Сварка для литья

Категория:
Жаропрочное стальное литье


Сварка для литья

Опыт производства крупногабаритных литых деталей из стали аустенитных марок для турбин СВК-150 и ГТ-12-3, а также арматуры паровых турбин показывает, что широкое применение литых деталей оказалось возможным и целесообразным в значительной степени благодаря широкому применению сварки для исправления дефектных участков и соединения отдельных узлов отливок.

В целях упрощения технологии изготовления, сокращения или предупреждения литейных пороков многие наиболее сложные в исполнении литые конструкции в настоящее время изготовляют свар нол итыми.

Однако при сварке литых жаропрочных сталей аустенитного класса встречается много трудностей, так как эти стали характеризуются обычно крупнозернистым строением с развитой транскристаллизацией. Поэтому по границам зерен массивных и крупногабаритных отливок часто наблюдается сосредоточение ликвирующих элементов, отрицательно влияющих на качество сварки. Обогащение границ зерен аустенитных сталей ликватами способствует понижению прочности литых изделий из этих сталей при высоких^ температурах и образованию трещин и надрывов в процессе сварки. Кроме того, качество сварки литых аустенитных сталей в значительной степени зависит от полноты удаления литейных пороков, так как при совпадении швов или наплавок с дефектными участками эти дефекты часто развиваются в трещины.

При сварке хромоникелевых сталей весьма важным фактором является химический состав сварного шва. Определенное соотношение ферритообразующих (Cr, V, Mo, Si, Nb, Ti и W) и аустенито-образующих (Ni, С и Мп) элементов обеспечивает структуру стали, характеризующуюся устойчивыми характеристиками длительной прочности. В процессе кристаллизации в сварочной ванне однофазный металл обладает повышенной склонностью к образованию горячих межкристаллитных трещин, благодаря выделению по границам зерен легкоплавких эвтектик и наличию растягивающих деформаций, возникающих в момент окончания кристаллизации сварочной ванны. Чаще всего образование горячих межкристаллитных трещин наблюдается в металле многослойных швов с транскристаллитным строением.

Менее склонным к образованию горячих трещин и транскристаллизации является металл, в процессе первичной кристаллизации которого образуются две фазы. При определенном составе стали в результате первичной кристаллизации образуются не только аусте-нитные, но и ферритные зерна, обладающие различной способностью к растворимости сильно ликвирующих элементов.

Опыт последних лет показывает, что введение небольшого количества ферритной фазы (1,5—2%) уменьшает столбчатость структуры и опасность появления горячих трещин. С повышением количества ферритной фазы примерно до 5% столбчатость структуры полностью исчезает; феррит залегает в виде отдельных разветвленных лепестков, не связанных между собоц, что способствует предупреждению горячих трещин и сохранению жаропрочных свойств при эксплуатации. Дальнейшее повышение содержания ферритной фазы^в процессе-эксплуатации при высоких температурах или термической обработке-приводит к разупрочнению металла вследствие перехода свободного феррита в хрупкую сигма-фазу, поэтому содержание ферритной: фазы должно строго регламентироваться.

В результате исследований в области литейных свойств жаропрочной стали [38] делаются попытки положительное влияние ферритной, а также карбидной фазы на повышение трещиноустойчи-вости объяснить предусадочным расширением, связанным с образованием структурных составляющих большего удельного веса.

В наплавленном металле и околошовных зонах иногда встречаются пороки в виде горячих или кристаллизационных трещин (металл шва), трещин в основном металле в зоне сварки, связанных с наличием местных дефектов, межкристаллитных надрывов, в зоне взаимной кристаллизации и трещин в околошовных зонах или металле шва, выявляемых только после термической обработка для снятия сварочных напряжений.

Предупреждение или уменьшение количества указанных пороков достигается преимущественно подбором композиции металла шва путем варьирования составов применяемых электродов. В настоящее время существует ряд марок аустенитных электродов, нашедших широкое применение в турбостроительной промышленности и обеспечивающих качественную наплавку и сварку литых деталей из стали аустенитных и аустенитно-ферритных марок и жаропрочные свойства в соответствии с требованиями технических условий.

Особенности сварки литой аустенитной стали требуют проведения различных технологических мероприятий, способствующих улучшению качества сварного соединения. Широкое применение при сварке отливок и заварки дефектных участков из стали ЛА1, ЛАЗ, 1Х20Н12Т-Л и др. нашли электроды ЦТ-13, КТИ-5 и ЦТ-15. Например, сварка электродом ЦТ-13, несмотря на более низкую исходную прочность, обеспечивает значительно меньшее разупрочнение металла шва при термическом старении, чем ранее разработанные электроды-ЦТ-^ и ЦТ-7А.

