Трещины в аустенитных сталях образованию

Рис. 1.35. Вероятная связь между содержанием хлоридов и кислорода в питательной котловой воде, обработанной щелочным фосфатным раствором, и склонностью к образованию трещин у аустенитных сталей, соприкасающихся с паровой фазой (при повторяющихся увлажнениях) [123]

До недавнего времени наиболее распространенными медными припоями для пайки нержавеющих сталей были латуни. Латуни хорошо растекаются по стали, хорошо затекают в капиллярные зазоры и образуют достаточно прочные паяные швы. Однако латуни как припои обладают существенными недостатками в жидком состоянии они проникают в сталь по границам зерен и способствуют хрупкому разрушению нержавеющих нагартованных сталей. Самопроизвольное разрушение отожженных аустенитных сталей в контакте с жидкой латунью Л62 наступает при индукционной пайке или при пайке в газовом пламени, т. е. когда из-за быстрого и неравномерного нагрева и малой теплопроводности стали могут создаваться большие местные растягивающие напряжения. Образование трещин в отожженных сталях при контакте с жидкой латунью практически устраняется при пайке в печах или солевых ваннах, где обеспечивается достаточно равномерный нагрев паяемых деталей. При пайке в пламени газовой горелки или в индукционных установках следует максимально ограничивать продолжительность контакта стали с жидкой латунью, не допускать возникновения растягивающих напряжений в паяемых деталях и повторной перепайки. [c.331]

Одно из наиболее надежных средств предотвращения образования горячих трещин при сварке — повышение качества свариваемого металла ограничение содержания кремния, бора, фосфора, серы и других примесей в аустенитных сталях и никелевых сплавах [4, с. 141 5 8 9, с. 148], а также примесей внедрения в сплавах тугоплавких металлов. При сварке сплавов из тугоплавких металлов, как и при сварке сплавов титана и циркония, предусматривают эффективные меры защиты металла сварных соединений от насыщения примесями струйная защита инертными газами, сварка в камерах с контролируемой атмосферой, электроннолучевая сварка [9, с. 155 и 156]. [c.73]

Одним пз наиболее надежных средств предотвращения образования горячих трещин при сварке яв,няется повышение качества свариваемого металла — ограничение содержания кремния, бора, фосфора, серы и других примесей в аустенитных сталях и никелевых сплавах [3, 4, 5, 9, 10 и примесей внедрения в сплавах тугоплавких металлов. Прч сварке последних, так же как и при сварке сплавов титана и циркония, предусматриваются эффективные меры защиты металла сварных соединений от насыщения примесями струйная защита [c.27]

Повышенная склонность легированных сталей к закалке по сравнению с углеродистыми объясняется увеличением устойчивости переохлажденного аустенита и уменьшением скорости роста перлитных образований. Поэтому характер и скорость структурных превращений в околошовной зоне в значительной степени зависят от физико-химических свойств легирующих элементов и их концентрации, от скорости охлаждения в процессе сварки, которая будет тем больше, чем ниже начальная температура свариваемой стали. Низкая теплопроводность теплоустойчивых сталей в сочетании с крупнозернистым аустенитом и быстрым охлаждением способствуют появлению трещин в околошовной зоне, образование которых происходит в процессе мартенситных превращений при температуре 150—200°С, когда металл обладает малой пластичностью и высокой прочностью. Существенное значение в образовании трещин при этих процессах имеют также и напряжения, возникающие вследствие выделения молекулярного водорода, локализующегося в малых объемах [9]. Аустенитные превращения, окруженные жесткой мартенситной средой, и напряжения резко снижают способность металла воспринимать пластические деформации, что приводит к хрупкому разрушению в виде надрывов или отдельных трещин, достигающих значительных размеров. [c.46]

Высоколегированные стали и сплавы более склонны к образованию трещин, чем низкоуглеродистые. Горячие трещины появляются большей частью в аустенитных сталях, холодные-в закаливающихся сталях мартенситного и мартенситно-ферритного классов. Кроме этого, коррозионно-стойкие стали, не содержащие титана или ниобия или легированные ванадием, при нагревании выше 500°С теряют антикоррозионные свойства по причине выпадения из твердого раствора карбидов хрома и желе- [c.149]

