12.02.2018

Свариваемость сварных соединений из нержавеющей стали


Ряд механизмов растрескивания связан с разнородными сварными соединениями углеродистых и нержавеющих сталей. Среди них можно указать кристаллизационное растрескивание, отслоение наплавленных слоев вдоль границ типа II, разрушения вследствие ползучести в ЗТВ углеродистых сталей, а также трещины повторного нагрева или послесварочной термической обработки.

Кристаллизационное растрескивание

Наиболее часто кристаллизационное растрескивание возникает при использовании номинально аустенитных присадочных металлов, таких как марки 308L и 309L. Если корневой проход шва или другие проходы сильно разбавляются углеродистыми сталями, то они будут кристаллизоваться как первичный аустенит, поскольку ферритный потенциал недостаточен в присадочном материале и/или имело место излишне высокое разбавление. На рис. 9.9 приведен пример образования кристаллизационной трещины в угловом шве, выполненном дуговой сваркой под флюсом конструкционной стали марки А36 и нержавеющей стали марки 304L. Следует обратить внимание на различную степень травления металла шва, примыкающего к сталям марок 304L и А36, соответственно. Участок светлого травления показывает металл, закристаллизовавшийся как первичный феррит. Участок темного травления показывает металл, закристаллизовавшийся как первичный аустенит. Кристаллизационная трещина расположена по центру шва, причем не по всему шву, а только в области кристаллизации в первичный аустенит. Вследствие интенсивного разбавления весь металл шва имеет ферритное число, равное 0,8.
Другой пример кристаллизационных трещин в разнородном сварном соединении схематично изображен на рис. 9.10. Он представляет собой сварку больших толщин стали марки А508 сосуда высокого давления и нержавеющей стали марки 347 применительно к процессу дуговой сварки вольфрамовым электродом в защитном газе с использованием присадочного материала марки 308L. Основная часть шва имеет тип кристаллизации FA и содержание феррита в диапазоне ферритного числа от 6 до 8. Облицовочный сварной шов (см. рис. 9.10) был сильно разбавлен основным металлом — сталью марки А508, что дало полностью аустенитную кристаллизацию типа А. Это привело к образованию трещины по центру шва. Лучшее управление процессом сварки (позиционирование горелкой и тепловложение) позволило минимизировать разбавление и избежать образования трещин за счет обеспечения протекания кристаллизации по типу FA.
Как отмечалось ранее, диаграммы Шеффлера и WRC-1992 могут использоваться для оценки допустимой степени разбавления, которая не даст полностью аустенитного металла шва, склонного к образованию трещин. Расширенная диаграмма WRC-1992 может быть особенно полезна, если установлен требуемый или желаемый уровень содержания феррита в разнородном сварном соединении.

Отслоение наплавленных слоев

Отслоение наплавленных слоев, как правило, происходит вдоль границ типа II. Точный механизм этого типа разрушения неизвестен, но он может включать в себя выпадение карбидов, сегрегацию вредных примесей, ориентацию границ в направлении, перпендикулярном главным напряжениям, образование водородных трещин в тонком мартенситном слое в переходной зоне по химическому составу или вследствие комбинации указанных ранее причин. Металлографический шлиф на рис. 9.11 показывает профиль отслоения наплавленного слоя стали марки 309L на сталь марки А508. Сторона разрушения стали марки А508 не может быть показана, так как она примыкает к сосуду высокого давления на 20 000 фунтов. Исходя из расположения и ориентации разрушения, видно, что последнее произошло в наплавленном слое по границе типа II. Хотя точный механизм такого разрушения неизвестен, ясно, что природа рассматриваемой границы и ее присутствие в переходной по микроструктуре и химическому составу зоне дает такой тип разрушения. Наплавленные слои, не содержащие границ типа II, стойки к указанному типу разрушения.
Отслоение может возникнуть во время наплавочной операции, последующей послесварочной термической обработки или при эксплуатации. Часто трудно узнать, когда произошло действительное разрушение, так как контроль качества не выполняется, пока не закончена послесварочная термическая обработка. К сожалению, не существует способа избежать образования границ типа II во многих, широко используемых разнородных соединениях, применяемых в энергетике и других отраслях.

