Размещено на http://www.allbest.ru/

Учебное издание

КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ МЕТАЛЛОВ ПРИ СВАРКЕ

Петренко Владимир Романович

Усачёва Лариса Владимировна



Оглавление

1. Природа и механизм образования холодных трещин при сварке

2. Меры предупреждения образования холодных трещин при сварке

3. Высоколегированные стали

4. Особенности сварки меди

5. Особенности сварки никеля

6. Особенности сварки алюминия и его сплавов

Заключение

Библиографический список



1. Природа и механизм образования холодных трещин при сварке

Образование холодных трещин в шве или околошовной зоне обусловлено недостаточной деформационной способностью металла, особенно границ зерен, при резком изменении напряженного состояния в процессе фазовых и структурных превращений во время охлаждения.

При сварке закаливающихся сталей холодные трещины возникают при температурах, когда превращение основной части аустенита уже произошло, но может продолжаться превращение остаточного аустенита. Эти температуры лежат ниже 200° С. Часто трещины могут образоваться при комнатных температурах, спустя длительное время после завершения процесса сварки.

Наиболее часто холодные трещины возникают в сварных соединениях средне- и высоколегированных сталей перлитного и мартенситного классов, восприимчивых к закалке. Поэтому трещины этого типа часто называют закалочными. Реже они образуются в низколегированных феррито-перлитных сталях и высоколегированных аустенитных сталях.

Холодные трещины развиваются как по границам зерен, так и в теле зерна. Они могут распространяться замедленно, а при некоторых условиях и мгновенно, особенно в том случае, когда в сварном соединении возникают большие реактивные напряжения.

По расположению трещины разделяются на продольные и поперечные, распространяющиеся в шве и зоне термического влияния. Продольные трещины, распространяющиеся по зоне сплавления, называются отрывами, а по околошовной зоне - отколами.

Представления о природе холодных трещин, основываются на закалочной и водородной гипотезах. При сварке металлов и сплавов, претерпевающих фазовые и структурные превращения, в сварных соединениях развиваются напряжения, обусловленные неравномерным нагревом и охлаждением, изменением удельного объема в процессе фазовых превращений и разностью теплофизических и механических свойств отдельных участков соединения. Эти напряжения уравновешиваются в макрообъемах металла.

Изменение удельного объема и коэффициента объемного расширения при превращениях аустенита, анизотропность коэффициента объемного расширения в зернах с разной ориентировкой приводят к появлению напряжений между зернами. Разность сопротивления деформациям исчезающей и возникающей фаз приводит к неравномерной релаксации напряжений и вызывает их концентрацию в отдельных участках двухфазного объема стали, что в совокупности с низкими пластическими свойствами металла в околошовной зоне вследствие перегрева и закалки снижает деформационную способность металла.

В образовании холодных трещин при сварке сталей и сплавов титана существенную роль играет водород. В сварных соединениях стали атомарный водород перемещается путем диффузии из металла шва в околошовную зону, где скапливается в микропустотах и в несовершенствах кристаллической решетки. При соединении атомарного водорода в молекулы развиваются высокие давления, которые ведут к развитию в окружающих объемах металла напряжений второго рода. Возможна также адсорбция водорода на поверхности или в вершине образовавшейся микротрещины, в результате чего сильно снижается прочность металла.

При сварке титановых сплавов влияние водорода связано с гидридным превращением, протекающим с изменением объема. Это превращение начинается при температуре ниже эвтектоидной (325 °С) и развивается в течение некоторого времени при комнатной температуре. Характер распределения гидридов зависит от скорости охлаждения: при малых и средних скоростях они выделяются по границам зерен, а при большой скорости распределяются равномерно по объему зерна. Образование холодных трещин при сварке -сплавов титана с суммарным содержанием кислорода и азота 0,14…0,17 % становится возможным уже при содержании водорода 0,01 %.

2. Меры предупреждения образования холодных трещин при сварке

Холодные трещины возникают главным образом в сварных соединениях сталей перлитного и мартенситного классов, у которых при неправильном выборе технологии и режима сварки возможно образование закалочных структур в околошовной зоне.

Мерами предупреждения образования холодных трещин могут быть следующие.

1. Ограничение содержания в основном металле углерода и легирующих элементов, таких как марганец, никель, хром и молибден, повышающих склонность, металла к закалке. Это требование следует учитывать в первую очередь при выборе марки стали для сварной конструкции. Необходимо уменьшать содержание этих элементов и в металле шва. Кроме того, нельзя допускать наличие дефектов в основном металле в виде шлаковых включений и расслоев.

2. Обеспечение однородности металла шва с основным металлом по химическому составу, структуре и объемному эффекту превращения переохлажденного аустенита. Это позволяет уменьшить перепад продольных напряжений на границе между швом и основным металлом, а, следовательно, снизить вероятность образования продольных околошовных трещин. Следует также максимально ограничивать содержание водорода в металле шва. Это достигается, в частности, при замене переменного тока постоянным и при использовании флюсов сухой грануляции вместо флюсов мокрой грануляции.

3. Регулирование термического цикла сварки путем выбора оптимальных режимов. Во время медленного охлаждения сварного соединения при температурах ниже точки А ₁ тормозится мартенситное превращение и развиваются преимущественно перлитное и промежуточные превращения. Это достигается применением источников теплоты повышенной мощности и низкой скоростей сварки. Замедление охлаждения влияет благоприятно не только из-за смещения превращения аустенита, но и вследствие развития процессов самоотпуска мартенсита при температурах 150…300° С. Благодаря самоотпуску мартенсита упорядочиваются кристаллическое строение металла и его пластичность.

