Влияние термического цикла сварки на структуру и свойства различных зон сварного соединения — КиберПедия

В сварных соединениях низколегированных сталей в зоне термического влияния
формируются области, аналогичные областям в соединениях углеродистых сталей. Как
правило, в сварных конструкциях используют низкоуглеродистые низколегированные
стали, которые обладают удовлетворительной тепловой свариваемостью. Однако по
сравнению с низкоуглеродистыми сталями при сварке низкоуглеродистых
низколегированных сталей из-за большой их склонности к формированию структур
закалки, а в некоторых случаях и к росту зерна вводят большие ограничения на
режим сварки. Обычно при сварке низколегированных сталей, в особенности при
сварке металла большой толщины, используют подогрев.

При разработке режимов сварки следует иметь в виду, что в структуре металла
зоны сварного соединения низкоуглеродистых низколегированных сталей допустимо
содержание до 90 % мартенсита, если твердость металла не превышает HV 415. Это
обусловлено относительно высокими пластическими свойствами низкоуглеродистого
реечного (дислокационного) мартенсита.

В зоне термического влияния теплоустойчивых сталей особенно
следует выделить два характерных участка, определяющих работоспособность
сварного соединения: участок повышенной твердости, который включает
высокотемпературную область и область аустенитизации (см. рис. 6.5), и участок пониженной твердости,
включающий область неполной перекристаллизации и разупрочнения в случае
использования стали в состоянии после нормализации и высокого отпуска.

Аустенит теплоустойчивых сталей склонен к переохлаждению и образованию
структур закалки. Это необходимо учитывать при выборе режима сварки, особенно
при многослойной сварке элементов большой толщины. Для предотвращения
образования холодных трещин сварку теплоустойчивых сталей, особенно при толщине
соединяемых элементов свыше 10 мм, выполняют с подогревом.

Температуру подогрева (местного или общего) назначают в зависимости от марки
свариваемой стали. С увеличением содержания углерода и степени легирования
температура подогрева (Тп) повышается. Например, для сталей 12МХ и 15ХМ Тп = =
200÷250 °С, а для сталей 20ХМФ, 15Х1М1Ф Тп = 350÷450 °С. Поскольку
теплоустойчивые стали обладают пониженной теплопроводностью и повышенным
коэффициентом линейного расширения, то для предотвращения развития значительных
внутренних напряжений нагрев до необходимой температуры и последующее охлаждение
ведут с малыми скоростями (30— 70 °С/ч).

На работоспособность сварных соединений теплоустойчивых сталей большое
влияние оказывает второй участок, особенно зона неполной перекристаллизации. Это
обусловлено тем, что в указанной зоне сварного соединения наряду с продуктами
распада вновь образовавшегося при сварке высокоуглеродистого аустенита в
структуре металла имеется феррит с пониженной (по сравнению с аустенитом)
концентрацией углерода. Поэтому участок неполной перекристаллизации
характеризуется гетерогенностью структуры и механических свойств, что особенно
сказывается на длительной прочности при высоких температурах.

Разрушение соединений происходит по зоне неполной перекристаллизации из-за
локализации пластической деформации и разрушения феррнтных зерен.

Улучшения свойств металла зоны термического влияния достигают, как правило,
за счет высокотемпературного отпуска. Более оптимальных свойств достигают при
проведении полной термообработки (нормализации и высокотемпературного отпуска)
сварного изделия. Однако подобную термообработку к громоздким сварным изделиям
применить, как правило, не представляете возможным.

В  зоне термического  влияния  среднелегированных
сталей развиваются структурные и фазовые превращения, аналогичные
превращениям в углеродистых и низколегированных сталях. Среднелегированные
стали, как правило, обладают ограниченной свариваемостью. Это выражается в
ограничении режимов сварки и тепловых условий проведения процесса, при которых
обеспечиваются требуемые свойства. Ограниченная свариваемость обусловлена
повышенной прокаливаемостью среднелегированных сталей и большой зависимостью
механических свойств сталей от режима термообработки.

