Сварка мартенситных хромистых сталей
Хром от точки плавления до низких температур имеет решетку объемно-центрированного куба, изоморфную а-желозу. В связи с этим легирование железа хромом сужает область у-растворов (рис. 127). По влиянию хрома на положение у-области в силавах Fe—Сг, а также хромистых сталях, содержащих углерод, услові. о можно выделить три группы сплавов: 1) с у ^ а-превращением; 2) без у ^ а-превращення; 3) с частичным превращением.
Хром придает сплавам с железом ряд специфических свойств. Так, при наличии в растворе ~V8 атомов хрома (~12% Сг по массе) возникающая при окислении поверхностная пленка приводит к пассивации этой поверхности. Сталь становится коррозионно-стойкой при относительно невысокой температуре. Для обеспечения окалиностойкости при более высоких температурах (800—1050° С) относительная часть хрома в сталях должна быть увеличена (примерно до 30% по массе). Для обеспечения коррозионной стойкости применительно к различным агрессивным средам концентрация хрома в сталях может быть различной.
Хром по отношению к кислороду обладает несколько большим сродством, чем железо, и образует окисел Сг203 с высокой температурой плавления. Хром также обладает большим сродством к углероду, чем железо, и является карбидообразующим элементом. Он может входить в состав карбидов типа цементит (Fe, Сг)3С и образует карбиды типов Сг7С3 и Сг23Св [иногда с частичной заменой атомов хрома другими, в частности железа, например (Fe, Сг)23С6]. Карбиды хрома термически более стойкие по сравнению с карбидом железа, они растворяются медленнее и при более высоких температурах. В связи с этим для гомогенизации твердых растворов Fe—Сг—С требуется более высокая температура (рис. 128) и более длительная выдержка, чем для углеродистых сталей (~900° С).
Температурная область существования у-растворов в хромистых сталях значительно изменяется в зависимости от содержания в них хрома и углерода (рис. 129), хотя в меньшей степени
она зависит от содержания и сплаве и других элементов — никеля, молибдена и пр. Хромистые стали при содержании менее 0,2% С и более 16% Сг не имеют у-фазы при любых температурах от комнатной до плавления и являются ферритными.
10 20 50 40 S0 60 70 80 Сг, йт%
О 10 20 50 00 50 60 70 60 Сг,%по массе
Наличие хрома в сталях в связи с замедлением процессов распада у —а значительно снижает критические скорости охлаждения Поэтому мартенсит в
результате бездиффузпои - рИС - 127. Структурпая диаграмма системы ного превращения аусте - Fe—Сг нита в хромистых сталях
может быть получен при значительно меньшем содержании углерода и меньших скоростях охлаждения, чем в нелегированных углеродистых сталях (рис. 130). При более высоком содержании хрома (рис. 130, е) устойчивость аустенита настолько высока, что даже при температуре его наименьшей устойчивости (~700°С) для его распада требуется около 300 с. При непрерывном охлаждении, как это имеет место в условиях сварки, скорости охлаждения в области температур 800—650° С даже ~0,2% °С/с приводят к получению полностью мартенситной структуры.
Рис. 129. Область существования у-фазы в хромистой стали в зависимости от содержания хрома и углерода
Оптимальные механические свойства, т. е. высокую прочность при достаточно высокой пластичности такие хромистые стали
Рис. 128. Зависимость твердости хромистой стали от температуры гомогенизации и концентрации углерода:
1 — 12% Сг; 0,35% С; 2 — 12% Сг; 0,12% С;
3 — 12% Сг; 0,05% С, 4 — 12% Сг; 0,01% Cl
Рпс. 130. Диаграммы изотермического превращения хромистых сталей с различным содержанием хрома:
а — 0,4% С; 0 % Сг; б — 0,4% С; ~3,5% Сг; в — 0,11% С; 12,2% Сг
получают после двойной термообработки: закалки и высокого отпуска.
Высоколегированные хромистые стали (обычно с содержанием
10,5 — 12% Сг) при их дополнительном легировании молибденом, вольфрамом, ниобием, ванадием, а иногда и никелем обладают повышенным сопротивлением ползучести при работе под напряжением при повышенных температурах. Их используют как жаропрочные применительно к температурам эксплуатации до ~600° С.
Ряд высокохромистых сталей в зависимости от режима термообработки и температуры эксплуатации изделия могут изменять свои структуру и свойства, в основном приобретая хрупкость. В зависимости от химического состава стали и влияния термического воздействия в хромистых сталях наблюдаются: 475°-ная хрупкость; хрупкость, связанная с образованием ст-фазы; охрупчивание феррита, вызываемое нагревом до высоких температур. 475°-ная хрупкость появляется в хромистых сплавах и сталях при содержании 15—70% Сг после длительного воздействия температур 400—540° С (особенно -~175° С). Добавки титана и ниобия ускоряют процесс охрупчивания при 475°.