Если изменением режима сварки появление холодных трещит устранить не удается, то рекомендуется применять предварительный или сопутствующий подогрев до температуры 200…300° С. Сочетая подогрев с режимами сварки с низкой погонной энергией, удается избежать перегрева в околошовной зоне и значительно снизить скорость охлаждения в температурном интервале превращения аустенита. При сварке мощными источниками теплоты сочетание этих двух условий не всегда осуществимо.

Подогрев осуществляется электрическими индукторами или пламенем газовых горелок. Такой же эффект достигается при каскадной сварке, при наложении слоев с максимальными перерывами, а также при многодуговой автоматической сварке последовательно расположенными дугами.

4. Снижение жесткости сварной конструкции и устранение закреплений свариваемых элементов.

5. Применение термообработки сразу после сварки, пока не возникли холодные трещины (низкий или высокий отпуск). Такая термообработка осуществляется нагревом индукторами или газовым пламенем. Можно накладывать дополнительный отжигающий слой.

6. Предварительная наплавка кромок аустенитным или ферритным металлом, не закаливающимся при сварке. При наплавке такого слоя напряженное состояние на границе основной металл - наплавка более благоприятное, чем при сварке шва. Кроме того, при последующем заполнении разделки околошовная зона в основном металле подвергается отпуску и пластичность ее повышается. Этот метод применяется в тех случаях, когда термообработка сварных соединений по тем или иным причинам не представляется возможной.

Для ответственных и тяжелонагруженных конструкций из среднелегированных закаливающихся сталей, не подвергающихся после сварки термической обработке, сварные соединения выполняют с аустенитными швами. Аустенитный шов имеет высокую пластичность и вязкость, обладает высокой стойкостью против образования трещин в околошовной зоне. Сварку производят проволокой аустенитного класса на постоянном токе прямой полярности или трехфазной дугой. Это позволяет при достаточной производительности сварки уменьшить разбавление металла шва основным металлом. Подбором состава проволок удается обеспечить стойкость металла шва против образования горячих трещин. Этот метод обладает, однако, тем недостатком, что металл шва имеет пониженную прочность, возможны отрывы по зоне сплавления.

3. Высоколегированные стали

К высоколегированным относятся стали, содержащие более 10 % легирующих элементов. Они содержат, как правило, небольшое количество углерода - до 0,25 %.

В зависимости от основных свойств высоколегированные стали делятся на следующие группы: коррозионностойкие (нержавеющие) стали - обладают высокой стойкостью против химической и электрохимической коррозии; жаростойкие (окалиностойкие) стали - обладают стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах выше 550° С; жаропрочные стали - способны работать в нагруженном состоянии при высоких температурах в течение определенного времени.

Основными легирующими элементами высоколегированных сталей являются хром и никель. Они определяют основные свойства высоколегированных сталей. В качестве легирующих элементов применяют также молибден, титан, ванадий, кремний, марганец, ниобий, вольфрам и др.

Хром является основным химическим элементом, обеспечивающим коррозионную стойкость стали. При введении в сталь 12 % Сr ее электрохимический потенциал становится положительным, и она резко увеличивает свою коррозионную стойкость - становится нержавеющей. При содержании Сr ? 25 % наблюдается повторный скачок коррозионной стойкости, что позволяет поддерживать ее на высоком уровне при повышенных температурах. Сталь становится жаростойкой.

Влияние Сr на структуру стали выражается в том, что он сужает область существования г-фазы и стабилизирует б-фазу. При содержании хрома более 12 % сталь во всем температурном интервале - от температур кристаллизации до комнатных - сохраняет однофазную ферритную структуру, поэтому считается, что хром является ферритизатором.

Введение в сталь никеля, наоборот, расширяет г-область и понижает температуру г-б-превращения. При введении в сталь более 20 % Ni температура начала распада аустенита становится ниже 20°С и сталь в обычных условиях сохраняет чисто аустенитную структуру, поэтому Ni называют аустенитизатором. Никель также увеличивает коррозионную стойкость стали и ее жаропрочность, так как г-фаза обладает большей жаропрочностью, чем б-фаза.

Комбинируя содержанием в стали Сr, Ni и других легирующих элементов, можно получить стали различной структуры. Определить структуру стали в зависимости от ее химического состава позволяет диаграмма Шеффлера (рис. 1). По оси X в диаграмме отложен химический эквивалент хрома - Экв Сr, по оси У - химический эквивалент никеля - Экв Ni.

В химическом Экв Сr объединены все легирующие элементы, которые аналогично Сг расширяют область феррита при их введении в сталь. Их влияние приведено к влиянию Сr через соответствующие коэффициенты. В Экв Ni объединены элементы-аустенитизаторы. Значения коэффициентов в формулах Экв Сr и Экв Ni определяются эмпирическим путем, поэтому несколько отличаются одно от другого в разных литературных источниках.

Приводим наиболее распространенные формулы:

Экв Cr = Cr+Mo+2Ti+2Al+Nb+W+0,5Ta+l,5Si; (15)

Экв Ni = Ni+30C+30N+Co+0,5Mn. (16)

Из диаграммы Шеффлера следует, что все высоколегированные стали делятся на следующие структурные классы: аустенитные (А); ферритные (Ф); аустенитно-ферритные (А+Ф); мартенситные (М); мартенситно-ферритные (М+Ф); мартенситно-аустенитные (М+А).