Наиболее опасный дефект околошовной зоны — холодные трещины. Независимо от
исходного состояния свариваемых сталей образование холодных трещин в основном
наблюдается в высокотемпературной области зоны аустенитизации. Переход к режимам
сварки с большой погонной энергией позволяет снизить вероятность образования
холодных трещин, если изменение режима приводит к снижению содержания мартенсита
или предотвращает его образование в структуре металла зоны термического влияния.
В некоторых случаях подобный режим обеспечивается только при применении
подогрева, предварительного или сопутствующего. Предварительный подогрев
целесообразен при сварке массивных деталей, сопутствующий можно использовать как
для тонкостенных деталей, так и массивных.

Образование холодных трещин носит замедленный характер, поэтому в тех
случаях, когда время до термообработки сварных соединений меньше инкубационного
периода образования холодных трещин, образование холодных трещин предотвращают
путем проведения отпуска после сварки.

Ограничения в режимах сварки с целью предотвращения образования холодных
трещин возрастают с повышением содержания углерода в стали. Это вызвано
несколькими причинами: понижением температуры мартенситного превращения,
критической скорости закалки и пластических свойств мартенсита с увеличением
содержания углерода. Влияние температуры начала мартенситного превращения на
образование холодных трещин связывают с развитием самоотпуска мартенсита. Если
мартенситное превращение протекает при сравнительно высоких температурах (250—
300 °С), то из-за развития процесса самоотпуска мартенсита опасность образования
холодных трещин снижается. Поскольку пластические свойства мартенсита с
увеличением содержания углерода падают, а внутренние напряжения, формирующиеся в
результате мартенситного превращения, возрастают, то с целью снижения
ограничений в технологии сварки следует использовать среднелегированные стали с
минимальным содержанием углерода, обеспечивающим заданную прочность.

Оптимальные свойства среднелегированных сталей обеспечиваются после
проведения термообработки, которая в большинстве случаев заключается в закалке
(нормализации) с отпуском.

В зависимости от структурного состояния деталей, поступающих на сварку,
возможны два основных варианта: элементы поступают на сварку в термообработанном
состоянии на оптимальные свойства; термообработку, обеспечивающую оптимальные
свойства металла, проводят после выполнения сварочных работ.

При сварке сталей в термообработанном состоянии прочность сварного соединения
определяется прочностью зоны разупрочнения. Более высокие свойства сварного
соединения получают, используя режимы с малой погонной энергией. Если возможно,
выполняют многослойную сварку. Однако режимы с малой погонной энергией могут
привести к образованию холодных трещин. Образованию холодных трещин при сварке
деталей в термообработанном состоянии способствует также повышенная жесткость
металла. Для предотвращения образования холодных трещин и уменьшения потери
свойств в зоне разупрочнения используют режимы сварки, характеризующиеся малой
величиной погонной энергии, в сочетании с подогревом.

Обычно температуру подогрева принимают несколько ниже температуры начала
мартенситного превращения. Для высокопрочных сталей (30ХГСА, 30ХГСНА и др.)
температуру подогрева назначают в пределах 200—300 °С. Если возможно, то
непосредственно после сварки узел подвергают отпуску обычно по режиму отпуска
стали. Наиболее рационально использовать сопутствующий локальный подогрев
(локальная термообработка), который не сказывается на протяженности зоны
термического влияния сварки и в то же время позволяет осуществить или отпуск
закаленного металла зоны аустенитизации, или режим, близкий к ступенчатой
закалке.
Локальную термообработку осуществляют путем последовательного
перемещения дополнительного источника нагрева: газового пламени, плазменной
струи, светового луча или индуктора вдоль сварного соединения. Локальная
термообработка может быть совмещена со сваркой или выполнена отдельно.

Если предварительный или сопутствующий подогрев, а также отпуск узла после
сварки недопустимы по каким-либо условиям, а путем изменения режима сварки
образование трещин не предотвращается, то используют проволоку, обеспечивающую
получение металла шва с аустенитной структурой. В этом случае, как правило,
прочность соединения определяется прочностью металла шва.

Если полную термообработку проводят после сварки, то основным критерием
выбора режима сварки служит предотвращение образования холодных трещин. Не
следует применять режимы сварки с заведомо большой погонной энергией, так как их
использование способствует более интенсивному формированию структур перегрева.
По этой причине иногда сварку ведут на режимах о малой погонной энергией, но в
сочетании с подогревом (общим или локальным).