При небольших концентрациях хрома в сталях тепловая выдержка при температурах ~600—880° С не вызывает появления хрупкой при более низких температурах п-фазы. Содержание более 20—25% Сг вызывает довольно интенсивное выпадение п-фазы. Марганец, молибден и некоторые другие легирующие элементы способны расширять область существования п-фазы и интенсивность ее образования.
Выпадение п-фазы, а также процессы, вызывающие появление 475а-ной хрупкости, приводят к понижению и коррозионной стойкости хромистых сталей. Кроме того, п-фаза снижает соиротивле -
пие ползучести при высоких температурах. Исключить вредное влияние 475°-иой хрупкости и выпадения a-фазы возможно нагревом выше температур их образования (соответственно выше 550° С и примерно 900° С) с последующим быстрым охлаждением до 400° С или более низкой температуры.
Высоколегированные хромистые стали, находящиеся в феррит - ном состоянии, при температурах выше 1150° С обладают склонностью к быстрому росту зерна. Так как в таких сталях обычно присутствует и карбидная фаза, то при быстром нагреве и охлаждении, характерном для условий сварки, растворяющиеся карбиды обогащают углеродом только микрообъемы металла, прилегающие к ним, без общей гомогенизации, в результате чего в ятих участках создаются условия протекания в них превращений а —*• у, а при охлаждении — у —> а. Наиболее вероятны эти процессы вблизп границ зерен. В результате таких процессов и создающихся при этом локальных напряжений металл после быстрого охлаждения становится малопластичным при обычных температурах. Улучшения пластичности можно достичь последующим отжигом или высоким отпуском при температуре 730—790° С (в зависимости от состава стали).
При испытаниях надрезанных образцов на удар хрупкие разрушения переходят в вязкие при повышении температур испытания. Снижает температурный интервал перехода в хрупкое состояние некоторое увеличение содержания в стали углерода и для ферритных сталей — азота (примерно в количествах 1/100 от концентрации хрома). Такие добавки уменьшают склонность к росту зерна при высоких температурах и улучшают сварочные свойства сталей.
В соответствии с влиянием хрома и углерода (при обычном содержании сопутствующих примесей) на кристаллическую ре-
уу'чіолуферритная '(мартенситно- .фёрритная *
Рис. 132. Смещение петли у-раство ров в системе Fe—Сг—С в зависимости от содержания Сг и С
Рис. 131. Схематическая диаграмма хромистой стали (тройной системы Fe—Сг-С)
шетку по структуре при обычных (близких к комнатной) температурах хромистые стали различают как мартенситиые, мартеп- ситно-ферритные и ферритные (рис. 131). Влияние хрома и углерода на выклинивание у-областп для наиболее распространенных составов высокохромистых сталей показано на рис. 132.
Таолици 04. Составы, основные свойства высокохромистых сталей
Содержание элементов, % по
Средне - и высоколегированные хромистые стали (до 12—13% Сг иС^ 0,05 - г - 0,06%), имеющие область аустенита при высоких температурах, после охлаждения даже с умеренными скоростями при комнатной температуре приобретают мартенситную структуру.
При более высокой концентрации хрома (больше ~16% при 0,06% С) сталь в процессе нагрева не будет целиком переходить в состояние аустенита, а будет иметь некоторое количество непре - вращенной ферритной фазы. Последующее ее охлаждение приведет к получению смешанной мартенситно-ферритной структуры, причем увеличение содержания хрома в стали (при С = const) способствует относительному увеличению ферритной составляющей в структуре.
Дальнейшее увеличение содержания хрома при малой концентрации углерода приведет к тому, что сталь при любых температурах сохранит ферритную структуру. Такая структура получается и при любой скорости охлаждения. Различие может быть только в относительном количестве выпавших карбидов.