Разрушение по механизму ползучести в углеродистых и низколегированных сталях

Разрушение в объемах ЗТВ стали, примыкающих непосредственно к границе сплавления, наблюдали в толстолистовых сварных соединениях. Миграция углерода из ЗТВ в металл шва в процессе сварки, послесварочной термической обработки или при эксплуатации приводит к образованию в ЗТВ мягкой ферритной структуры. Под действием приложенных остаточных или термических напряжений с учетом различия в значениях коэффициента термического расширения (KTP) металлов ЗТВ и шва разрушения вследствие ползучести могут возникать вдоль границ ферритных зерен. На рис. 9.12 представлена микроструктура границы сплавления стали 2,25Cr—1Mo, наплавленной присадочным металлом марки 309L. Эта конструкция была подвергнута термической обработке при температуре 720 °C (1330 °F) в течение 10 ч. Измерение твердости (по Виккерсу) показало наличие высокой остаточной твердости в полоске мартенсита, расположенной вдоль границы сплавления. С другой стороны, ЗТВ стали 2,25Сr—1Mo имела низкую твердость и состояла из крупных зерен феррита. При выдержке в условиях повышенных температур именно в этой области происходило разрушение вследствие ползучести. Это характеризует рис. 9.13 из работы авторов. Авторы этой работы изучали разрушение переходного соединения между сталью 2,25Cr—1Mo и сталью марки 321, выполненного присадочным металлом на никелевой основе марки Inconel 182 (согласно классификации на покрытые электроды ENiCrFe-3 по стандарту AWS A5.11). Такие разрушения происходят после эксплуатации при повышенных температурах в течение 10—15 лет.
Среднее значение коэффициента термического расширения углеродистой стали составляет от 7,5 до 8 микродюйм/дюйм-°F в температурном интервале от 20 до 600 °C (от 70 до 1110 °F), в то время как у аустенитной стали он составляет от 9,5 до 10 микродюйм/дюйм-°F. Это различие в значениях KTP металлов приводит к формированию значительных напряжений (в оригинале — деформаций) при нагреве сварного соединения до повышенных температур. Поскольку у углеродистой стали более низкий КТР, она будет пытаться удержать нержавеющую сталь от растяжения. Это приводит к образованию высоких напряжений на границе раздела материалов. Миграция углерода приводит к формированию мягкой ферритной прослойки между прочным металлом шва и основным, и в этой области будут сконцентрированы большие местные деформации. Co временем возникают деформации по границам зерен, приводящие к ползучести и разрушению в ЗТВ углеродистой стали.

Применение присадочных металлов или вставок на никелевой основе было эффективным для снижения термических напряжений, вызванных различием в значении КТР, что позволяет избежать образования трещин. Применение сварочных материалов на никелевой основе рекомендуется для температур эксплуатации, превышающих 425 °C (800 °F). Сплавы на никелевой основе имеют значение КТР, равное от 8 до 10 микродюйм/дюйм-°F в интервале температур, указанном ранее. Таким образом, возникает градиент KTP по сварному шву в отличие от резкого изменения на границе сплавления. Поскольку сварочные материалы на никелевой основе совместимы и с углеродистыми, и с аустенитными нержавеющими сталями, применение таких материалов, как ENiCrFe-2 (INCO А) или ERNiCr-3 (alloy 82), может предотвратить разрушения при эксплуатации вследствие ползучести. Наплавленный металл в данном случае будет полностью аустенитным, поэтому следует принять меры для предотвращения образования кристаллизационных трещин в металле шва в соответствии с рекомендациями, приведенными далее.





Яндекс.Метрика