При дуговой сварке аустенитных сталей возможно образование в сварных швах горячих трещин. Они обусловлены широким интервалом кристаллизации вследствие повышенного содержания легирующих элементов и наличия вредных примесей (S). Образованию трещин способствует также крупнозернистая столбчатая макроструктура шва, при которой его кристаллизация завершается при наличии жидких прослоек большой протяженности. [c.233]

Увеличение силы сварочного тока при неизменной скорости сварки влечет за собой увеличение объема сварочной ванны. При этом наблюдается укрупнение зерен металла шва, что повышает склонность к меж-кристаллитной коррозии и образованию горячих трещин, особенно в литых аустенитных сталях. [c.82]

Сера и фосфор — вредные примеси. Сера способствует образованию трещин, а фосфор — резкому снижению ударной вязкости стали. Хром увеличивает прочность, прокаливаемость, сопротивление ползучести без снижения пластичности. При содержании хрома свыше 12 % сталь становится коррозионно-стойкой в атмосфере и во многих других промышленных средах. Никель — повышает прочность, пластичность, ударную вязкость и прокаливаемость, снижает температуру перехода в хрупкое состояние. Молибден делает аустенитную сталь более жаропрочной и коррозионно-стойкой в ряде высокоагрессивных сред. Титан и ниобий увеличивают прочность и жаропрочность сталей, а вольфрам— жаропрочность высоколегированных сталей. [c.223]

Исследования образования термоусталостных трещин в поверхностном слое перлитных и аустенитных сталей в лабораторных условиях при укороченных периодах между циклами охлаж/дения приведены в [187, 188, 190, 193]. [c.239]

Здесь будут рассмотрены сплавы с аустенитной матрицей, не являющиеся мартенситными и упрочняемые главным образом выделениями. Обычно выделения в таких сплавах представлены упорядоченной у -фазой, известной также по суперсплавам на основе никеля, имеющей состав И1з(А1, Т1). Например, сплав А-286 представляет собой нержавеющую сталь 15 Сг—25 N1 с добавками 2,25% Т1 и 0,2% А1, необходимыми для образования фазы В промышленных образцах сплава А-286 наблюдались КР [66, 120], водородное охрупчивание [72, 118, 120, 121], а также рост трещин в условиях постоянного нагружения при высоком давлении водорода [122]. [c.79]

Наплавленный металл сварного шва может иметь либо чисто аустенитную, либо структуру аустенита с небольшим количеством феррита. Чисто аустенитная структура обеспечивает более высокую длительную прочность и лучшую коррозионную стойкость, чем аустенитно-фер-ритная с небольшим содержанием феррита. Но в то же время сварные стыки с ферритной составляющей менее склонны к образованию горячих трещин. Поэтому при сварке труб -из аустенитных сталей в настоящее время применяют электроды, обеспечивающие в металле шва структуру аустенита с небольшим количеством феррита. [c.179]

В практике сварных конструкций могут встречаться также разнородные сварные соединения аустенитных сталей первой и второй групп между собой. В этих случаях целесообразно для большинства сочетаний свариваемых сталей использовать электроды, предназначенные для сварки сталей второй группы. Применение наиболее распространенных аустенитно-ферритных электродов для сварки между собой аустенитных сталей первой и второй групп нежелательно из-за опасности образования трещин в первых слоях, примыкающих к более легированной стали. [c.39]

При сварке литых аустенитных однофазных сталей (ЛА1, ЛАЗ) основной трудностью является получение сварных соединений, свободных от трещин в околошовной зоне [37 ], [38 ], [39 ]. Эти трещины, идущие по границам зерен основного металла вблизи зоны сплавления (фиг. 14, а), являются следствием низкой межкристаллической прочности чисто аустенитной литой стали при температурах, близких к температуре солидуса. Возникающие в процессе местного сварочного нагрева высокие сварочные напряжения при наличии низкой прочности границ зерен приводят к образованию трещин. [c.40]

Имеется ряд технологических мероприятий, позволяющих снизить вероятность образования околошовных трещин в сварных соединениях литых аустенитных сталей. К ним следует отнести проковку свариваемых кромок [40], ведение процесса сварки электродами малого диаметра и ряд других. Эти мероприятия, однако не гарантируют полностью отсутствия трещин в околошовной зоне чисто аустенитных литых сталей. [c.40]

