Соединений углеродистых и низколегированных сталей с аустенитными нержавеющими сталями

При выполнении разнородных сварных соединений из нержавеющих сталей с углеродистыми или низколегированными сталями имеется ряд инженерных и металлургических подходов. Управление микроструктурой металла шва в первых или корневых проходах весьма важно, так как микроструктура металла шва может изменяться от полностью мартенситной структуры до полностью аустенитной либо представлять собой смесь аустенита, феррита и мартенсита. Кроме того, переходная область изменяющегося химического состава будет существовать между металлом шва и основным. Эта узкая область может иметь резко отличающиеся микроструктуру и свойства от таковых у прилегающих объемов металла. Так как согласно требованиям стандартов многие углеродистые и низколегированные стали требуют послесварочной термической обработки, необходимо рассматривать изменение в структуре непосредственно после сварки под влиянием термической обработки.

Существенен ряд инженерных аспектов, прежде всего, связанных с металлургической природой сварного соединения. Почти всегда существует и различие в физических и механических свойствах между металлами шва и основным. Например, различия в значениях коэффициента термического расширения (KTP) могут привести к образованию локально высоких напряжений, способствующих разрушению при эксплуатации, особенно в условиях термоциклирования от низких температур до высоких температур. Коррозионная стойкость также может локально варьироваться одновременно как в металле шва, так и в переходной области вследствие изменений в химическом составе и микроструктуре.

Определение структуры металла сварного шва

Контроль структуры металла по центру металла шва первого или корневого проходов очень важен в связи с различной степенью долей участия основного и присадочного металлов. Во многих случаях при сварке соединений из разнородных металлов весьма желаемая цель при выборе сварочных материалов — получение стабильного аустенита с небольшими количествами феррита в металле шва первого прохода. Если такая микроструктура получена, то очень маловероятно образование кристаллизационных трещин и металл шва будет достаточно пластичен, чтобы пройти испытания на изгиб, согласно требованиям стандарта ASMЕ. Такие испытания, чаще всего, представляют собой изгиб вокруг оправки с радиусом, равным двойной толщине испытуемого образца, вырезанного из металла сварного шва, ЗТВ и основного металла (обычно их называют - испытания на изгиб типа 2Т).

Диаграмму Шеффлера и диаграмму WRC-1992 во многих случаях можно использовать для прогнозирования микроструктуры металла шва и переходной зоны применительно к сварке соединений из различных марок нержавеющих сталей. Диаграмма Шеффлера обеспечивает “широкую картину” химических составов, позволяя наносить на ее поле различные нержавеющие и углеродистые стали. Однако она дает ошибочные данные при использовании высокомарганцовистых сварочных материалов. Может быть использована расширенная версия исходной диаграммы WRC-1992, но только для прогнозирования микроструктуры металла шва в том случае, если химический состав металла попадает в области аустенита, аустенит + феррит, аустенит + мартенсит или аустенит + феррит + мартенсит. Модифицированная версия этой диаграммы, включающая в себя границы мартенситной области, а также расширяющая возможности прогнозировать микроструктуру и на образование мартенсита, направлена на сварные соединения из разнородных нержавеющих сталей.

Диаграмма Шеффлера полезна для выявления микроструктуры металла швов из разнородных металлов, так как химические составы нержавеющих, углеродистых и низколегированных сталей могут быть нанесены на эту диаграмму и для всех можно прогнозировать микроструктуры. Представленная на рис. 9.1 низколегированная сталь, такая как марка А508 по ASTM, сваривается со сталью марки 304L (помечена квадратиком) с использованием сварочных материалов марки 309L (кружок) или марки 310 (треугольник). Пересечение прерывистой линии, связывающей два основных металла, обеспечивает равный вклад (долю участия, в оригинале — dilution (разбавление)) основных металлов в химический состав металла шва. Химический состав металла, представленный точкой пересечения, может рассматриваться как некий синтетический химический состав основного металла. Предельный химический состав металла первого прохода шва будет в данном случае размещаться вдоль прерывистой линии связи этой точки и точки химического состава сварочного материала (при равной доле участия основного металла). Если общее разбавление присадочного материала в первом проходе шва составляет 30 %, что нормально при сварке покрытыми электродами, химический состав металла сварного шва будет лежать на второй линии связи на расстоянии в 30 % в сторону синтетического химического состава основного металла от точки, соответствующей марке 309L. Такой химический состав, практически, находится в точке пересечения второй линии связи с изоферритной линией “5%-ный феррит”. Точки химического состава металла последующих проходов шва лежат ближе к точке химического состава сварочного материала. Следует отметить, что для присадочного материала марки 309L нормальное разбавление присадочного металла основным приведет к формированию двухфазной микроструктуры аустенит + феррит, которая обеспечивает высокое сопротивление образованию кристаллизационных трещин в металле шва.