В большинстве случаев после сварки среднелегированных сталей для улучшения
структуры, снижения структурных напряжений, а также предотвращения образования
холодных трещин в зоне сварных соединений проводят промежуточную термообработку,
общую или локальную. Как правило, локальная термообработка оказывается более
рациональной, поскольку может осуществляться в общем производственном потоке.
Температуру промежуточной термообработки при общем нагреве выбирают в пределах
до Асх (высокий отпуск).

Для высоколегированных сталей при оценке структурных и сразоЕых превращений,
протекающих в зоне термического влияния, используют общий методический подход,
подробно рассмотренный применительно к сварке углеродистых сталей. Однако
повышение содержания легирующих элементов, сообщающее стали определенные
эксплуатационные свойства, может привести в зоне термического влияния к
формированию горячих (кристаллизационных и подсолидусных) и холодных трещин,
развитию структурных превращений, приводящих к понижению коррозионной стойкости,
охрупчиванию металла и других дефектов.

Кристаллизационные трещины в высокотемпературной области зоны термического
влияния наиболее часто возникают при сварке сталей аустенитного класса. Они
образуются в процессе кристаллизации жидкого металла, находящегося по границам
зерен. Основной мерой борьбы является использование электродного (присадочного)
металла, позволяющего получить металл шва с более низкой температурой плавления
(солидуса) по сравнению с основным металлом. В этом случае повышается
вероятность залечивания трещин в высокотемпературной области зоны термического
влияния металлом сварочной ванны.

Подсолидусные трещины образуются в основном при сварке однофазных сталей. Они
формируются под действием растягивающих напряжений, вызывающих развитие
меж-зеренного проскальзывания в результате выравнивания границ при их миграции.
Введение в сталь элементов, снижающих диффузионную подвижность атомов, позволяет
снизить вероятность образования подобных дефектов.

Холодные трещины возникают при сварке высокохромистых сталей мартенситного и
мартенситно-ферритного классов; их образование в основном обусловлено
формированием мартенсита. В некоторых случаях образование холодных трещин
наблюдается и при сварке сталей ферритного класса, когда содержание хрома и
кремния в стали на нижнем пределе. Предполагают, что образование трещин при
подобных условиях обусловлено формированием при быстром нагреве метастабильного
аустенита в пограничных слоях ферритных зерен, где из-за растворения карбидов
наблюдается повышенная коцентрация углерода. В процессе охлаждения возможно
превращение метастабильного аустенита в мартенсит.

Во всех случаях при сварке высокохромистых сталей вероятность образования
холодных трещин возрастает с повышением содержания углерода, поскольку с
увеличением содержания углерода снижаются пластические свойства мартенсита.

Для предотвращения образования холодных трещин, как правило, используют
подогрев до температуры 250—300 °С (предварительный или сопутствующий). При этом
целесообразность использования подогрева возрастает с увеличением содержания
углерода в стали, а также толщины свариваемого металла. Например, для стали
08X13 подогрев назначают при сварке металла толщиной свыше 16 мм; 12X13 — свыше
10 мм; 20X13 — свыше 8 мм.

После сварки высокохромистых сталей мартенситного и мартенситно-ферритного, а
в некоторых случаях и ферритного классов, как правило, применяют
высокотемпературный отпуск при темперетаре 680—720 °С в течение 3—5 ч, а
жаропрочные стали отпускают при более высокой температуре (730—750 °С).

Иногда проведение отпуска после сварки вызывает значительные трудности. В
подобных случаях отпуск можно не проводить, если сварные соединения работают при
статических нагрузках, сварка выполнена с использованием аустенитных присадочных
материалов, обеспечивающих достаточную вязкость соединения за счет формирования
металла шва с аустенитной или аустенитно-ферритной структурой.

Отпуск позволяет не только улучшить механические свойства сварного
соединения, но и повысить его коррозионные свойства.
Межкристаллитная
коррозия может развиваться в сварных конструкциях из высоколегированных
хромоникелевых сталей. Ее развитие зависит от свойств стали и характера
термического воздействия. Поскольку в условиях сварки плавлением в зоне
термического влияния металл нагревается до температуры 500—800 °С, то это может
привести к формированию структуры, склонной к межкристаллитной коррозии. Поэтому
при изготовлении сварных конструкций, предназначенных для работы в агрессивных
средах, используют хромоникелевые стали, стабилизированные титаном или
ниобием.