Повышенная чувствительность сварных соединений аустенитных сталей к образованию трещин в процессе эксплуатации при высоких температурах требует также принятия специальных мер для уменьшения концентрации напряжений или деформаций в районе стыка. Поэтому при проектировании сварных конструкций из аустенитных сталей необходимо предусматривать плавное сопряжение свариваемых деталей и отсутствие местных ослаблений в районе сварного стыка. [c.43]

Контроль материалов должен обеспе-, чить соответствие применяемых марок сталей и сварочных материалов требованиям стандартов и технических условий. Он включает в себя определение химического состава и механических свойств используемых плавок сталей и партий сварочных материалов (проволока, электроды, сварочные флюсы и защитные газы). Для сварных конструкций из аустенитных сталей обязательной является также проверка сопротивляемости металла шва образованию трещин, осуществляемая путем сварки жестких технологических проб. [c.94]

Указанный метод является универсальным и позволяет получать качественные швы для большинства используемых в настоящее время перлитных и хромистых теплоустойчивых сталей, а также для наиболее распространенных аустенитных жаропрочных сталей с отношением r/Ni > 1. Для аустенитных сталей повышенной жаропрочности использование этого метода встречает трудности в связи со склонностью чисто аустенитного металла корневого шва, образовавшегося за счет расплавления свариваемых кромок, к трещинообразованию при сварке. В данном случае может быть рекомендовано введение в разделку присадочного кольца (фиг. 111, б) из аустенитной проволоки с высоким содержанием хрома для обеспечения получения в корневом шве аустенитно-ферритной структуры и устранения при этом опасности образования трещин при сварке. Сварка корневого шва может производиться как вручную, так и с помощью специального автомата, устанавливаемого на трубе. [c.165]

В СССР разработаны и изучаются различные пути предупреждения образования горячих трещин при сварке аустенитных сталей применяются электроды и проволока, обеспечивающие образование в швах не только аустенитной, но ферритной фазы модификаторы для улучшения первичной структуры при сварке высоколегированных сталей используются легирующие элементы, устраняющие явления полигонизации и приводящие к дроблению столбчатых кристаллов, возникновению новых зерен, на границах которых образуются микродефекты, переходящие в трещины. В большинстве случаев горячие трещины возникают в наплавленном металле швов, но иногда и в околошовных зонах. [c.130]

Электроды, изготовленные из аустенитной стали, стойкой к образованию трещин в сечениях до 1,2 см, не имеют массового применения, поэтому каждая партия электродов перед поступлением в производство должна подвергаться строгим испытаниям на склонность к трещинообразованию. За исключением этих весьма специальных материалов, металл шва с полностью аустенитной структурой имеет тенденцию к образованию трещин, потому [c.73]

Трещины в зоне термического влияния, хотя и не преобладают среди других дефектов, потенциально более опасны и способны вывести из строя всю установку. Они наблюдаются как в фер-ритных, так и в аустенитных сталях. Высокая температура, которая возникает в зоне термического влияния в процессе сварки, вызывает появление пересыщенного твердого раствора и приводит к увеличению предела ползучести. Избыточная фаза, выпадая при низкой температуре во время охлаждения или в период протекания ползучести, предотвращает деформацию внутри зерен. Деформация, возникающая в процессе охлаждения, внутреннее давление или напряжение облегчают диффузию и образование пустот по границам зерен. Этот тип трещинообразования был основным в аустенитных сталях типа 347, использующихся для изготовления трубопроводов (рис. 7.8), в которых фазой, вызывающей твердение, был карбид ниобия. Трещины возникали у кромки наружной поверхности корневого шва и обычно служили началом разрыва при расплавлении железо-ниобиевой эвтектики Однако в некоторых случаях такие дефекты при последующих проходах в конечном итоге заплавлялись. Склонность к образованию трещин увеличивалась при использовании высокопрочнога присадочного металла Ni rex . [c.81]

Влияние углерода на образование горячих трещин в аустенитных швах весьма своёьбразно. Сварщики привыкли считать, что углерод — вредная примесь, вызывающая трещины при сварке углеродистых и низколегированных сталей. Вследствие этого естественно стремление максимально снижать содержание углерода в сварных швах этих сталей. [c.198]

