В настоящее время аустенитные хромо-никелевые стали получили широкое распространение в химической промышленности, авиации, энергетике, реактивной и ракетной технике. Материалы двух выставок в Женеве по мирному использованию атомной энергии показывают, что аустенитные хромо-никелевые стали, обладающие хорошей тепловой и коррозионной стойкостью, стойкостью к облучению и т. д., широко применяются и при изготовлении оборудования для атомной энергетики: оболочек реакторов, трубопроводов для теплоносителей, деталей теплообменников и других узлов.
При изготовлении конструкций и деталей из аустенитных сталей широко применяется сварка плавлением. Известно, что при сварке аустенитных хромо-никелевых сталей металл шва должен иметь аустенитно-ферритную структуру для обеспечения стойкости против горячих трещин и межкристаллитной коррозии. Сейчас распространено положение об ограничении количества ферритной фазы в шве в пределах 2—7%.
В появившихся за последнее время работах [2, 3, 4, 5, 6] отмечаются факты резкого уменьшения коррозионной стойкости и снижения механических свойств (появление хрупкости) в сварных соединениях с двухфазной аустенитно-ферритной структурой вследствие длительной эксплуатации их при повышенных температурах (350—650°). Известные по этому вопросу материалы немногочисленны и часто противоречивы.
Процесс охрупчивания металла в результате длительного воздействия повышенных температур сначала был замечен в перлитных сталях , затем в ферритных высокохромистых сталях.
Для ферритных сталей A. J. Lena и М. F. Hawkes [6] предложили схему зависимости начал охрупчивания от температуры и времени.
Охрупчивание, которое происходит в результате длительного нагревания при температуре 550—750° . вызывается выпадением твердой и хрупкой сrфазы.
Другая форма охрупчивания происходит после сравнительно коротких периодов нагрева в диапазоне температур 375—550° Скорость наступления хрупкости и ее интенсивность возрастают с повышением содержания хрома в сплаве, но максимальная скорость имеет место при 475° независимо От содержания хрома (отсюда и название этого явления — 475-градусная хрупкость).
Охрупчивание ферритной нержавеющей стали, описанное в ряде работ [8,9], сопровождается значительным снижением ударной вязкости и ковкости при комнатной температуре, большим увеличением твердости, а также уменьшением удельного электросопротивления и коррозионной стойкости.
В исследованиях G. Hoch показано, что охрупчиванию при длительной эксплуатации в условиях повышенных температур подвержен и двухфазный аустенитно-ферритный металл. По данным Хоха, хромоникелевая сталь, содержащая 30% a-фазы, в результате длительной термической обработки при 475—500° С теряет ударную вязкость на 80%.
X. И. Ческис и С. И. Вольфсон, исследуя сталь 1Х18Н9Т после длительной выдержки при температурах 500°, также обнаружили падение ударной вязкости этой стали.
В. И. Дятлов, Н. И. Коперсак, исследовавшие явление 475- градусной хрупкости для аустенитно-ферритных швов с содержанием ферритной фазы 65%, обнаружили резкое падение ударной вязкости (при комнатной температуре) у образцов, прошедших термическую обработку при 475° в течение 1000 час. Они отметили, что ухудшения ударной вязкости можно избежать последующей термической обработкой при 580° в течение 3 час.
В работе, выполненной М. А. Гальпериным, В. В. Ардентовым и др., показано, что металл, наплавленный электродами ЦЛ-11, ЭА-606/10, при содержании 8—20% ферритной фазы, в значительной степени теряет ударную вязкость после длительной работы уже при 350° С. Наплавленный металл, выполненный электродами типа ЗИО-З, ЭА-400/10, образующими в наплавке 2—3% феррита, подвержен охрупчиванию в значительно меньшей степени.
В настоящее время нет единого объяснения причин этого явления.
Учитывая важность этого вопроса, мы исследовали влияние ряда факторов (наличия и количества легирующих элементов, термической обработки после сварки, напряженного состояния) на свойства сварных соединений после длительного старения при различной температуре.