Рис. 1. Зависимость между химическим составом и структурой высоколегированных сталей (диаграмма Шеффлера)

Аустенитные стали - наиболее многочисленная группа высоколегированных сталей. Они, как правило, легируются Сr >16 % и Ni >7 %, что придает им коррозионную стойкость, жаропрочность, а при Сr>20 % - жаростойкость. Дополнительно стали легируются молибденом, ванадием, титаном, ниобием. Они содержат небольшое количество углерода - до 0,20 %, имеют прочность на уровне низколегированных конструкционных сталей у_в=500-600МПа и высокую пластичность. Наиболее распространенными марками сталей являются 08Х 18Н 10Т; 12Х 18Н 10Т; 08Х 18Н 12Б; 10Х 17Н 13МЗТ; 03Х 16Н 15МЗ; 20Х 23Н 13; 08Х 20Н 14С 2 и др. Применяются в химическом, нефтяном, энергетическом машиностроении для конструкций, работающих в широком диапазоне температур - от отрицательных до положительных.

Вследствие того, что в исходном состоянии структура стали аустенитная, а также из-за наличия большого количества легирующих элементов некоторые физические свойства аустенитных сталей существенно отличаются от свойств углеродистых сталей, что оказывает влияние на процесс сварки. Стали аустенитного класса имеют теплопроводность, которая примерно в четыре раза ниже, чем у низкоуглеродистых, а коэффициент линейного расширения в 1,5 раза выше. При сварке это приводит к более неравномерному нагреву, увеличению деформаций и напряжений.

Стали аустенитного класса имеют высокое электрическое сопротивление (в 3-5 раз выше, чем у низкоуглеродистых сталей), что вызывает более сильный нагрев электрода при ручной сварке или вылета проволоки при механизированных способах сварки. Аустенитные стали неферромагнитны, что позволяет магнитными способами осуществлять их сортировку.

Остановимся на основных трудностях, встречающихся при сварке сталей данного структурного класса.

Первой сложностью является повышенная склонность аустенитных сталей к образованию кристаллизационных трещин, что объясняется следующими причинами:

- однофазной структурой шва, которая способствует беспрепятственному росту кристаллов и снижению пластичности;

- увеличенной литейной усадкой расплавленного металла шва, что вызвано повышенным коэффициентом линейного расширения;

- значительными растягивающими напряжениями, которые связаны с неравномерным нагревом металла, вызванным пониженной теплопроводностью стали;

- многокомпонентным легированием, которое увеличивает вероятность попутного попадания в шов элементов, способствующих образованию легкоплавких эвтектик (S; Р; Рb; Zn и др.).

Основные направления борьбы с кристаллизационными трещинами при сварке аустенитных сталей следующие.

1. Создание в шве двухфазной аустенитно-ферритной структуры. Одновременное выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и феррита приводит к измельчению и дезориентации структуры, т.е. уменьшению сечения столбчатых кристаллов и утончению межкристаллитных прослоек, разделенных участками первичного д-феррита. Уже 3-5 % феррита достаточно, чтобы вероятность образования кристаллизационных трещин уменьшилась. Двухфазную структуру получают за счет использования сварочных проволок, дополнительно легированных элементами-ферритизаторами, обычно хромом. Однако стремление получить аустенитно-ферритную структуру на глубоко аустенитных сталях, содержащих более 15 % Ni, требует введения большого количества ферритообразующих элементов, что может привести к потере пластичности в результате образования хрупких интерметаллидов хрома. Для таких сталей целесообразно легирование проволоки Nb и Ti, которые образуют мелкодисперсные карбиды, препятствующие росту зерна.

2. Ограничение (особенно при сварке глубоко аустенитных сталей, расположенных на диаграмме Шеффлера далеко от ферритной границы) в основном и наплавленном металле вредных (сера, фосфор) и ликвирующих (свинец, олово, висмут) примесей, а также газов кислорода и водорода. Для этого следует применять режимы, уменьшающие долю основного металла в шве, и использовать стали и сварочные материалы с минимальным содержанием названных примесей. Техника сварки должна обеспечивать минимальное насыщение металла шва газами. Этому способствует применение при сварке постоянного тока обратной полярности. При ручной сварке следует поддерживать короткую дугу и сварку вести без поперечных колебаний. При сварке в защитных газах, чтобы предупредить подсос воздуха, следует поддерживать коротким вылет электрода и выбирать оптимальными скорость сварки и расход защитного газа. Необходимо также применять меры к удалению влаги из флюса или покрытия электродов, выполняя их необходимую прокалку.

3. Регулирование процесса кристаллизации шва, что может осуществляться различными способами. Во-первых, необходимо правильно выбирать форму шва, что влияет на направление роста кристаллов. Направление роста кристаллов не должно совпадать с направлением действия растягивающих напряжений, как это происходит для узких и глубоких швов. Кроме того, неблагоприятная форма шва влияет на ликвацию примесей, вследствие чего они сосредоточиваются в центре шва и ослабляют его, поскольку являются источником образования легкоплавких эвтектик. Во-вторых, при полуавтоматической сварке целесообразны поперечные колебания проволоки, что изменяет схему кристаллизации и уменьшает вероятность трещин. В-третьих, при автоматической сварке целесообразно использовать электромагнитное перемешивание сварочной ванны (ЭМП). При ЭМП на жидкую сварочную ванну воздействуют переменным магнитным полем, вследствие чего в расплавленном металле возникают вихревые токи. Взаимодействуя с магнитным полем, они заставляют металл перемещаться, что затрудняет беспрепятственный рост кристаллов и измельчает зерно.