Длительная прочность металла, наплавленного электродами. ЦТ-13, близка к длительной прочности основного металла.

Мелкие надрывы в металле шва, связанные с образованием крупного первичного зерна в металле шва, обусловленного крупнозер-

нистым строением металла отливки, иногда предупреждаются созданием интенсивного наклепа чеканкой наплавленной или завариваемой поверхности. Указанный наклеп обеспечивает в процессе сварки рекристаллизацию металла околошовной зоны и образование в этой .зоне мелкозернистой структуры и соответственно получение мелкого зерна в металле шва, что уменьшает возможность появления надрывов.

Возникновение указанных надрывов частично объясняется длительным пребыванием сваренных отливок в интервале температур 600—770° в процессе отпуска и наличием остаточных напряжений, превышающих предел длительной прочности материала.

Предполагается, что ускоренным нагревом при отпуске и соответствующим сокращением выдержки в опасном интервале температур, а также повышением температуры отпуска до значений, обеспечивающих быстрое и достаточно полное протекание релаксации, также возможно уменьшение количества указанных пороков.

Однако в настоящее время подтверждается положительное влияние ферритной фазы на измельчение зерна, утонение и разобщение межкристаллитных ликвационных прослоек и на предупреждение межкристаллитных трещин и надрывов. Элементы, обладающие кристаллической решеткой, более близкой по строению к решетке феррита, должны растворяться в феррите до более высоких концентраций, чем в аустените. Это обстоятельство в значительной степени предопределяет различное поведение ферритообразующих элементов в швах с чисто аустенитной структурой и со смешанной аустенитно-ферритной структурой.

Исследование влияния таких элементов, как сера, марганец, фосфор, углерод, кремний, ниобий, молибден, вольфрам и ванадий, .вводимых в металл шва через покрытие электродов, показывает различную растворимость этих элементов в аустените и в феррите. Например, сера практически не растворима в аустените и в феррите, •следовательно, она способствует образованию горячих трещин как в аустенитных, так и в аустенитно-ферритных швах. Сера способна •образовывать с никелем эвтектики с точкой плавления 645°, поэтому чем больше содержание в аустенитной стали серы и никеля, тем возможней образование горячих трещин.

С марганцем сера образует сернистый марганец, практически не растворимый в жидкой стали; температура плавления его составляет 1620°. При высоком содержании марганца в металле шва сернистые включения приобретают округлую форму, способствующую уменьшению или полному предупреждению трещин в сварном шве.

Фосфор растворяется в феррите в значительно больших количествах, чем в аустените, поэтому в отличие от серы при наличии ферритной фазы фосфор не рпособствует образованию трещин в сварном шве.

Кремний мало растворим в гамма-растворе, способен к ликвации с образованием относительно легкоплавких эвтектик, поэтому в полностью аустенитных хромоникелевых швах способствует в большей степени образованию горячих трещин.

Что касается углерода, то влияние его еще не совсем выяснено. Одни стали аустенитных марок удовлетворительно свариваются при низком содержании углерода, а другие при повышенном.

Углерод является сильно ликвирующим элементом и влияние его на образование горячих трещин для некоторых сталей весьма существенно. Это отрицательное свойство углерода иногда проявляется при содержании его около 0,20% и выше.

Содержание ниобия в металле шва выше 0,25% способствует появлению в нем трещин, имеющих межкристаллитный характер, так как наблюдаются выделения ниобия по границам зерен.

Наличие ферритной фазы в аустенитной структуре шва понижает ликвацию ниобия по границам дендритов и склонность к образованию горячих трещин.

Молибден и вольфрам практического влияния на образование горячих трещин в металле шва не оказывают.

Ванадий при содержании выше 0,80% способствует образованию горячих трещин, которые носят межкристаллитный характер.

Поскольку исследование влияния перечисленных выше элементов производилось на кованой аустенитной стали двух составов с содержанием ферритной фазы и без таковой, отличающихся содержанием никеля, молибдена и марганца (состав А: 0,15% С; 0,15% Si; 1,0% Мп; 0,012% S; 0,05% Р; 15,5% Сг; 25,0% Ni и 5,5% Мо; состав Б: 0,15% С; 0,25% Si; 2,5% Мп; 0,012% S; 0,05% Р; 15,5% Сг; 12,0% Ni и 2,5% Мо), описанное выше влияние отдельно взятых элементов имеет существенное значение главным образом для приведенных и подобных им составов стали аустенитных и аустенитно-ферритных марок, применяемых для литых и кованых деталей.


Читать далее:



Статьи по теме:


Реклама:




Главная → Справочник → Статьи → БлогФорум