Металл шва также должен быть легирован элементами-стабилизаторами, в
особенности со стороны воздействия агрессивной среды. В качестве
элементов-стабилизаторов в зависимости от способа сварки используют титан или
ниобий. При наличии элементов-стабилизаторов длительное нахождение металла в
области опасных температур может привести к формированию структуры, склонной к
межкристаллитной коррозии. Поэтому сварку следует вести, используя режимы с
малой погонной энергией, особенно при выполнении многослойных швов.

Развитие межкристаллитной коррозии возможно и в сварных соединениях
высокохромистых сталей. Склонность сварных соединений высокохромистых сталей к
межкристаллитной коррозии в области, где нагрев превышает температуру 900 °С,
наблюдается при выполнении сварных соединений на режимах с малой погонной
энергией. Сварные соединения, выполненные на мягких peжимах, не предрасположены
к межкристаллитной коррозии, Подобное поведение высокохромистых сталей
обусловлено тем, что формирование карбидов хрома с одновременным обеднением
границ ферритных зерен хромом происходит только при сварке из жестких
режимах.

Предполагают также, что помимо обеднения границ зерен хромом известную роль в
предрасположенности высокохромистых сталей к межкристаллитной коррозии при
сварке на жестких режимах играют внутренние напряжения, связанные с
формированием карбидов по границам зерен. При сварке на мягких режимах из-за
большой скорости диффузии в ОЦК-решетке феррита происходит выравнивание
концентрации хрома, а также напряжений в области границы. Это предотвращает
возможность развития  межкристаллитной  коррозии.
Ножевая коррозия,
как правило, наблюдается в сварных соединениях хромоникелевых сталей,
стабилизированных титаном и реже ниобием. Ножевая коррозия проявляется в
интенсивной локальной коррозии основного металла вблизи-границы сплавления. Ее
развитие наблюдается после отпуска при температуре 650 °С однослойного шва или в
зоне сплавления первого шва многослойных швов.

Причины предрасположенности металла зоны сплавления к ножевой коррозии
обусловлены выпадением карбидов хрома и титана. При сварке нагрев металла зоны
термического влияния до температуры 1200—1300 °С приводит к растворению карбидов
титана в аустенитных зернах. При охлаждении титан и углерод фиксируются в
аустените. Последующий нагрев (или при отпуске, или при выполнении второго слоя)
металла до температуры 600— 700 °С приводит к выпадению карбидов. При этом
формируются не только карбиды титана, но и хрома. Это обусловлено тем, что для
связывания углерода, диффундирующего к границам с значительно большей скоростью,
чем титан, титана в пограничных слоях зерен оказывается недостаточно. В
результате формируются карбиды  хрома.

Формирование карбидов хрома приводит к обеднению пограничных слоев
аустенитных зерен хромом. Как следствие, металл становится предрасположенным к
локальной коррозии. С повышением относительного содержания титана (Ti/C) в стали
вероятность развития ножевой коррозии снижается. Однако в этом случае возможно
охрупчивание стали из-за развития процесса старения. Ножевая коррозия
предотвращается также при содержании углерода в стали не выше 0,02—0,03 %. Во
всех случаях при выполнении двухслойных швов второй шов необходимо выполнять со
стороны действия агрессивной среды.

Стали, стабилизированные ниобием, менее склонны к ножевой коррозии. Это
обусловлено тем, что ниобий в отличие от титана при высокотемпературном нагрева
труднее растворяется в аустените из-за большего атомного радиуса и локализуется
в пограничных слоях аустенитных зерен.

Охрупчивание металла зоны сварного соединения может быть вызвано или
формированием структуры перегрева, характеризующейся крупным зерном, или
неблагоприятной формой выпадения избыточных фаз. В большинстве случаев
охрупчивание металла зоны термического влияния обусловлено сочетанием указанных
процессов. Наибольшую склонность к охрупчиванию проявляют высокохромистые стали,
особенно ферритного класса, а также хроминикелевые стали переходного
аустенитно-ферритного класса.

Охрупчивание металла зоны сварного соединения высокохромистых сталей связано
с их природой — формированием при температурах, близких к солидусу ферритной
структуры, в которой диффузионные процессы протекают с большей скоростью, чем в
аустените. Это облегчает укрупнение зерен металла зоны термического влияния в
области высоких температур и способствует более интенсивному выделению карбидов
по границам зерен в процессе охлаждения. Однако частично углерод «стается в
ферритной матрице и искажает ее решетку. Последнее затрудняет перемещение
дислокаций в процессе деформации и, как следствие, вызывает снижение
пластических свойств.