Жаропрочная до 600 °С окалиностойкая до 750 СС Жаропрочная до Г>00 °С
Коррозионно-стойкая, жаропрочная до 550 °С
Коррозионно-стойкая, жаропрочная до 500 вС
Коррозионно-стойкая, жаростойкая Жаростойкая до 1100 °С
Лопатки паровых турбин, клапаны, трубы, болты
Оборудование азотнокнс - лозных и консервных заводов
Оборудование азотнокислотных заводов, детали в средах средней агрессивности
Оборудование азотнокислотных копсерпиых заводов, бытовые детали Некоторые элементы котельных установок Аппаратура для гипохлорида натрия, азотной и фосфорной кислот
Химическая аппаратура, цилиндры газовых турбин Диски компенсаторов, лоиатки и другие нагруженные детали Рабочие и направляющие лопатки паровых турбин Роторы, диски, лопагки, болты
Лоиатки паровых тунбин, клапаны, трубы, болты
Таким образом, при ~0,05—0,06% С стали с содержанием до 12—13% Сг будут относиться к мартенситному классу; при 13— 16% Сг — к мартенситно-ферритному, а при Сг > 16% — к фер - ритному. При большей концентрации углерода соответственно граничные значения по хрому смещаются в область его больших концентраций.
Свариваемость хромистых сталей и свойства сварных соединений в значительной степени зависят от того, к какому классу относится свариваемый металл. Свариваемость мартенситио-феррит - ных сталей практически приближается к сталям мартенситного класса. Составы наиболее распространенных высоколегированных хромистых сталей, выпускаемых в СССР и их примерное назначение., приведены в табл. 64.
Свойства сварных соединений высокохромистых сталей, наиболее близкие к свойствам катаного или кованого основного металла, могут быть получены только в тех случаях, если химический состав металла швов подобен свойствам свариваемого металла и после сварки возможна термообработка в виде высокого отпуска. Однако это не всегда выполнимо, особенно в условиях монтажа или ремонта.
Применение швов состава, аналогичного свариваемому, без усложнения технологии (предварительного и сопутствующего подогрева) и последующей термообработки во многих случаях приводит к появлению в сварных швах и в зоне термического влияния трещин и к низкой деформационной способности сварных соединений.
Поэтому в таких случаях приходится отказываться от получения швов, подобных по составу свариваемой хромистой стали. Более работоспособные сварные соединения получаются при аустенитной или аустенитно-ферритной структуре металла сварных швов, обычно хромопикелевых с достаточным количеством аустенизаторов, в основном никеля и марганца. При таких швах последующая термообработка по режиму, благоприятному для измененного сварочным термодеформационным циклом основного металла, как правило, ухудшает свойства металла шва и вызывает резкие перепады остаточных напряжений вблизи границы сплавления. Поэтому термообработку для таких сварных соединений обычно не применяют.
Однако даже при получении швов состава, подобного составу основного металла, необходимо учитывать, что часть наиболее ценных свойств сварных соединений может быть получена, когда шов по составу несколько отличается от свариваемой стали, например имеет меньшую концентрацию углерода, содержит некоторое количество титана и т. д. В связи с тем, что такое регулирование состава металла шва легче обеспечивается при дуговой сварке, эти виды сварки наиболее распространены при изготовлении и ремонте изделий из высокохромистых сталей. До последнего времени большинство сварочных работ с этими сталями выполняют ручной дуговой сваркой стальными покрытыми электродами. Наряду с этим используют дуговую сварку плавящимся электродом в углекислом газе, в инертных газах (аргоне, аргоногелиевых смесях) и сварку под специальными флюсами.
В связи с тем, что растворяющийся при сварке в расплавленном металле водород значительно усиливает склонность к образованию холодных трещин в хрупком металле швов и околошовной зоны, для ручной сварки высокохромистых сталей не следует применять электродные покрытия, содержащие в качестве газообразующих органические соединения. В этом случае используют электродные покрытия фторпстокальцпевого TTlHUj при которых
газовая защита сварочной зоны образуется за счет распада карбонатов покрытия, в основном мрамора.
Образующиеся при этом высококальциевые шлаки благоприятны для удаления из сварочной ванны серы и фосфора — вредных примесей, ограничиваемых в высокохромистых сталях в большей степени, чем в обычных углеродистых (см. табл. 64). Окислительное влияние газовой фазы (С02 и продуктов ее распада) компенсируется использованием электродов, содержащих раскислители в металлическом стержне или чаще в покрытии.
Для уменьшения возможного поглощения водорода при сварке электроды перед сваркой следует прокаливать при повышенных температурах (450—500° С, длительность 2 ч). Сварку выполняют постоянным током обратной полярности.
Весьма благоприятные металлургические условия при сварке высокохромистых сталей создает сварка в инертных защитных газах, как правило, в аргоне и в некоторых смесях на его основе. Причем в основном используют сварку неплавящпмея вольфрамовым электродом, а присадочный материал подбирают аналогичным желаемому составу наплавленного металла. При этом виде сварки в шов удается вводить почти без потерь такие весьма активные элементы (улучшающие свойства металла шва), как титан и алюминий. Однако по причинам понижения производительности сварки и ее низкой экономичности применение этого метода обычно ограничивается изготовлением изделий малых толщин и выполнением корневого валика в многослойных швах металла больших толщин, например в изделиях турбостроения.