В первоначальных теориях коррозионного растрескивания рассматривался двухстадийный процесс сначала электрохимическая реакция создает точечное поражение, являющееся концентратором напряжений, от которого затем распространяется на короткое расстояние трещина, после чего электрохимическая реакция повторяется. На такое двухстадийное развитие процесса в низкоуглеродистых сталях в нитратных растворах и в некоторых алюминиевых сплавах указывали внезапные всплески потенциала образцов, неравномерное их удлинение (затруднительное для объяснения, если образцы содержат много трещин) и акустические методы. В аустенитных нержавеющих сталях двухстадийный процесс не был обнаружен. Неравномерное распространение трещин в низкоуглеродистых сталях можно объяснить выделениями по границам зерен или связать с известными интерметаллическими соединениями в некоторых алюминиевых сплавах. Однако аустенитные нержавеющие стали являются сплавами с высокой вязкостью, и маловероятно, что в них возможно существование надреза, служащего концентратором напряжений и способного вызвать образование коротких трещин хрупкости скорее всего пластическая релаксация приведет к затуплению соотвествующего острия. Подобное же возражение можно высказать относительно коррозионного растрескивания а-латуней, хотя было Доказано, что в их локальных областях ближнего порядка могут существовать хрупкие трещины [115]. [c.185]

Помимо прямых методов экспериментального определения сопротивления сплавов образованию горячих трещин, существуют косвенные оценка по диаграммам состояния, основанная на представлении об увеличении склонности сплавов к образованию горячих трещин с расширением эффективного интервала кристаллизации [30] по количеству ферритной фазы в аустенитных сталях в соответствии с диаграммами Шеффлера [4, с. 141] по эквиваленту углерода для сталей [35] или по другим условным показателям. [c.115]

При испытании, описанном в работе [37], образец, состоящий из двух пластин размером 30X60X0 мм, зажимают в губках приспособления и проплавляют испытываемым электродом. Зазор между пластинами выдерживают постоянным. Одна из губок неподвижна, другая может перемещаться под действием пружины на заданную величину. Пружина развивает усилие в 5 или 10 кн (500 или 1000 кГ). Величину деформации регулируют набором вкладышей перед упором. Деформируя шов при различных температурах, определяют границы температурного интервала хрупкости изменяя величину деформации, находят пластичность металла шва при данной температуре. Результаты испытаний используют для построения кривой пластичности в ТИХ. Пример таких кривых для аустенитных швов с различным количеством ферритной фазы приведен в работе [37]. Известно, что увеличение содержания феррита в аустенитных сталях способствует предотвращению образования горячих трещин [4, с. 141]. Испытания по методу МВТУ показали, что по мере увеличения в стали количества а-фазы [c.115]

Вольфрам. Вольфрам образует устойчивые сложные карбиды, которые, находясь в аустенитной основе стали, сообщают ей высокие механические свойства при повышенных температурах. Поэтому вольфрам вводится в аустенитные стали, работающие в условиях высоких температур, давлений и нагрузок. Эти стали обладают также высокой ползучеустойчивостью. Вольфрам несколько повышает коррозийную стойкость аустенитных сталей, а также сопротивляемость межкристаллитной коррозии. Вольфрам способствует образованию б-фазы в хромоникелевых сталях как ферритизатор, он почти в 2 раза сильнее хрома. Однако вольфрам придает стали некоторую хрупкость. Для предотвращения образования трещин в процессе резки нержавеющих сталей мартенситного класса, содержащих вольфрам, необходимо перед резкой металл подогревать до 300—420°, а после резки подвергать отпуску при 650—760°. [c.27]

Особое место занимает композиция сварных соединений из зака ливающихся сталей перлитного класса с аустенитными швами Такое разнородное сварное соединение позволяет заметно умень шить возможность появления холодных трещин в околошовной зоне Образование зоны сплавления и прослоек переходного состава При совместной кристаллизации двух разнородных сталей в зоне сплавления обычно образуются переходные структуры. Появление их связано с образованием на границе раздела зерен с разными кристаллическими решетками. [c.396]