Такой же подход можно использовать в прогнозировании микроструктуры металла шва при использовании присадочного металла марки 310. При этом на рис. 9.1 точки линии связи металла марки 310 с точкой химического состава синтетического основного металла не попадают в область наличия феррита на диаграмме. При использовании сварочного материала марки 310 металл сварного шва будет практически полностью аустенитный, поскольку разбавление основным металлом крайне высоко и в этом случае появится мартенсит, а не феррит. Таким образом, при использовании сварочного материала марки 310 металл сварного шва будет иметь некоторую склонность к кристаллизационным трещинам.

Линия связи между точкой химического состава присадочного материала и линией связи основного металла также может быть использована для прогнозирования микроструктуры в переходной зоне на границе сплавления. Например, линия связи химического состава металла марки 309L пересекает области мартенсита, аустенит + мартенсит и аустенит + феррит. Все эти микроструктуры можно ожидать в узкой переходной зоне вдоль границы сплавления для сочетания сталей марок 310/304L. Более детально это будет рассмотрено далее.

На рис. 9.2 представлена комбинация сталей марок А36 и 304L по ASTM, свариваемых с использованием сварочного материала марки 309L, нанесенных на диаграмму WRC-1992, модифицированную для включения мартенситной области при содержании 1 % марганца, что является нормальным уровнем содержания марганца в металле шва марки 309L. Следует заметить, что по крайней мере, при 45%-ном разбавлении электродного металла основным (линия связи между точками, помеченными “309L” и “смесью основных металлов”) химический состав металла шва попадает в область аустенит + феррит с первичной кристаллизации по типу FA. Требуется разбавление более 60 %, прежде чем в металле шва первого прохода появится мартенсит. Оценивая или регулируя разбавление (долю участия), можно прогнозировать ферритное число металла шва.

Переходная область границы сплавления

Прогнозирование микроструктуры в переходной области может быть затруднительным, поскольку структура может резко изменяться на малом расстоянии (около 1 мм). В пределах этой зоны микроструктура может существенно отличаться как от основной части металла шва, так и от ЗТВ. В указанной зоне отмечаются высокие градиенты концентрации элементов и диффузионные эффекты. Например, если основной металл имеет более высокое содержание углерода по сравнению с металлом сварного шва (что обычно имеет место), углерод будет диффундировать (или “мигрировать”) из ЗТВ в зону расплавления в процессе сварки или послесварочной термической обработки. Это может привести к образованию узкой мартенситной зоны на границе сплавления, имеющей высокую твердость. Если металл шва имеет высокое содержание хрома, а основной металл — низкое или хром вообще отсутствует, то имеется сильная тенденция к миграции углерода из ЗТВ в металл шва в процессе послесварочной термической обработки.

Микроструктурные превращения вдоль границы сплавления разнородных сварных швов нержавеющих сталей могут быть весьма сложны. Если основной металл имеет ферритную структуру при температуре вблизи точки плавления (как для большинства углеродистых и низколегированных сталей), а металл сварного шва — аустенитную, то нормальный эпитаксиальный рост может быть подавлен. Это может привести к формированию так называемых границ типа II, которые проходят примерно параллельно границе сплавления. Это является отличием от границ типа I, при наличии которых имеет место столбчатый рост от зерен основного металла в металл сварного шва и столбчатые кристаллиты сориентированы примерно перпендикулярно границе сплавления.

Микроструктура металла границы сплавления сварного шва схематично изображена на рис. 9.3 в “нормальных” условиях (рис. 9.3, верхняя часть) и в случае, когда основной металл и металл шва имеют при температуре кристаллизации разную кристаллическую решетку (ОЦК и ГЦК). Следует обратить внимание на то, что в разнородных сварных швах имеются четкие границы типа I, которые проходят примерно перпендикулярно границе сплавления (вдоль исходного направления кристаллизации), и типа II, идущие параллельно границе сплавления. В нормальных условиях кристаллизации границы типа II отсутствуют.

При конкретных сочетаниях свариваемых разнородных металлов вдоль границы сплавления может присутствовать мартенсит вследствие различия в химическом составе углеродистых или низколегированных сталей, с одной стороны, и нержавеющих сталей или сплавов на никелевой основе, с другой стороны. Как отмечалось ранее, диаграммы Шеффлера или WRC-1992 могут использоваться для прогнозирования наличия мартенсита. Авторы работы и другие специалисты показали, что водород в дуге может достичь такой узкой зоны и вызвать водородные трещины.

На микрошлифе (рис. 9.4) изображена граница сплавления стали марки А508 сосуда высокого давления, наплавленной сталью марки 309L. После наплавки этот сосуд подвергали послесварочной термической обработке при температуре 610 °C (1125 °F). Следует обратить внимание на резкое изменение микроструктуры вдоль границы сплавления. Границы типа II четко видны примыкающими к границе сплавления металла шва. Они формируются в твердой фазе при охлаждении сварного шва, когда и металл шва и ЗТВ аустенитные, приводя к росту аустенитных зерен вдоль границы сплавления. На этих границах могут образовываться выделения карбидов, особенно если происходит значительная миграция углерода из основного металла.