Уменьшение силового фактора (растягивающих напряжений), возникающего в результате термического цикла сварки. Снижение его действия достигается уменьшением тока по сравнению со сваркой углеродистых сталей на 10-30 %, заполнением разделки швами небольшого сечения и устранением жестких закреплений свариваемых кромок.

Второй сложностью при сварке аустенитных сталей является возможная потеря коррозионных свойств сварными швами. Это может произойти в результате взаимодействия хрома с углеродом и образования карбида хрома. Эта реакция особенно интенсивно происходит при температурах 600-750°С, вследствие чего пограничные слои зерен обедняются хромом. Его может стать меньше 12 %, после чего коррозионная стойкость резко падает.

Основными направлениями борьбы с потерей коррозионных свойств являются следующие.

1. Уменьшение содержания углерода в основном металле и металле шва до 0,02-0,03.

2. Дополнительное легирование шва титаном, ниобием, ванадием за счет большего содержания этих элементов в сварочной проволоке, чем в стали. Обладая большим сродством к углероду, Ti, Nb, V вступают с ним в реакцию и предотвращают образование карбидов Сг.

3. Применение высоких скоростей охлаждения швов в интервале температур 600-800° С, при которых происходит интенсивное образование карбидов хрома. Это позволяет снизить время пребывания шва и околошовной зоны при данных температурах. Осуществляется за счет ограничения сварочного тока, уменьшения размеров швов, принудительного охлаждения.

4. Проведение термообработки - закалки или отжига. При температуре Т>800°С карбиды хрома растворяются. В большинстве случаев при сварке аустенитных сталей термообработка не требуется. Ее применяют тогда, когда в состоянии после сварки соединения проявляют склонность к межкристаллитной или ножевой коррозии либо предназначены для работы в условиях, вызывающих коррозионное растрескивание.

Аустенитные стали свариваются различными способами: ручной сваркой, под флюсом, в среде защитных газов, электрошлаковой сваркой.

При сварке в СО₂ происходит науглероживание металла шва и снижается стойкость против межкристаллитной коррозии вследствие образования карбидов Сr. Одновременно окислительная атмосфера, создаваемая в дуге за счет диссоциации углекислого газа, способствует угару до 50 % титана и алюминия. В связи с этим сварочная проволока должна содержать большее количество карбидообразующих элементов - титана, ниобия. Усложняет процесс сварки в СО₂ и повышенное разбрызгивание, при котором происходит достаточно сильное прилипание брызг. Места падения брызг, а также зоны плотного сцепления оксидных пленок с металлом могут стать очагами коррозии.

Ферритные стали. К ферритному классу относятся стали с содержанием Сr>17 % при одновременном отсутствии никеля и малом содержании углерода (С<0,15 %). По коррозионной стойкости они не уступают аустенитным, но превосходят их по жаростойкости. Прочность сталей относительно невелика (у_в=400-450 МПа). Они предназначены для работы в условиях малого нагружения и хорошо противостоят коррозионному растрескиванию при соприкосновении с агрессивными газами при высокой температуре. Ферритные стали применяются в химической, энергетической, пищевой промышленности. Основными марками являются 08Х 17Т; 15Х 25Т; 08Х 17М 2Т; 08Х 23С 2Ю.

Основная трудность при сварке - снижение ударной вязкости металла под действием высоких температур, которое происходит в первую очередь из-за интенсивного роста зерна, обусловленного однофазной ферритной структурой. Наиболее крупные зерна находятся на участке перегрева сварного соединения. Здесь величина зерна может достигать в сечении 1мм. Протяженность участка с пониженной ударной вязкостью распространяется на 2-3 мм, непосредственно примыкающих к линии сплавления и подверженных нагреву выше температуры 1100°С.

Основными способами предотвращения охрупчивания являются создание в шве двухфазной структуры и легирование металла энергичными карбидообразующими элементами.

Двухфазная аустенитно-ферритная структура имеет более мелкое и дезориентированное зерно, что обеспечивает более высокую пластичность сварного соединения. Создание в шве двухфазной структуры осуществляется обычно за счет применения сварочных проволок, легированных никелем.

Легирование шва карбидообразующими элементами Ti и Nb, имеющими большее сродство к углероду, чем хром, приводит к образованию карбидов Ti и Nb, имеющих высокую температуру плавления. Располагаясь по границам зерен, карбиды препятствуют их росту и, таким образом, делают структуру более мелкозернистой. Одновременно происходит предотвращение образования карбидов хрома, что способствует повышению коррозионных свойств. высоколегированная свойство сварка трещина

Изделия из ферритной стали толщиной более 8-10 мм рекомендуют сваривать с предварительным подогревом до температуры 150-200 °С, что снижает уровень сварочных напряжений. Подогрев до более высоких температур может привести к повышенному росту зерна при сварке. К такому же результату может привести и сварка на форсированных режимах. Поэтому сварку ферритной стали выполняют на минимальных погонных энергиях.

Термическая обработка ферритных сталей не обеспечивает измельчения зерна, но высокотемпературный отпуск по режиму, рекомендованному для свариваемой стали (от 700 до 800 °С), способствует снижению остаточных сварочных напряжений.

Аустенитно-ферритные стали содержат меньшее количество Ni, чем аустенитные стали, поэтому они дешевле. Имеют достаточно высокую коррозионную стойкость. В связи с тем, что жаропрочность аустенитно-ферритных сталей ниже, чем аустенитных, они применяются для конструкций, эксплуатирующихся при температурах не выше 300°С. Прочность сталей на уровне у_в=600-700МПа.