В связи с тем, что ценный для свойств металла шва азот (для большинства таких сталей) при содержании его более 0,08% может вызывать пористость, его количество в металле шва следует ограничивать, обеспечивая хорошую газовую защиту расплавленного металла от воздуха, и не допускать большего его количества в защитном газе.
Сварка плавящимся электродом в углекислом газе хотя и обеспечивает обычно достаточное оттеснение воздуха от сварочной зоны, однако оказывает значительное окислительное воздействие на металл. Для борьбы с недопустимым окислением металла шва в электродную проволоку необходимо вводить специальные раскислители в количествах, достаточных для предохранения от выгорания основных элементов, определяющих свойства металла шва. Принципиально возможна и разработка порошковых проволок для сварки рассматриваемых сталей.
Сварка под флюсом также требует разработки специальных сварочных материалов. Широко применяемые окислительные высококремнистые, высокомарганцовистые флюсы не пригодны для сварки высокохромистых сталей в связи с происходящими при этом процессами окисления не только активных легирующих
элементов, по п основного легирующего элемента — хрома. Так, развитие реакций
4 [Сг] + 3 (Si02) 2 (Сг208) + 3 [Si];
2 [Сг] + 3 (МпО) (Сг203) 3 [Мп]
приводит и к выгоранию хрома (иногда в количествах до 2%) и появлению в металле швов дополнительных количеств кремния, марганца и окислов. В ряде случаев повышение концентрации кремния, а также марганца в высокохромистом металле вредно для его свойств, в частности уменьшает его пластичность и вязкость.
При выборе вида сварки, сварочных материалов п режимов сварки высокохромистых сталей, особенно жаропрочных, необходимо учитывать, что даже небольшие отклонения в химическом составе металла швов (по ряду элементов в пределах десятых долей процента) могут приводить к значительному изменению их служебных свойств. Причиной этому, как правило, является гетерогенность структуры металла (например, наличие зерен структурно-свободного феррита в сорбитной основе отпущенного мартенсита).
При использовании аустенитного или аустенитно-ферритного наплавленного металла обязательно необходимо учитывать и долю основного металла, попадающего в металл шва и тем самым влияющего на его состав, структуру и свойства.
Мартенситные стали
Хромистые мартенситные стали (табл. 1) имеют в основном повышенное содержание углерода, некоторые из них дополнительно легированы никелем, молибденом и другими элементами. Углерод и никель расширяют γ-область и способствуют полному γ→α(м)-превращению в процессе охлаждения. Ферритообразующие элементы (молибден, вольфрам, ванадий, ниобий) вводят для повышения жаропрочности сталей.
Если обычные 11. 12%-ные хромистые стали обладают высокой прочностью до 500 о С, то стали, дополнительно легированные карбидообразующими элементами, обладают высокими прочностными характеристиками до 650 о С, что позволяет их использовать для изготовления современного энергетического оборудования (табл. 2). Молибден и вольфрам, кроме того, устраняют развитие хрупкости в процессе длительной эксплуатации хромистых сталей при высоких температурах.
Другие страницы по теме
(стали мартенситного класса):
Повышенная склонность мартенситных сталей к хрупкому разрушению в закаленном состоянии усложняет технологию их сварки. Содержание углерода в мартенситных сталях, как правило, >0,10 %, поэтому в сварго разных соединениях возможно образование холодных трешин (ХТ) из-за высокой тетрагональности образуюшегося в процессе охлаждения мартенсита. При снижении содержания углерода вязкость мартен сита повышается, однако возникает опасность образования структурно-свободного феррита, который, в свою очередь, является причиной высокой хрупкости, не устраняемой к тому же термическим отпуском. Поэтому трещины на сварных соединениях мартенситных сталей мoгут наблюдаться в процессe непрерывного охлаждения, и после охлаждения дo нормальной температуры вследствиe замедленного разрушения.
Для высокохромистых сталей температура начала мартенситного превращения (Тм.н.) ≤360 о С, а окончания (Тм.к.) 240 о С. С увеличением содержания углерода точки Тм.н. и Тм.к. еще более понижаются, что приводит к возрастанию твердости мартенсита и его хрупкости. Учитывая это, а также необходимость обеспечения высокой пластичности, ударной вязкости и стойкости против хрупкого разрушения, содержание углерода в хромистых мартенситных сталях ограничивают до 0,20 %.