Высоколегированные стали и сплавы более склонны к образованию трещин, чем низкоуглеродистые. Горячие трещины появляются большей частью в аустенитных сталях, холодные — в закаливающихся сталях мартенситного и мартенситно-ферритного классов. Кроме этого, коррозионностойкие стали, не содержащие титана или ниобия или легированные ванадием, при нагревании выше 500°С теряют антикоррозионные свойства по причине выпадения из твердого раствора карбидов хрома и железа, которые становятся центрами коррозии и коррозионного растрескивания. Термической обработкой (чаще всего закалкой) можно восстановить антикоррозионные свойства сварных изделий. Нагревом до 850°С ранее выпавшие из раствора карбиды хрома вновь растворяются в аустените, а при быстром охлаждении они не выделяются в отдельную фазу. Такой вид термообработки называют стабилизацией. Однако стабилизация приводит к снижению пластичности и вязкости стали. Получение высокой пластичности, вязкости и одновременно антикоррозийности сварных соединений возможно нагревом металла до температуры НХХ П5() С и бысфым охлаждением в воле а-ка 1ка) [c.121]

Сопоставляя циклические свойства двух рассмотренных сталей в исследованном диапазоне температур, можно отметить, что для аустенитной стали 1Х18Н9Т, характеризуемой отсутствием превращений и слабым взаимным влиянием уровней напряжений и времени деформирования на процесс циклического деформирования, эффект времени циклического деформирования и времени выдержки идентичен, в то время как для теплоустойчивой стали, характеризуемой склонностью к образованию трещин, время выдержки слабо влияет, а время деформирования может существенно влиять на циклические свойства. [c.98]

Однако ситуация может измениться, если рассматриваются реальные сплавы, содержащие упрочняющие частицы. Так, из работы [5] следует, что в серии различно ориентированных монокристаллов аустенитной стали в большинстве случаев наблюдались плоские поверхности разрушения, в то время как условия их образования для монокристаллов ферритной стали оказались более жесткими. Сказанное относится ко второй стадии развития трещин усталости, когда механизм пластичных бороздок является основным механизмом роста трещины, а первая стадия занимает лишь фазу зарождения в общем процессе разрушения. Монокристаллы сплава на никелевой основе, упрочненные у -фазой, проявили склонность к распространению трещины целиком на первой стадии (на цилиндрических образцах при пульсирующем растяжении) [6, 7J. В этом случае механизм понере-менного скольжения при раскрытии трещины вообще не реализовался. [c.147]

Аустенитные стали имеют, как правило, однофазную микроструктуру. Основными исключениями являются присутствие б-феррита (при наличии в достаточном количестве стабилизирующих его элементов, таких как хром, кремний или титан) и образование (в некоторых сталях) индуцированного деформацией мартенсита. Мартенсит может быть представлен или о, ц. к. а -фазой, или г. п. у. 8-фазой, или обеими фазами вместе в зависимости от стали. Согласно некоторым данным присутствие б-фазы повышает стойкость против КР [66, 91, 96], хотя этот вывод мог быть более однозначным, если бы одновременно были исследованы и стали без феррита [66, 91]. При испытаниях в водороде, где основным эффектом является уменьшение параметра относительного сужения, наличие 6-феррита влияет на морфологию разрушения растрескивание происходит по границам аустенита и б-фазы [97]. В сталях 304А и 3095 такое изменение морфологии разрушения не сопровождалось дополнительным уменьшением относительного сужения по сравнению со сплавом без феррита [72, 97, 98], Можно предположить, что б-феррит способен оказывать влияние на распространение трещины либо как менее растрескивающаяся фаза, либо как фаза, в которой затруднен процесс электрохимического заострения вершины трещины (этот процесс будет более подробно рассмотрен в дальнейшем) [60, 64]. Поскольку при испытаниях в водороде этот процесс не происходит, в этих условиях (потери вязкости) роль б-феррита должна быть другой. [c.75]