Основными марками являются 08Х 22Н 6Т; 12Х 21Н 5Т; 08Х 21Н 6М 2Т. Они используются как заменители распространенной стали 08Х 18Н 10Т в химической промышленности. Сталь 08Х 22Н 6Т стойкая в азотной кислоте: при 65 % концентрации - до температуры 50 °С, при 56 % - до 70 °С, при 30 % - до температуры кипения.

Основная сложность при сварке - склонность к охрупчиванию при повышенных температурах. Механизм охрупчивания несколько иной, чем для ферритных сталей, так как двухфазная аустенитно-ферритная структура меньше склонна к росту зерна.

В аустенитно-ферритных сталях охрупчивание может быть вызвано несколькими причинами.

1. Образование так называемой у-фазы, которое происходит при длительной выдержке при повышенных температурах. у-фаза является промежуточной структурной составляющей в превращении г>б, поэтому она наиболее характерна для двухфазных структур А+Ф. Она обладает пониженной ударной вязкостью, что снижает эксплуатационные характеристики сварного соединения.

Образование у-фазы происходит в интервале температур 650-850°С, поэтому при охлаждении сварного шва необходимо проходить этот интервал с максимальной скоростью, сокращая время, в течение которого происходит сигматизация.

Предотвратить сигматизацию можно в определенной степени ограничением содержания в швах молибдена, ванадия, хрома и кремния.

2. Второй причиной снижения ударной вязкости в околошовной зоне при сварке аустенитно-ферритных сталей является 475-градусная хрупкость.

Она вызывается процессами внутрифазного перераспределения хрома в высоколегированном хромом б-железе без выделения избыточных фаз. В результате перераспределения образуются микрообъемы, обогащенные и обедненные хромом, что вызывает искажение кристаллической решетки, повышение твердости феррита и резкое падение ударной вязкости. Наиболее вероятно проявление 475-градусной хрупкости в сталях, содержащих более 20 % феррита.

Устранить 475-градусную хрупкость можно за счет повторного нагрева до несколько больших температур (Т=500-550°С) с последующим быстрым охлаждением.

При сварке аустенитно-ферритных сталей целесообразно использовать способы сварки с небольшими погонными энергиями. Техника и режимы сварки не отличаются от общепринятых для всего класса нержавеющих сталей. Подготовка кромок под все способы сварки производится механическим способом без термического нагрева.

Мартенситные и мартенситно-ферритные стали. К группе мартенситных относятся стали с содержанием 11-12 % Сr, к группе мартенситно-ферритных - 13-14 % Сr. Легирование другими элементами относительно небольшое. Стали могут содержать до 1 % молибдена, ванадия, ниобия. Содержание углерода в сталях не превышает 0,15-0,2 %.

Наиболее распространенными сталями мартенситного класса являются 15Х 11МФ; 15Х 12ВНМФ; 12Х 11В 2МФ, мартенситно-ферритного - 08X13; 12X13; 20X13. Предел прочности составляет у_в = 600-800МПа. Стали сохраняют достаточно высокую прочность до 650° С, мартенситно-ферритные стали являются коррозионностойкими. Применяются для изготовления лопаток, корпусов, диафрагм и других деталей паровых турбин, узлов химических аппаратов, насосов, теплообменников.

Технология сварки сталей этих структурных классов во многом схожа с технологией сварки среднелегированных сталей. В зависимости от количества мартенситной и ферритной составляющих сварные соединения склонны к образованию холодных трещин или снижению ударной вязкости вследствие роста зерна. При преобладающем количестве мартенсита стали склонны к закалке и образованию трещин. Их сварка без предварительного подогрева почти невозможна (за исключением очень малых толщин). При увеличении в стали феррита возрастает склонность к росту зерна, поэтому необходимо переходить от предварительного к сопутствующему подогреву, который снижает скорость охлаждения.

Одновременно необходимо обеспечить минимальное содержание водорода в сварном шве за счет обязательной прокалки электродов и флюсов, осушения защитных газов, тщательной зачистки свариваемых кромок.

Очень важно снижение так называемого силового фактора, что обеспечивает уменьшение напряжений в металле шва и околошовной зоне. В ряде случаев целесообразно убрать жесткие закрепления, обеспечив возможность свободного деформирования свариваемого изделия.

После сварки как мартенситных, так и мартенситно-ферритных сталей целесообразно проводить термообработку в виде высокого отпуска.

Выбор сварочных материалов связан с условиями эксплуатации конструкции и наличием в технологическом процессе термообработки. Если термообработка проводится, сварочная проволока должна обеспечить химический состав шва, близкий к основному металлу. Если термообработка не проводится и узел не является высоконагруженным, сварку целесообразно осуществлять аустенитными проволоками.

4. Особенности сварки меди

Сварка меди затруднена в связи с ее высокой теплопроводностью (более чем в 4 раза превышает теплопроводность железа), значительным коэффициентом линейного расширения (в 1,5 раза выше, чем у стали), высокой величиной усадки при затвердевании (в 2 раза больше, чем стали), высокой активностью в жидком состоянии по отношению к кислороду, способностью растворять большее количество водорода. Эти свойства меди обуславливают возникновение значительных напряжений и деформаций в процессе сварки, повышенную склонность сварных швов к образованию газовых пор и трещин.

Вследствие высокой теплопроводности меди для ее сварки необходимы мощные источники тепла с концентрированным нагревом и, в ряде случаев, предварительный подогрев.

Из-за высокой теплопроводности меди особые требования предъявляются к типам соединений. Равномерное формирование швов можно получить лишь при симметричном расположении источника нагрева по отношению к свариваемым кромкам. Поэтому технологичными являются стыковые соединения или соединения, приближающиеся к ним по характеру теплоотвода в свариваемые детали, например, угловые, торцовые. Тавровые и нахлесточные соединения из меди трудновыполнимы.