Для предотвращения образования холодных трещин мартенситные стали сваривают при температуре воздуха ≥0 о С и применяют предварительный и сопутствующий подогрев до 200 . 450 о С. Температура подогрева назначается в зависимости от склонности стали к закалке. И в то же время температура подогрева не должна быть слишком высокой, так как это может привести к отпускной хрупкости вследствие снижения скорости охлаждения металла в ОШЗ в интервале температур карбидообразования. Высокий подогрев, как и сварка с большой погонной энергией, приводит к перегреву околошовного металла, росту зерна, сегрегациям примесей на границах зерен, способствуюших охрупчиванию сварных соединений. Лучшие свойства достигаются при подогреве в интервале Тм.н. и Тм.к. c подстуживанием после сварки до Тм.к. , но ≥100 o C.
Таблица 1. Хромистые мартенситные стали: химический состав.
| Марка стали | С | Si | Mn | Cr | Ni | Mo | V | S | P | прочих элементов |
| 15Х5 | ≤0,15 | ≤0,5 | ≤0,5 | 4,5. 6,0 | ≤0,6 | - | - | ≤0,025 | ≤0,030 | Не регламен-тируется |
| 15Х5М | 0,45. 0,60 | - | ||||||||
| 15Х5ВФ | 0,3 ..0,6 | - | 0,4. 0,6 | |||||||
| 12Х8 | ≤0,12 | 0,17 ..0,37 | 0,3 ..0,6 | 7,5. 9,0 | ≤0,4 | - | - | ≤0,030 | ≤0,035 | |
| 20Х8ВЛ | 0,15 ..0,25 | 0,30 ..0,60 | 0,30. .0,50 | - | - | - | ≤0,035 | 0,040 | 1,25 .. 1,75 W | |
| 12Х8ВФ | 0,08 ..0,15 | ≤0,6 | ≤0,5 | 7,0. 8,5 | ≤0,6 | - | 0,3 ..0,5 | ≤0,025 | ≤0,030 | 0,6 .. 1,0W |
| 10Х9МФБ | 0,08 ..0,12 | ≤0,5 | 0,3 ..0,6 | 8,6. 10,0 | ≤0,7 | 0,6 ..0,8 | 0,15 ..0,25 | ≤0,015 | Не регламен-тируется | |
| 12Х11В2МФ | 0,10 ..0,15 | 0,50 ..0,80 | 10,0. 12,0 | ≤0,6 | 0,6 ..0,9 | 0,15 ..0,30 | ≤0,025 | ≤0,025 | 1,70. 2,20 W | |
| 15Х11МФ | 0,12 ..0,19 | .≤0,7 | 10,0. 11,5 | - | 0,6 ..0,8 | 0,25 ..0,40 | ≤0,030 | Не регламен-тируется | ||
| 18Х11МНФБ | 0,15 ..0,21 | ≤0,60 | 0,6. 1,0 | 0,5 .. 1,0 | 0,8 .. 1,1 | 0,20. .0,40 | 0,20. 0,45 Nb | |||
| 13Х 11 Н2В2МФ | 0,10. .0,16 | ≤0,60 | 10,0. .12,0 | 1,5 .. 1,8 | 0,35 ..0,50 | 0,18 ..0,30 | 1,6 ..2,0W | |||
| 10Х12НДЛ | ≤0,10 | 0,17. 0,40 | 0,20. 0,60 | 12,0. .13,0 | 1,0 .. 1,5 | - | - | ≤0,25 | ≤0,25 | 0,80.. 1,10 Сu |
| 06Х12Н3Д | ≤0,06 | ≤0,3 | ≤0,60 | 12,0. .13,5 | 2,8 ..3,2 | ≤0,025 | ≤0,025 | |||
| 20Х13 | 0,16. 0,25 | ≤0,8 | ≤0,8 | 12,0. .14,0 | - | ≤0,025 | ≤0,030 | Не регламен-тируется |
Таблица 2. Мартенситные стали : механические свойства, не менее .