В середине 50-х годов Б. И. Медовар и С. М. Гуревич (ИЭС) разработали для сварки высоколегированных сталей и сплавов принципиально новые флюсы — бескислородные или галоидные, которые внесли коренные изменения в металлургию сварки аустенитных сталей [157]. Эти флюсы дали возможность применять титансодержаш ие электродные проволоки и значительно повысить стойкость сварных швов против образования горячих трещин. Создание галоидных флюсов позволило успешно решить задачу автоматизации сварки сплавов алюминия и титана, ряда новых марок жаропрочных и нержавеющих сталей и сплавов. Больше того, создание указанных флюсов сделало автоматическую сварку под флюсом вполне конкурентоспособной в отношении сварки новых материалов и сплавов — с аргонодуговой сваркой. Например, применение автоматической сварки полуоткрытой дугой по слою флюса алюминия и его сплавов оказалось более эффективным, чем аргоно-дуговая сварка. [c.124]

Заварка пороков литых стальных деталей. Необходимость в исправлении пороков фасонного стального литья при ремонте арматуры может возникнуть в связи с обнаружением дефектов, образованием трещин на деталях, подлежащих ремонту, или при обнаружении дефектов на запасных деталях или заготовках, предназначенных для ремонта. Заваркой можно исправить трещины и раковины при условии, что масса удаленного металла в каждой вырубке не должна превышать 2,5% массы отливки, а суммарная масса удаленного металла —5%. Отливки, имеющие дефект в виде ситовидной пористости из-за некачественного металла, к заварке не допускаются. Дефекты обычно заваривают электродуговьш методом с применением электродов марок УОНИ 13/45, ОЗС-4, ОЗС-6, AHO-G для отливок из углеродистой стали 15Л, 20Л и 25Л и электродов, указанных в табл. 6.4, для отливок из аустенитной стали. Рекомендуемые режимы сварки приведены в табл. 6.5 и 6.6. Наиболее качественная заварка углеродистых отливок обеспечивается в защитной среде углекислого газа, а аустенитных — при использовании аргонодуговой сварки. [c.278]

Р. А. Козловым и Г. Л. Петровым [2] установлено, что при сварке марганцево-алюминиевой аустенитной стали с ростом а-фазы в металле шва снижается склонность его к образованию горячих трещин. Однако чрезмерно большое количество а-фазы гфгшодит к резкому снижению пластичности металла. Установлены предельЕ количества а-фазы в металле сварного шва минимальный предел — не менее 0,5%, максимальный — для высокоуглеродистой стали от 3 до А%, а для низкоуглеродистой около 6—7%. [c.192]

При сварке стали Гадфильда учитываются следующие её особенности а) теплопроводность стали Гадфильда в 4—6 раз меньше, а коэфициент теплового расширения в 1,9 раза больше, чем у. малоуглеродистой стали, что обусловливает возможность появления холодных трещин как в наплавленном металле, так и в зоне термического влияния б) литейная усадка в 1,6 раза больше усадки малоуглеродистой стали, что может привести к появлению горячих трещин в) при нагревании аустенитная структура переходит в мартенситную, вследствие чего в зоне термического влияния возможно образование трещин. [c.429]

Коррозионное растрескивание аустенитных стале й на тепловых электростанциях. Аустенитные стали в условиях работы теплоэнергетических установок (котлов, парогенераторов, реакторных установок) могут подвергаться нескольким видам коррозии под напряжением. Так, нержавеющие стали этого класса, нелигированные титаном, ниобием или танталом, склонны к образованию трещин межкристаллитной коррозии. С металлографической точки зрения, этот вид коррозионного разрущения металлов и сплавов характеризуется образованием начальных трещин и ответвлений от основной трещины по границам зерен. При дальнейщем развитии коррозии этого вида, связанном с появлением концентраторов напряжений, также возможно образование транскристаллитных трещин. Кроме того, аустенитные стали, легированные титаном и ниобием и особенно нелегированные ими, в условиях работы теплоэнергетических установок тоже подвергаются межкристаллитной коррозии. Трещины межкристаллитной и кислотной коррозии под напряжением образуются на участках металла с наибольшими напряжениями и обязательно с той стороны, где волокна металла растянуты. Наиболее характерными признаками такой коррозии являются [c.340]