В связи с достаточно большим коэффициентом теплового расширения (1,65?10^-7 1/С) и большой усадкой (4,1 %) меди, для предотвращения образования трещин, вызываемых деформациями и напряжениями, при сварке следует избегать жесткого закрепления свариваемых элементов.

Медь склонная к росту зерна при многослойной сварке, поэтому металл каждого прохода для измельчения зерна проковывают при температурах 600…800 С. Проковку швов нельзя осуществлять в интервале температур 250-550 С, так как при этих температурах уменьшается пластичность меди при одновременном снижении прочности.

Сварные швы меди могут содержать значительное количество пор, образование которых связано с выделением газов из металла в процессе его охлаждения и кристаллизации. Относительно низкая температура плавления и высокая теплопроводность меди значительно ускоряют процесс охлаждения и кристаллизации металла при сварке, что ухудшает условия для выделения растворенных газов из сварочной ванны. Оставшиеся в металле газы создают или пересыщенные растворы газа в металле, или поры. Образование пересыщенных растворов может привести к появлению трещин, так как медь при высоких температурах обладает пониженной прочностью.

На растворимость газов в жидкой меди оказывают влияние легирующие элементы. Алюминий, кремний, цинк, цирконий, титан, бериллий и хром уменьшают пористость швов меди, а марганец, наоборот, увеличивает.

Устранение пористости в сварных швах достигается предварительным подогревом свариваемых изделий, уменьшением скорости сварки, рациональным выбором защитного газа.

Медь по сравнению с другими металлами, например, нержавеющей сталью, обладает высокой адсорбционной способностью. Поэтому для снижения пористости в наплавленном металле требуется особенно тщательная подготовка поверхности.

При сварке меди может происходить ее окисление. В связи с ограниченной по времени возможностью металлургической обработки металла сварочной ванны (малое время существования из-за большой теплопроводности меди) необходимо введение энергичных раскислителей - фосфора, марганца, кремния и др. при ограничении содержания кислорода до 0,03 %; в ответственных конструкциях содержание кислорода допускается 0,01 %.

Раскисление меди (при содержании до 0,3 % Р, либо марганца и кремния с общим содержанием до 1…3 %) проходит по реакциям:

5Cu₂О + 2P = 10Cu + P₂O₅;

P₂O₅ + Cu₂O = P₂О₅?(Cu₂О)₃;

2Cu₂О + Si = 4Cu + SiО₂;

Cu₂О + Mn = 2Cu + MnО;

Si₂О + MnO = MnOSiО₂.

Комплексные соединения P₂О₅(Cu₂О)₃ и MnOSiО₂ не растворимы в сварочной ванне и переходят в шлак.

Для разрушения тугоплавких оксидов CuО, образующих пленку на поверхности сварочной ванны, применяют флюсы на основе буры (95 % Na₂B₄O₇ и 5 % Mg), которые способствуют химической очистке, переводя тугоплавкие оксиды в легкоплавкие комплексные соединения.

Возможность образования горячих трещин в сварных швах меди связана с наличием жидких прослоек между кристаллитами или недостаточной прочностью межкристаллитного материала при кристаллизации сварочной ванны и возникновении растягивающих напряжений. Образованию горячих трещин в швах способствует висмут, свинец, сера, кислород и др., оксиды которых дают эвтектики, располагающиеся по границам зерен. Удовлетворительное качество сварных соединений можно получить, ограничивая содержание в меди висмута до 0,002 %, свинца до 0,005 %, кислорода до 0,01 %.

В сварном шве и околошовной зоне меди может развиваться водородная болезнь, для ее предупреждения следует уменьшать количество водорода в зоне сварки путем прокалки электродов и флюсов, применением осушенных защитных газов.

Сварка медных стыков в различных пространственных положениях вызывает особые трудности, связанные с высокой теплопроводностью и жидкотекучестью меди. Поэтому чаще всего сварку ведут в нижнем положении. Для формирования корня шва без дефектов необходимы подкладки. Для улучшения условий формирования шва в различных пространственных положениях в ряде случаев используют сварку модулированным током. При этом значительно облегчается техника ведения процесса. При модулировании сварочного тока у сварщика отпадает операция по дозированию теплоты, поступающей в ванну, улучшается формирование шва, уменьшается пористость. Регулирование тепловложения осуществляется за счет изменения длительности импульсов и пауз.

Латуни, содержащие примерно до 30 % цинка с однофазной структурой б - твердого раствора, имеют высокую пластичность и хорошую свариваемость. При дальнейшем повышении содержания цинка они приобретают двухфазную б + в - или однофазную в - структуру. Такие сплавы имеют пониженную пластичность и ограниченную свариваемость.

Свариваемость улучшается при легировании латуней кремнием, который, образуя с кислородом воздуха тугоплавкую пленку оксида Si₂O, уменьшает испарения цинка из расплавленного металла. Кремний в сварочную ванну может вводиться через стержень или покрытие плавящихся электродов.

Бронзы в зависимости от системы легирования могут быть трудно свариваемыми (оловянные, свинцовые) или хорошо свариваемые (кремнистые, хромистые марганцовистые).

Алюминиевые бронзы имеют пониженную теплопроводность по сравнению с медью, что улучшает их свариваемость и позволяет производить сварку сравнительно больших толщин (20…25 мм) без подогрева многослойными швами.