Охрупчивание высокохромистых сталей предупреждают, используя режимы с малой
погонной энергией, или применяют стали, легированные элементами, снижающими ее
склонность к росту зерна в зоне термического влияния.

Охрупчивание двухфазных аустенитно-ферритных хромоникелевых сталей связано с
фазовой перекристаллизацией и ростом зерна. В результате фазовой
перекристаллизации в структуре металла зоны термического влияния, нагревавшейся
до высоких температур (выше 1200—1300 °С), происходит увеличение содержания
ферритной фазы, а вблизи зоны сплавления возможно формирование полностью
ферритной структуры (см. рис. 7.8),
способствующей интенсивному росту зерна.

В процессе фазовой перекристаллизации и уменьшения количества аустенитной
составляющей происходит перераспределение углерода между ферритом и аустенитом.
При этом в связи с большей растворимостью углерода в аустените аустенит
обогащается углеродом. При последующем охлаждении фиксирование углерода в
ферритной составляющей приведет к ее упрочнению в результате формирования
пересыщенного твердого раствора, а повышение содержания углерода в аустенитной
составляющей может вызвать превращение аустенита в мартенсит. Подобное изменение
свойств аустенитно-ферритной стали в зоне термического влияния значительно
снижает характеристики  пластичности.

Рассмотренные структурные превращения в зоне термического влияния двухфазных
сталей при многослойной сварке могут привести к катастрофическому снижению
пластических свойств металла из-за выпадения избыточных фаз в виде сплошной
сетки пограницам зерен зоны термического влияния первых слоев при
выполнении  последующих слоев.

Резкое снижение пластических свойств металла зоны термического влияния
возможно также при неправильном назначении режима отпуска, приводящего к
выпадению избыточных фаз в виде сплошной сетки по границам зерен. Поэтому режим
отпуска необходимо назначать из условий обеспечения коагуляции выпадающих
карбидов. Подобная структура, как правило, формируется при длительном
высокотемпературном отпуске.

Структурные превращения в зоне термического влияния и, в частности, снижение
количества аустенитной составляющей ниже 20 %, выпадение карбидных фаз,
способствующее обеднению пограничных слоев аустенитных и ферритных зерен хромом,
повышают склонность металла к межкристаллитной коррозии. При этом предупреждение
развития указанных процессов вызывает значительные трудности. Так, например,
введение повышенных количеств титана в двухфазную сталь с целью стабилизации
карбидов может привести к увеличению ферритной составляющей (титан —
ферритообразующий элемент) и ухудшению свойств из-за роста зерна. Помимо этого,
повышение содержания титана увеличивает склонность стали к старению, снижающему
пластические свойства.

С целью уменьшения неблагоприятного изменения свойств металла зоны
термического влияния из-за углерода в свариваемых хромоникелевых двухфазных
сталях обычно ограничивают содержание углерода. В некоторых случаях для
восстановления исходных свойств металла зоны сварного соединения и в особенности
коррозионных после сварки назначают полную термообработку. Если подобная
термообработка неосуществима, двухфазные стали используют для работы в средах,
не вызывающих межкристаллитную коррозию.

Сварка аустенитно-ферритных сталей вызывает известные трудности,
обусловленные в основном формированием в области высоких температур структуры с
большим количеством ферритной фазы. Сварка же аустенитно-мартенситных сталей не
вызывает существенных затруднений, так как в процессе сварка в зоне, примыкающей
к шву, формируется аустенитная структура. Однако свойства этой зоны могут
изменяться в процессе эксплуатации в результате деформационного старения, когда
конструкция работает при нормальных температурах, или в результате старения,
если конструкция предназначена для работы в области повышенных температур. Это
необходимо учитывать при использовании подобных сталей в сварных
конструкциях.

В сварных соединениях аустенитно-ферритных, аустенитно-мартенситных и
особенно мартенситно-стареющих сталей в зоне термического влияния возможно
появление водородной хрупкости, развитию которой способствует различная
растворимость водорода в аустените, феррите и мартенсите. Это повышает
вероятность сегрегации водорода по границам зерен. Развитие водородной хрупкости
в зоне сварного соединения предотвращается после проведения отпуска при
температуре 150 °С в течение 1—2 ч.