Сварочные деформации предотвращают обычными методами, применяемыми при изготовлении сварных конструкций. Вместе с тем режимы сварки аустенитных сталей должны характеризоваться высокими скоростями, пониженным напряжением дуги и минимальным током. Полностью предотвратить образование горячих трещин предварительным подогревом или созданием принудительного сжатия металла шва и околошовных зон при помощи специальных приспособлений невозможно. В конструкциях, работающих при температуре до 600—650° С, эффективным средством борьбы с горячими трещинами является выполнение шва с аустенитно-ферритной структурой. Для этого применяют электроды и сварочные проволоки с повыщенным содержанием ферритообразующих элементов (хрома, молибдена, вольфрама и ниобия). В связи с вредным влиянием углерода на стойкость сварных швов при сварке сталей типа Х18Н10Т не рекомендуется применять проволоку, имеющую на поверхности следы графитовой смазки. [c.145]

Шую глубину oплafiЛяюt я границы зёреН в яоНе сплавления и тем шире получается эта зона. В зоне сплавления, в которой металл нагревается до температур между линией солидуса основного металла и линией солидуса легкоплавких составляющих, зерна разобщены жидкими прослойками. С расширением зоны сплавления увеличивается опасность разобщения зерен, промежутки между которыми не будут заполнены прослойкой жидкого металла. Мелкозернистая аустенитная сталь с чистыми границами зерен менее склонна к образованию около-шовных трещин, чем крупнозернистая с легкоплавкими прослойками между зернами. [c.185]

Зарубежный опыт (США, Англия, ФРГ) применения аустенитных сталей в паропроводах паросиловых установок на сверхвысокие параметры пара оказался вначале также неудачным из-за массового образования трещин в сварных соединениях. В США были обнаружены трещины на паропроводах из стали 304, близкой по составу к стали Х18Н12Т, но не содержащей титана, и на паропроводах из стали 347, в которой при одинаковом со сталью Х18Н12Т содержании хрома и никеля для стабилизации вместо титана использован ниобий. Установки, на которых имеются аустенитные паропроводы, проработали в США уже около 10—15 лет. [c.199]

В то же время не все марки аустенитных электродов могут быть рекомендованы для сварки аустенитной стали с перлитной. Так, широко используемые электроды на базе проволоки Х18Н9 (типа ЭА-1 или ЭИ-1Б), структурное состояние наплавленного металла которых определяется точкой Е на диаграмме (фиг. 17), для разнородных соединений применять нецелесообразно, так как уже при относительно небольшом перемешивании (свыше 10%) с перлитной сталью структура металла шва содержит мартенсит и шов обладает низкоД сопротивляемостью образованию трещин. Поэтому желательно использование электродов, обладающих большим запасом аустенитности по сравнению с электродами типа ЭА-1. [c.46]

Стыковое сварное соединение цилиндра с цилиндром наиболее важно для труб парогенератора. Возникающие при этом дефекты представляют серьезную проблему из-за большого числа сварных швов в парогенераторе. Основными из них являются непровар, пористость и воздушные пузыри (рис. 7.5) [6]. Большинство обычно используемых материалов не подвержено трещинообразо-ванию, однако трещины могут возникнуть при сварке мартенсит-ных и стареющих аустенитных сталей. Некоторые стали, относительно редко применяемые в парогенераторах, особенно чувствительны к трещинам. В частности, образование трещин в зоне термического влияния очень трудно предотвратить в мартенсит-ной стали с 12% Сг, потому что объемные изменения связаны с мартенситным переходом. Никелевые стали также склонны к трещинообразованию как в сварном шве, так и в зоне термического влияния. Трещинобразование в сталях с 12% Сг можно предотвратить, используя их предварительный нагрев, а в никелевых сплавах — используя специальный присадочный металл, например проволоку 1псо А , и в обоих случаях можно свести к минимуму при ограничении тепловой мощности дуги и использовании высококачественных проволочных электродов или при применении пульсирующей дуги. Очень серьезная проблема при сварке труб парогенератора связана с наплавом, получающимся на внутренней стороне трубок. Обычно его пытаются удалить при протяжке, но этот способ не очень эффективен, особенно когда сварной шов находится в центральной части длинной трубы. Первоначально многие сварные узлы такого рода получали контактной стыковой сваркой, причем в критический момент в трубу под давлением подавали инертный газ, чтобы предотвратить натек металла внутрь. К сожалению, уловить четкую грань между образованием наплава и полным требуемым проплавлением в этом случае очень трудно, так как даже случайные колебания элект- [c.75]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...