Однако наличие в составе этих бронз алюминия отрицательно влияет на их свариваемость, что связано с образованием в расплавленном металле тугоплавкой оксидной пленки Al₂O₃, находящейся на поверхности металла. Удаление оксидов алюминия может быть осуществлено путем ее растворения и смывания криолитом и фтористыми соединениями щелочноземельных металлов, которые вводятся, например, в электродные покрытия.

5. Особенности сварки никеля

Особенности сварки никеля во многом определяются его повышенной чувствительностью к примесям и, в первую очередь, к растворенным газам - кислороду, азоту и водороду. Присутствие в шве кислорода в форме оксида NiO приводит к резкому охрупчиванию металла вследствие образования совместно с никелем по границам зерен малопластичной эвтектики с температурой плавления 1438 єС. Растворенный в металле в условиях сварочной дуги в большом количестве азот приводит в результате его активного выделения из расплава при охлаждении к образованию пор. Аналогичным образом, только с существенно меньшими последствиями, действует и водород.

Важной особенностью никеля является также его высокая чувствительность к присутствию серы, с которой он образует легкоплавкую эвтектику с очень низкой температурой плавления (644 єС). Появление такой эвтектики приводит к возникновению горячих трещин.

Для предупреждения образования в сварных швах пор и горячих трещин и получения пластичного металла шва необходимо применять основной металл высокой чистоты и сварочные материалы, обеспечивающие надежную защиту расплавленного металла от воздуха, а также металлургическую обработку сварочной ванны. С целью предотвращения недопустимого роста зерна в зоне термического влияния процесс сварки ведут на малых погонных энергиях, а для получения мелкозернистой структуры в металле шва в расплав вводят элементы-модификаторы (титан, молибден и т. д).

При сварке никеля следует учитывать также его меньшую по сравнению со сталью жидкотекучесть и глубину проплавления. Поэтому при подготовке металла к сварке несколько увеличивают угол разделки кромок и уменьшают притупление.

Важным условием получения качественных швов на никеле и его сплавах является обеспечение чистоты свариваемого металла и сварочной проволоки.

6. Особенности сварки алюминия и его сплавов

Алюминий и его сплавы обладают специфическими свойствами, обусловливающими сравнительную сложность осуществления процесса их сварки. К таким свойствам относятся:

- высокая степень сродства к кислороду и образование прочного оксида Al₂O₃ в виде плёнки, покрывающей поверхность металла;

- значительное превышение температуры плавления оксидной плёнки (2050 С) над температурой плавления алюминия (~660 С);

- высокая способность алюминия растворять водород;

- склонность к порообразованию;

- высокая теплопроводность;

- высокий коэффициент линейного расширения;

- большая жидкотекучесть;

- резкий переход из твёрдого состояния в жидкое при нагреве;

- склонность многих сплавов к образованию горячих и холодных трещин.

Чистый алюминий при кристаллизации образует грубую кристаллическую структуру, поэтому при сварке алюминия высокой чистоты в сварном шве часто образуются трещины.

Измельчение кристаллической структуры металла швов может быть достигнуто модифицированием металла шва в процессе сварки. Аналогичные результаты даёт применение магнитного перемешивания металла в ванне. В качестве модификаторов можно использовать титан, цирконий, бор.

Для всех методов сварки характерно наличие больших скоростей охлаждения и направленного отвода теплоты. При кристаллизации в этих условиях развивается дендритная ликвация, что приводит к появлению в структуре металла эвтектики. Наличие эвтектики приводит к снижению пластичности и прочности металла, вызывает появление трещин в швах в процессе их кристаллизации.

Склонность сплава к трещинообразованию возрастает по мере увеличения содержания элемента, образующего эвтектику, достигает максимума при определённой его концентрации и затем снижается.

Правильный выбор режимов сварки и, главное, состава присадочного материала позволяет избавиться от трещин в швах или значительно снизить вероятность их возникновения.

Изменение структуры и свойств металла зоны термического влияния (ЗТВ). При сварке чистого алюминия и сплавов, не упрочняемых термообработкой, в зоне теплового воздействия наблюдается рост зерна и незначительное разупрочнение, вызванное снятием нагартовки (если сплав сваривался в нагартованном состоянии).

При сварке сплавов, например, алюминиево-медных, упрочняемых термообработкой, в зонах около шва происходят изменения, существенно снижающие свойства свариваемого металла. В ЗТВ присутствуют участки металла с различной степенью распада твёрдого раствора и коагуляции упрочнителя CuAl₂. Самое опасное изменение, вызывающее в большинстве случаев резкое падение механических свойств металла и образование трещин, - оплавление границ зёрен. Появление жидких прослоек по границам зёрен приводит к снижению механических свойств металла в нагретом состоянии и к образованию трещин, то есть после сварки в участках оплавления металл резко охрупчивается.

При сварке отожженного сплава в зоне термического влияния по мере повышения максимальной температуры нагрева металла в соответствии с диаграммой состояния происходят процессы растворения выпавшего упрочнителя. Особенно заметны процессы растворения дисперсных выделений второй фазы в объёме зерна на участках металла, нагревавшихся выше температуры 350 С.

По мере повышения температуры нагрева происходит укрупнение выделений упрочнителя CuAl₂ по границам зёрен. Этот процесс продолжается на участках металла, нагревавшихся от 500 С до температуры плавления эвтектики (548 С).

На участках, нагревавшихся выше температуры 548 С, по границам зёрен появляются жидкие прослойки, что объясняется развитием контактного плавления между частицами упрочнителя (фазы CuAl₂) и окружающим твердым раствором.

При сварке закаленных сплавов в непосредственной близости от шва наблюдается зона оплавления границ зерна. Ширина этой зоны меняется в зависимости от метода и режима сварки.