| Марка стали | σв, МПа | σ0,2,МПа | δ5, % | ψ,% | KCU, Дж/см 2 | Примеры использования |
| 15Х5 | 392 | 216 | 24 | 50 | 98 | Сварные сосуды и аппараты с давлением до 16 МПа при температуре стенки ≥-70 о С |
| 15Х5М | 22 | 118 | ||||
| 15Х5ВФ | ||||||
| 12Х8 | - | - | ||||
| 12Х8ВФ | 167 | 50 | 170 | |||
| 20Х8ВЛ | 580 | 392 | 16 | 30 | 39 | |
| 10Х9МФБ | 600 | 400 | 20 | 70 | 80 | Поверхность нагрева котлов, коллектора, трубопроводы |
| 15Х11МФ | 600 | 490 | 15 | 55 | 60 | Корпуса и роторы паровых и газовых турбин, лопатки паровых турбин, диафрагмы |
| 18Х11МНФБ | 740 | 590 | 50 | |||
| 13Х11Н2В2МФ | 880 | 735 | 55 | 90 | ||
| 12Х11В2МФ | 850 | 700 | 50 | |||
| 10Х12НДЛ | 700 | 500 | 14 | 30 | 50 | Диафрагмы паровых турбин, детали гидротурбин |
| 06ХI2Н3Д | Рабочие колеса гидротурбин, корпуса насосов АЭС | |||||
| 20Х13 | 650 | 440 | 16 | 55 | 80 | Лопатки паровых турбин, детали насосов |
До термической обработки рекомендуется не подвергать сварные соединения каким либо нагрузкам, кантовать и транспортировать (табл. 3). В частности, термообработку сварных стыков труб при сооружении трубопроводов нужно выполнять дo холодного натяга трубопровода, т.e. дo сборки и сварки замыкающего сварного шва.
Таблица 3. Рекомендации по тепловому режиму сварки хромистых мартенситных сталей .
| Марка стали | Температура подогрева, о С | Продолжительность хранения до термической обработки, ч | Термическая обработка |
| 15X5, 15Х5МУ, 15Х5ВФ | 200 | не допускается | Отпуск при 700. 750 о С |
| 12Х8, 12Х8ВФ, 20Х8ВЛ, 10Х9МФБ | Не регламентируются | Отпуск при 710. 760 о С | |
| 12Х11В2МФ | 250. 300 | 72 | Отпуск при 700. 720 о С (предварительный) и 735. 365 о С (окончательный) |
| 15Х11МФ, 18Х11МНФБ, 13Х11Н2В2МФ | 300 | не допускается | Отпуск при 700. 720 ос (без охлаждения ниже температуры подогрева). При толщине >30 мм перед термообработкой рекомендуется подстуживание до 100 ос |
| 10Х12НДЛ | ≥100 | Отпуск при 650 о С (с предварительным подстуживанием) | |
| 06Х12Н3Д | ≥200 | Допускается | Отпуск при 610. 630 о С (предварительный) и 625 . 650 о С (окончательный) |
| 20Х13 | ≥300 | 2 | Отпуск при 700. 720 о |
Многие из выше перечисленных недостатков в свариваемости мартенситных сталей нe приcущи малоуглеродистым хромистым сталям, дополнительнo легированным никелем. Мартенсит, образующийcя при закалкe хромоникелевой стали 06Х12Н3Д c низким содержанием углерода, oтличается высокими вязкостью и пластичностью, нe приводит к холодным трещинам на сварных соединениях.
Высокиe пластические свойствa малоуглеродистого мартенсита спосoбствуют получeнию надежных сварных соединений, преждe всего пpи сварке без подогрева. Но чувствительность сварных швов к водородной хрупкости делает необходимым сварки такиех сталей с предварительным подогревом до примерно 100 o C. Улучшению свариваемости такиx сталей способствует такжe остаточный аустенит. Но для достижения максимальных значeний пластичности, прочности и ударной вязкости рекомендуeтся охлаждать сварные соединения мартенситных хромоникелевых сталей дo нормальной температуры для полногo γ→α-превращения, a затем подвергать термическому отпуску, чтобы снять остаточные напряжения.
Среди методов, применяемых для сварки изделий из мартенситных сталей, наиболее распространена ручная дуговая сварка (РДС) покрытыми электродами, обеспечивающими получение сварных швов, по химическому составу близких к основному металлу (табл. 4). Находят также применение способы : автоматическая дуговая сварка под флюсом (АДС), аргонодуговая сварка (АрДС) и электрошлаковая сварка (ЭШС).
