенных скоростях охлаждения зоны термического влияния и обеспечивает удовлетворительное формирование шва. При сварке используют технологические приемы, обеспечивающие увеличение времени пребывания металла шва и околошовной зоны в субкритическом интервале температур: сварка каскадами, блоками, короткими швами. Также используют аустенитные электроды, а при многослойной сварке — отжигающие вштики. После сварки в большинстве случаев необходима термообработка: закалка низким или высоким отпуском. Электроды для сварки подвергаются прокалке и не должны содержать органических веществ в покрытии.
Сварка ереднелегировэнных высокопрочных сталей, применяющихся для изготовления сосудов высокого давления (типа 45ХЗОНВМФА, ЗОХН2МФА, ЗЗХЗНВМФА и др.) осуществляется без предварительного подогрева, который не снижает скорости охлаждения в зоне термовлияния ниже критических, а способствует лишь росту зерна. Распад аустенита происходит в мартенситной области. Увеличение степени легирования (суммарное содержание легирующих элементов достигает 5 —9 %, а углерода 0,5 %) повышает устойчивость аустенита при повышенных скоростях охлаждения зоны термического влияния и обеспечивает удовлетворительное формирование шва. При сварке используют технологические приемы, обеспечивающие увеличение времени пребывания металла шва и околошовной зоны в субкритическом интервале температур: сварка каскадами, блоками, короткими швами. Также используют аустенитные электроды, а при многослойной сварке — отжигающие валики. После сварки в большинстве случаев необходима термообработка: закалка низким или высоким отпуском. Электроды для сварки подвергаются прокалке и не должны содержать органических веществ в покрытии.
Для сварки аустенитных сталей с перлитными большего предпочтения заслуживают аустенитные электроды, применение которых обеспечивает получение пластичных структур корневых слоев шва при перемешивании с перлитной сталью. При использовании для данных соединений электродов перлитного класса участки шва, примыкающие к аустенитной стали и обогащенные в первую очередь хромом и никелем, будут хрупкими из-за образования в них мартенситной структуры при сварке. Получение шва, свободного от трещин, потребует в этих условиях проведения сварки с высоким подогревом и вызовет необходимость отпуска сваренного изделия. В отличие от этого, при использовании аустенитных электродов подогрев либо вообще не производится, либо его температура выбирается на 100—200° ниже требуемой при сварке данной перлитной стали. Отпуск для улучшения
Крепление лопаток к дискам с помощью сварки имеет определенное распространение в газотурбинных установках небольшой мощности и вспомогательных наддувочных агрегатах. На фиг. 80 приведен ротор турбовоздуходувки для наддува дизелей с диском из аустенитной стали марки ЭИ572 и приваренными к нему лопатками из этой же стали [108]. Сборка и сварка лопаток с диском производятся в приспособлении, обеспечивающем фиксацию диска и лопаток. В диске прорезан паз, в который устанавливается выступом лопатка. Для сварки использовались аустенитные электроды марки КТИ-6
34. Руссиян А. В. и Шоршоров М. X., Новые аустенитные электроды для сварки •стали типа 1Х13Н18В2БР, «Сварочное производство», 1959, № 6.
Для приварки креплений из любой марки стали к трубам из аустенитной стали должны применяться аустенитные электроды ОЗЛ-6, ЦЛ-25, ЗиО-8 и ЭА-2 или электроды ЭА-400/10у и ЦТ-15. К трубам из стали 12Х11В2МФ (ЭИ756) приварка креплений из любой марки стали должна производиться электродами ЗиО-8 или ЭА-400/10у. Электроды должны обязательно иметь сертификат завода-изготовителя.
единения большинства мартенситных сталей немедленно после сварки подвергают термической обработке (отпуску) для снятия внутренних напряжений и формирования нужных механических свойств. Сваривают мартенситные стали обычно ручной дуговой сваркой. Применяют электроды КТИ-9, ЦЛ-32, содержащие 10…12 % Сг, 0,8 % Ni, 1 % Mo и 0,02…0,09 % С. Это обеспечивает химический состав сварных швов, близкий к основному материалу, и повышает вязкость металла шва. Применяют также аустенитные электроды ЗИО-8 и ЭА-395/9. Автоматическую сварку ведут проволокой Св 15Х12НМВФБ и Св 15Х12ГНМБФ под флюсами АН-17 и ОР-б.
Аустенитные электроды марок ОЗЛ-7 и ОЗЛ-8 с наплавленным металлом типа 20Х26Н10Г2МЗ и 15Х27Н8Г2М:
левым мартенситным сталям. Наряду с электродами близкими по составу основному металлу применяют аустенитные электроды.
Для большинства используемых в сварных конструкциях материалов характерно такое решение вопроса о сочетании основного и присадочного металлов, когда химический состав металла шва, хотя и отличается от основного, но не настолько сильно, чтобы эти металлы принадлежали к разным структурным классам. В отдельных случаях используют соединения, в которых шов существенно отличается от основного металла. Например, при сварке ряда среднелегированных сталей используют аустенитные электроды.
28. Р у с с и я н А. В., Шоршоров М. X. Новые аустенитные электроды для сварки стали типа 1Х13Н18В2Б. «Сварочное производство», 1959, № 6.
К недопустимой также относится технология выполнения сварных швов комбинированного состава, при которой корневой слой сваривается аустенитными хромоникелевыми электродами, а последующие — электродами Э-09Х1МФ (или углеродистыми Э50А при сварке стыков трубопроводов из углеродистых сталей 20 и подобных). Аустенитные электроды в этих случаях применяют как меру борьбы с магнитным дутьем, затрудняющим процесс сварки при использовании низколегированных или углеродистых электродов. Такая технология обычно применяется при сварке стыков паропроводов в ремонтных условиях и рассматривается как грубое нарушение современных требований [18].
Рекомендуем ознакомиться
: Аустенитных нержавеющих Аустенитной хромоникелевой Аустенитного превращения Аустенитно ферритные Аустенитно ферритную Аустенитную структуру Аустенито ферритную Аустенито мартенситного Азотирование применяется Азотсодержащие соединения Аэродинамическое демпфирование Адаптивного программного Адгезионной прочностью Адгезионного соединения Адгезионную способность