Авторы работ наблюдали миграцию углерода из основного металла углеродистой стали поперек границы сплавления в переходную зону. Это является следствием наличия градиента концентрации углерода (концентрация выше в основном металле) и склонности углерода к металлу шва, более богатого хромом. Такая миграция может привести к локальным микроструктурным изменениям как в ЗТВ, так и в переходной зоне. Объемы металла ЗТВ, непосредственно примыкающие к границе сплавления, обеднены углеродом. В этой зоне, обедненной углеродом, образуется мягкий феррит, который может привести к преждевременному разрушению от ползучести.

Вследствие изменения химического состава между сталью марки А508 и разбавленным присадочным металлом марки 309L вдоль границы сплавления может существовать узкая область с мартенситной структурой, что и прогнозирует диаграмма Шеффлера. В свою очередь, это приводит к резкому увеличению твердости вдоль границы сплавления, как показано на рис. 9,5. Следует заметить, что твердая зона продолжает существовать после послесварочной термической обработки. Аналогичная микроструктура границы сплавления может существовать и в других разнородных соединениях. На рис. 9.6 приведен пример разнородного многопроходного сварного соединения между сталью марки А36 и дуплексной сталью марки 2205 при использовании сварочных материалов марки 2209. Внизу сварного шва вдоль границы сплавления четко видна полоса мартенсита, в то время как в верхней части сварного шва переходная зона существенно уже вследствие более низкого разбавления. В данном случае можно использовать диаграмму Шеффлера или диаграмму WRC-1992 для прогнозирования микроструктуры металла шва и переходной зоны. Последняя диаграмма позволит оценить ферритное число металла шва.

Природа границ типа II

Границы типа II привлекают особый интерес вследствие существования ряда примеров растрескивания при эксплуатации, связанного с этими границами, иногда называемого расслоением. Как показано на рис. 9.3 и 9.4, граница типа II — граница зерен, преимущественно проходящая примерно параллельно границе сплавления, но на несколько микрометров заглублена в литой металл. Она проходит через многие зерна, оставаясь примерно параллельной границе сплавления, как показано на рис. 9.4. Сообщалось, что растрескивание или расслоение может произойти вдоль этих границ особенно в случае наплавки нержавеющей стали на углеродистую сталь.

Авторы работ изучили механизм образования границ типа II при наплавке аустенитных сталей на ферритные стали либо других сплавов с ГЦК решеткой. Они пришли к выводу, что такие границы формируются, если основной металл (низкоуглеродистая или низколегированная сталь) существует в виде дельта-феррита при температуре, при которой кристаллизуется наплавляемый металл с ГЦК решеткой. Это подавляет эпитаксиальное зарождение на границе сплавления и требует гетерогенного зарождения металла шва с ГЦК решеткой. Однако вскоре после кристаллизации охлаждение заставляет углеродистую сталь основного металла превратиться в аустенит. Затем граница сплавления, в прошлом граница ОЦК и ГЦК решеток, становится границей решеток ГЦК-ГЦК с существенным разориентированием поперек границы. Тогда линия сплавления становится высокоэнергетической подвижной границей. Граница мигрирует в наплавленный металл с ГЦК решеткой на короткое расстояние, увлекаемая градиентами температуры и химического состава и энергией деформации, вызываемой разницей в параметрах ГЦК решетки наплавляемого металла и основы. Затем по мере охлаждения она фиксируется на месте.

Схема этого механизма из работ авторов показана на рис. 9.7. Следует заметить, что границы типа II формируются при температуре, когда углеродистая сталь или сплав подложки находятся в области аустенитной фазы. Таким образом, погонная энергия при сварке и градиенты температуры в ЗТВ будут иметь некоторое влияние на формирование границ типа II, поскольку они определяют время нахождения металла шва и ЗТВ в виде ГЦК решетки и возможность миграции границ. Для верификации этого механизма авторы вышеуказанных работ использовали другие комбинации материалов, таких как присадочный металл Monel (аустенит, 70Ni—30Сu) на чистом железе и Monel на ферритной нержавеющей стали марки 409. При этом в предыдущем случае границы типа II присутствовали до тех пор, пока не было достаточного разбавления основного металла, чтобы металл шва кристаллизовался как феррит. В последнем случае такие границы не образовывались, так как сталь марки 409 полностью ферритная от комнатной температуры до температуры плавления. Механизм, представленный на рис. 9.7, не применим, поскольку аустенит никогда не присутствует в основном металле (подложке).

Вслед за образованием границ типа II основа (подложка) превращается в феррит или другую структуру распада, и зона переменного химического состава или часть ее превращается в мартенсит. Мартенситная структура может простираться до границы типа II или остановиться вблизи такой границы (рис. 9.8). Существует различие в коэффициентах линейного расширения между металлами с ОЦК решеткой или мартенситом переходной зоны и наплавляемым металлом с ГЦК решеткой. Термоциклирование приводит к образованию деформаций в этой зоне, а граница типа II является слабой и практически плоской, что и делает ее местом преимущественного растрескивания. Кроме того, зона формирования мартенсита потенциально является местом образования водородных трещин, если в условиях эксплуатации происходит насыщение водородом.