Таблица 4. Способы сварки, сварочные материалы и механические свойства сварных соединений хромистых мартенситных сталей .
| Марка стали | Способ сварки, сварочные материалы | Механические свойства сварных соединений, не менее | ||
| σв, МПа | KCU, Дж/см 2 | угол загиба, о | ||
| 15Х5, 15Х5М, 15Х5МУ, 15Х5ВФ, 20Х5МЛ, 20Х5ВЛ | РДС: электроды Э-10Х5МФ, ЦЛ-17 , АДС: проволока Св-1 ОХ5М, флюсы АН-Д АН-43. АрДС: проволока Св-06Х8Г2СМФТЮЧ, Св-10Х5М, аргон | 470 | 50 | 100 |
| 12Х8, 12Х8ВФ, Х9М, 10Х9МФБ, 20Х8ВЛ, 10Х9МФБ | РДС: электроды ЦЛ-57 АРДС: проволока Св-06Х8Г2СМФТЮЧ, аргон | |||
| 12Х11В2МФ | РДС: электроды Э-14Х11НВМФ, ЦЛ-32 | 735 | 40 | Не регламен- тируется |
| 15Х11МФ, 18Х11МНФБ, 13Х11Н2В2МФ | РДС: электроды Э-Х11НМФ КТЧ-9, Э-12Х11НВМФ КТЧ-10 | 735 | 50 | |
| Э-11ХI5Н25М6АГ2, ЭА-395/9 | 588 | 40 | ||
| 10Х12НДЛ | РДС: электроды Э-06ХI3Н, ЦЛ-41 | 580 | 50 | 40 |
| ЭШС: проволока Св-12Х 13, флюс АН-8 | 637 | |||
| 06Х12Н3Д | РДС: электроды ЦЛ-51 | 600 | ||
| АДС: проволока Св-01ХI2Н2-ВИ, флюс ФЦ-19 | 537 | |||
| АрДС: проволока Св-01 Х 12Н2-ВИ, аргон | ||||
| ЭШС: проволока Св-01 Х 12Н2-ВИ, флюс АН-45 | 590 | |||
| 20Х13 | РДС: - электроды Э-1 ОХ25Н13Г2, ЗИО-8 | 540 | Не регламен- тируется | |
| - электроды ЦЛ-25, ЦЛ-51 | 637 | |||
| АДС: проволока Св-07Х25Н 13, флюс АН-26 | 540 | |||
Таблица 1. Хромистые мартенситные стали : химический состав .
| Марка стали | С | Si | Mn | Cr | Ni | Mo | V | S | P | прочих элементов |
| 15Х5 | ≤0,15 | ≤0,5 | ≤0,5 | 4,5. 6,0 | ≤0,6 | - | - | ≤0,025 | ≤0,030 | Не регламентируется |
| 15Х5М | 0,45. 0,60 | - | ||||||||
| 15Х5ВФ | 0,3 ..0,6 | - | 0,4. 0,6 | |||||||
| 12Х8 | ≤0,12 | 0,17 ..0,37 | 0,3 ..0,6 | 7,5. 9,0 | ≤0,4 | - | - | ≤0,030 | ≤0,035 | |
| 20Х8ВЛ | 0,15 ..0,25 | 0,30 ..0,60 | 0,30. .0,50 | - | - | - | ≤0,035 | 0,040 | 1,25 .. 1,75 W | |
| 12Х8ВФ | 0,08 ..0,15 | ≤0,6 | ≤0,5 | 7,0. 8,5 | ≤0,6 | - | 0,3 ..0,5 | ≤0,025 | ≤0,030 | 0,6 .. 1,0W |
| 10Х9МФБ | 0,08 ..0,12 | ≤0,5 | 0,3 ..0,6 | 8,6. 10,0 | ≤0,7 | 0,6 ..0,8 | 0,15 ..0,25 | ≤0,015 | Не регламентируется | |
| 12Х11В2МФ | 0,10 ..0,15 | 0,50 ..0,80 | 10,0. 12,0 | ≤0,6 | 0,6 ..0,9 | 0,15 ..0,30 | ≤0,025 | ≤0,025 | 1,70. 2,20 W | |
| 15Х11МФ | 0,12 ..0,19 | .≤0,7 | 10,0. 11,5 | - | 0,6 ..0,8 | 0,25 ..0,40 | ≤0,030 | Не регламентируется | ||
| 18Х11МНФБ | 0,15 ..0,21 | ≤0,60 | 0,6. 1,0 | 0,5 .. 1,0 | 0,8 .. 1,1 | 0,20. .0,40 | 0,20. 0,45 Nb | |||
| 13Х 11 Н2В2МФ | 0,10. .0,16 | ≤0,60 | 10,0. .12,0 | 1,5 .. 1,8 | 0,35 ..0,50 | 0,18 ..0,30 | 1,6 ..2,0W | |||
| 10Х12НДЛ | ≤0,10 | 0,17. 0,40 | 0,20. 0,60 | 12,0. .13,0 | 1,0 .. 1,5 | - | - | ≤0,25 | ≤0,25 | 0,80.. 1,10 Сu |
| 06Х12Н3Д | ≤0,06 | ≤0,3 | ≤0,60 | 12,0. .13,5 | 2,8 ..3,2 | ≤0,025 | ≤0,025 | |||
| 20Х13 | 0,16. 0,25 | ≤0,8 | ≤0,8 | 12,0. .14,0 | - | ≤0,025 | ≤0,030 | Не регламентируется |
Таблица 2. Мартенситные стали : механические свойства, не менее .