Методика исследований. Были исследованы образцы сварных соединений, выполненных аргоно-дуговой сваркой плавящимся электродом диаметром 2 мм. В качестве основного металла были взяты пластины из стали 1Х18Н9Т размером 300X100X10 мм с V-образной подготовкой кромок. Сварка производилась на автомате за один проход (на медной подкладке). При сварке применялся чистый аргон 1 состава.
Химический состав металла шва
* Шов выполнен проволокой Св-0Х18Н9 по уложенной в разделку проволоке ВТ-1 диаметром 1,6 мм.
** Шов выполнен проволокой Св-0Х18Н9 с добавкой FeNb в разделку.
*** Содержание феррита определялось магнитным методом на приборе конструкции ЦНИИТМАШа.
Все исследования были выполнены по следующей программе.
1. Термическая обработка образцов (закалка с 1050—1100° С или стабилизация при 850°, охлаждение в течение 2,5 часа на воздухе). Часть образцов испытывали в исходном состоянии после сварки.
2. Последующее длительное старение при температурах 350, 475, 550 и 650° в течение 500, 1500 и 3000 час.
Часть образцов подвергали длительному старению под нагрузкой в специальной установке (фиг. 2). Нагрузка создавала в шве напряжения растяжения (поперек шва), близкие к пределу текучести при данной температуре.
1. Окончательная обработка образцов. Проведение испытаний металла шва на ударный изгиб (образец типа V, ГОСТ 6996—54) и на растяжение (образец типа I) при комнатной температуре; определение количества феррита (магнитной фазы); проведение металле графического анализа и коррозионных испытаний (результаты коррозионных испытаний в настоящей работе не изложены).
Влияние химического состава, длительности
и температуры старения на ударную вязкость металла шва
На фиг. 8 представлены графики, показывающие влияние длительности старения (1500 час.) при различных температурах на ударную вязкость швов из стали 18-8, легированных Ti, Nb, Si и Si+V (старение производилось непосредственно после сварки без дополнительной термообработки).
Из графиков видно, что при повышении температуры старения (эксплуатации) резко снижается ударная вязкость швов, легированных Si и Si+V. При содержании в швах № 90 и 82 0,27— 0,46% Ti и в шве № 9Б 1,3% Nb ударная вязкость значительно уменьшается после старения при 475°; при наличии других легирующих элементов, а также другого их процентного содержания этого явления установить не удалось. Для швов, легированных Nb , старение при температурах 350—550° С не вызывает заметного изменения ударной вязкости.
Исходная ударная вязкость швов из стали 18-8 зависит в основном от характера легирования. Как показали испытания, сильные
феррито и карбидообразующие элементы Ti и Nb (особенно Nb) понижают исходную ударную вязкость (против швов, выполненных образцов. Совершенно иная картина наблюдалась при испытании образцов, сваренных проволокой из стали ЭИ606 (шов № 85г фиг. 3). Резкое падение ударной вязкости по мере увеличения температуры старения сопровождается изменением характера излома. Низкое значение ударной вязкости соответствует межкристаллитному характеру излома, выявляющему грубое дендритное строение литого металла шва На фиг. 6 показано влияние времени старения при 550° С и термообработки перед старением (после сварки) на ударную вязкость швов (при /=20°), легированных кремнием (шов № 94). Процессы, вызывающие изменение ударной вязкости, протекают в основном в первые 500 час. Дальнейшее повышение времени старения мало- сказывается на величине ударной вязкости. Термическая обработка после сварки (закалка или стабилизация) не вносит существенных изменений в рассматриваемый процесс.
Как отмечалось выше, часть образцов подвергалась старению при напряжении растяжения поперек шва 20 кг/мм2 при 350° С;’ 15 кг/мм2 при 475 и 550° С и 11 кг/мм2 при 650QC. Испытания проводились в течение 500 час. Результаты испытания, приведенные на фиг. 7, показывают, что напряжения церрого рода не вносят существенной разницы в изменение ударной вязкости. |повышением температуры старения. Металлографический анализ, показавший наличие о-фазы в образцах, прошедших старение при 550—650°, совершенно не выявил наличия этой фазы после старения при 475°, несмотря на частичное уменьшение магнитности сплава. Такая же картина, но выраженная менее резко, наблюдается и в металле швов типа 1Х18Н9Т и др.
Обсуждение результатов
Разносторонние испытания металла швов разной композиции, прошедших длительное старение при повышенных температурах, и анализ экспериментальных данных других авторов показывают, что аустенитно-ферритный металл шва претерпевает в процессе старения изменения, сопровождающиеся снижением ударной вязкости при комнатной температуре. Прочностные характеристики при статическом растяжении после старения практически не изменяются. Снижение ударной вязкости сопровождается увеличением микротвердости ферритной фазы [4], увеличением травимости ферритной фазы и размытостью ее границ, появлением «ветвистости» внутри ферритного зерна, а также уменьшением магнитности сплава по мере увеличения температуры эксплуатации.
Эти данные позволяют сделать заключение, подтверждающее мнение других исследователей [4, 8, 9], что ответственным за охрупчивание аустенитно-ферритного металла шва является ферритная фаза.
В теории относительно охрупчивания ферритного и аустенитно- ферритного металла имеется два основных направления. В первом случае предполагается, что при длительной эксплуатации в районе температур 475° имеет место выделение фазы, не свойственной для железохромовых систем (карбидов, нитридов, фосфидов, оксидов и т. д.). Руководствуясь теорией этого направления, трудно объяснить влияние легирующих элементов на охрупчивание, необходимость наличия минимального содержания хрома, увеличение интенсивно^ сти охрупчивания с увеличением содержания хрома, наличие явления охрупчивания у чистых сплавов Fe—Сr и другие явления. Во втором случае предполагается связь охрупчивания с образованием ц-фазы, характерной для железохромовых систем. Это направление может быть принято при анализе процессов охрупчивания в результате старения при температурах свыше 500°.
При температурах старения ниже бОО01 потеря металлом ударной вязкости может быть почти полностью восстановлена термической обработкой при 580—600° (см. фиг. 8), т. е. при температурах устойчивости о-фазы. Это не позволяет принять теорию выделения а-фазы для объяснения охрупчивания, возникающего при старении ниже 500° С. Последнее явление может быть объяснено гипотезой, связывающей охрупчивание аустенитно-ферритното металла в результате длительной эксплуатации при повышенных температурах с процессами перераспределения хрома внутри ферритного зерна [4, 9}. В результате этого перераспределения, причины и кинетика которого в настоящее время являются дискуссионными, исходный твердый раствор ах распадается на два твердых раствора: оц и аг, один из которых обеднен, а другой обогащен хромом. Структура кристаллической решетки обоих твердых растворов, когерентно связанных друг с другом, одинакова, но несколько отличается размерами. Последнее вызывает наличие напряженного состояния внутри ферритной составляющей сплава (состояние внутрифазового наклепа), что в свою очередь приводит к уменьшению ударной вязкости, увеличению микротвердости и т. д. Одним из подтверждений этой гипотезы является частичное уменьшение магнитности сплава в результате длительного старения, причем следует иметь в виду, что высокохромистый феррит является немагнитным [9]. Наличие напряженного состояния в ферритном зерне охрупченных образцов также подтверждается рентгеноструктурным анализом.
Выводы:
1. Швы, выполненные аргоно-дуговой сваркой с применением присадочной проволоки 0Х18Н9, 0Х18Н9Ф2С, 0Х18Н9С2, имеют высокую исходную ударную вязкость после сварки и подвержены резкому охрупчиванию при эксплуатации при температурах свыше 475°.
2. При испытаниях не было отмечено резкого уменьшения ударной вязкости после старения при 475° С; ударная вязкость по мере увеличения температуры старения (350—650°) уменьшается монотонно. Процесс охрупчивания в основном развивается в первые 500 час.
3. Швы, выполненные с применением присадочной проволоки 1Х18Н9Б, хотя и имеют сравнительно низкую исходную ударную вязкость (10—11 kzm/cm?), но практически не теряют ее при длительной эксплуатации до температур 550° С.
4. Механические свойства наплавленного металла при статическом растяжении мало изменяются в результате длительного нагрева при температурах 350—650°.
5. Одноосные напряжения растяжения поперек шва, приложенные в процессе старения, существенно не изменяют рассматриваемых параметров.
Источник : Кандидат технических наук Н. А. Ольшанский, инж. Чен Пей-шен.