В связи с наличием сплошной сетки оплавленной эвтектики сварные соединения из закаленного металла имеют низкую пластичность и легко разрушаются при небольшой деформации и циклических нагрузках. При сварке жёстких узлов из закалённого металла по границе сплавления часто возникают трещины. Последующей термообработкой не удаётся восстановить свойства металла в этой зоне.

Проблема сварки высокопрочных алюминиевых сплавов, упрочняемых термообработкой, может быть решена при условии создания специальных свариваемых сплавов этой группы. Перспективны самозакаливающиеся сплавы систем: Al-Zn-Mg (В 92Ц, АЦМ, 1915 и др.); Al-Cu-Mn (типа 1201); Al-Mg-Li (типа 1420).

Технологические особенности сварки заключаются в следующем. При сварке конструкций из алюминиевых сплавов наибольшее распространение получили стыковые соединения. Нахлесточные, тавровые и угловые соединения желательно выполнять аргонодуговой сваркой, так как при применении сварки с использованием флюса, возникает опасность последующей их коррозии, вызванной остатками флюса.

При сварке угловых соединений в металле шва возможно появление дефектов в виде включений оксидных пленок в корневой части стыка в связи с недостаточным перемешиванием металла и отсутствием прогрева требуемой величины. При выполнении таких соединений лучшие результаты могут быть получены при сварке плавящимся электродом, обеспечивающим наиболее энергичное перемешивание ванны и дробление оксидов.

При односторонней сварке первый валик следует всегда выполнять на подкладке или применять разделку в виде замка. Подкладка из нержавеющей стали или меди, устанавливаемая только на время сварки, должна иметь канавку глубиной 0,8-1 мм и шириной 6-10 мм для формирования усилий с обратной стороны шва. Непровары в этом случае практически исключены, так как при сварке на подкладке можно значительно увеличить сварочный ток и тем самым гарантировать проплавление.

Однако при односторонней сварке, особенно при сварке неплавящимся электродом, очень часто появляется другой дефект - несплавление в корне шва, чаще переходящее в трещину глубиной до 0,5-0,8 мм. Появление такого дефекта связано с активным окислением корневой части свариваемых кромок в процессе нагрева. Образовавшиеся оксиды не разрушаются под действием дуги, препятствуя сплавлению кромок. Под действием растягивающих напряжений, возникающих в корне шва при охлаждении, происходит раскрытие несплавившихся участков и развитие трещины в глубь металла шва. Для устранения или предупреждения появления этих дефектов рекомендуется следующее:

1. Защищать корень шва от активного окисления путем поддува защитного газа с обратной стороны шва.

2. Усиление с обратной стороны шва переплавлять сваркой неплавящимся электродом.

3. После сварки подрубать или запиливать усиление не менее чем на 1 мм.

4. Обеспечивать надежное "опускание" оксидных пленок на дно сварочной ванны, для чего необходимо применять разделку со скругленными внутренними кромками, с радиусом, равным половине высоты притупления.

При многослойной сварке плавящимся электродом наложение первого, а также второго валиков (если первый выполняли со сквозным проплавлением) целесообразно производить на подкладке для исключения прожога.

Качество сварных соединений из алюминия и его сплавов в значительной степени определяется подготовкой поверхности свариваемых кромок и электродной проволоки.

Для уменьшения пористости швов и удаления адсорбированной влаги после химической обработки рекомендуется сварочную проволоку отжигать в инертном газе при 200-480С в течение 30-80 мин. Отжиг проволоки в аргоне снижает содержание адсорбированной влаги не менее чем в 5 раз.



Заключение

Формирование структуры сварного соединения - важнейшая задача, решать которую придется инженерам и технологам сварочного производства. Основным процессом, определяющим формирование структуры и свойств сварных соединений, является процесс кристаллизации.

Материал данного учебного пособия позволяет студентам ознакомиться с основными принципами кристаллизации, структурой и видами ликвации в сварных швах, изучить механизмы образования холодных и горячих трещин и мероприятия по их предотвращению. Предоставленная во второй главе информация о диаграммах состояния поясняет механизм образования сварного соединения при сварке различных материалов. В последней главе пособия описаны структуры, образующиеся при сварке конкретных сталей и сплавов, дана оценка склонности их к образованию трещин и рекомендации по их предотвращению.



Библиографический список

1. Материаловедение / Б.Н. Арзамасов, В.И. Макарова, Г.Г. Мухин, Н.М. Рыжов, В.И. Силаева. - М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2003. - 648 с.

2. Голованенко С.А. Двухфазные низколегированные стали / С.А. Голованенко, Н.М. Фонштейн. - М.: Металлургия, 1986. - 206 с.

3. Грабин В.М. Металловедение сварки плавлением / В.М. Грабин. - Киев: Наук. думка, 1982. - 414 с.

4. Гуляев А.П. Металловедение / А.П. Гуляев. - М.: Металлургия, 1986. - 542 с.

5. Лившиц Л.С. Металловедение сварки и термическая обработка сварных соединений / Л.С. Лившиц, А.Н. Хакимов. - М.: Машиностроение, 1989. - 336 с.

6. Петренко В.Р. Технология и оборудование сварки плавлением и термической резки металлов / В.Р. Петренко, В.В. Пешков, А.Б. Коломенский. - Воронеж: ВГТУ, 2007. - 420 с.

7. Теоретические основы сварки / под ред. В.В. Фролова. - М.: Высш. шк., 1980. - 592 с.

Размещено на Allbest.ru

...