Таблица 3. Рекомендации по тепловому режиму сварки хромистых мартенситных сталей .
Таблица 4. Способы сварки, сварочные материалы и механические свойства сварных соединений хромистых мартенситных сталей .
СВАРКА МАРТЕНСИТНЫХ И МАРТЕНСИТНО-ФЕРРИТНЫХ ВЫСОКОХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ
Стали мартенситного класса в условиях сварочного термического цикла в участках зоны термического влияния (а также и в металле шва, если он подобен по составу свариваемому металлу) закаливаются на мартенсит. Высокая твердость и низкая деформационная способность металла с мартенситной структурой в результате
дефор наций, сопровождающих сварку, а также длительного воздействия высоких остаточных и структурных напряжений, всегда имеющихся в сварных соединениях в исходном состоянии после сварки, приводят к возможности образования холодных трещин. Они, как правило, образуются на последней стадии непрерывного охлаждения (обычно при температурах 100° С и более низких) или при выдержке металла при комнатных температурах. Водород, находящийся в металле сварного соединения и диффундирующий в него даже при низких температурах, значительно способствует образованию холодных трещин.
Крупнозернистый металл швов и в зоне термического влияния более склонен к образованию трещин, чем мелкозернистый. Поэтому модифицирование металла швов, предупреждающее рост зерна (например, титаном), и применение более жестких режимов (с меньшей погонной энергией) являются мерами, уменьшающими вероятность образования трещин.
Повышение жесткости свариваемых изделий увеличивает вероятность образования трещин, причем тем в большей степени, чем меньшей деформационной способностью обладает закаленный металл (больше содержания в нем углерода). Так, сварка в углекислом газе без предварительного подогрева в изделиях небольшой жесткости не вызывает трещин при толщине сталей 08X13 до 18 мм, 12X13 до 10—12 мм и 20X13 до 8—10 мм.
Радикальная мера предотвращения трещин — применение предварительного и сопутствующего сварке подогрева. Обычно для хромистых сталей мартенситного и мартенситно-ферритных классов рекомендуется общий (пли иногда местный) подогрев до температуры 200—450° С. Температуру подогрева повышают с увеличением склонности к закалке (в основном с увеличением концентрации углерода в стали) и жесткости изделия. Однако возможно и даже предпочтительней не нагревать металл до температур, вызывающих повышение хрупкости, например в связи с синеломкостью, и ограничивать температуру сопутствующего сварке подогрева.
Так, для стали 08X13 такой температурой оказывается 100— 120° С. Соответственно могут быть ограничены и температуры подогрева для других сталей, например 12X13, 20X13. Верхний предел сопутствующего подогрева следует ограничивать переходом стали к отпускной хрупкости или синеломкости, т. е. температурой для различных сталей в интервале 200—250° С. При любом виде сопутствующего подогрева чрезвычайно опасны резкие охлаждения ветром или сквозняками, так как при этом весьма вероятно появление трещин.
Ни низкий, ни достаточно высокий подогрев не предохраняют от прохождения распада по мартенептному механизму. Поэтому в состоянии после сварки с характерным для этих условий быстрым охлаждением сварные соединения имеют высокую твердость и достаточно низкую вязкость (рис. 133). Сталь 08X13 при верх
нем пределе по углероду и нижнем по хрому приближается к сталям мартенситно-ферритного класса, но имеет все же более низкую твердость и более высокое значение ударной вязкости. Для сталей 20X13 и 12X13 ударная вязкость в основном металле вблизи шва падает с 8—18 до 1—3 кге-м/см2 соответственно.
Для улучшения структуры и свойств необходим высокий отпуск (рис. 134). Структура после отпуска характеризуется обычно сорбитом отпуска, с тем или иным количеством свободного феррита. Более высокие свойства получатся при почти полном и полном отсутствии в структуре свободного феррита. Однако термообработка не может проводиться вне временной связи со сварочной операцией. Если непосредственно после сварки остудить изделие до комнатных температур, то образуется структура мартенсита. Последующий ее высокий отпуск при термообработке
Читайте также: