Анализ и совершенствование технологии ручной дуговой сварки неповоротных кольцевых стыков магистральных трубопроводов

[N₂]

[H₂]·10^-5

Неметаллические включения

Кислое А

0,9…0,12

0,010…0,025

15…20

0,10…0,20

Основное Б

0,03…0,05

0,007…0,012

…4

…0,10

Рутиловое Р

0,08…0,09

0,016…0,025

…30

0,06…0,10

Целлюлозное Ц

0,04…0,10

0,010…0,025

20…35

0,10…0,16

1.3.2.7 Способы легирования металла шва

Для получения равнопрочности и одинаковых свойств металла шва и основного металла при сварке применяют легирование - введение дополнительных элементов, обеспечивающих необходимые свойства. Металл шва образуется из основного металла, электродной проволоки и покрытия. Таким образом, легирование может быть осуществлено одним из следующих способов:

1) легирование путем введения в покрытие электрода порошкообразных металлических добавок или ферросплавов - марганца, кремния, титана и др.;

2) легирование в результате восстановления оксидов, входящих в состав покрытия. Подобное легирование легко осуществимо для малоактивных элементов (медь, никель) и ограничено для таких элементов, как марганец, кремний, хром;

3) легирование путем изменения состава электродных проволок, дающее самые стабильные результаты;

4) легирование при расплавлении основного металла, что имеет место при сварке термоустойчивых и высокопрочных сталей.

При определении степени легирования металла шва при сварке электродами следует учитывать потери легирующих элементов, возникающие вследствие испарения, разбрызгивания металла и окислительно-восстановительных реакций.

1.3.2.8 Вредные примеси при сварке и их влияние на качество металла шва

Как уже отмечалось выше, при сварке металл находится в состоянии повышенной химической активности и способен реагировать с другими веществам, находящимися в зоне сварки. Почти всегда продукты этих реакций вызывают значительное ухудшение качеств сварного соединения, поэтому они весьма нежелательны. Рассмотрим влияние различных примесей на качество металла сварного шва.

Сера S - всегда вредная примесь при сварке, поскольку она способна образовывать относительно легкоплавкие эвтектики Me-MeS, что создает возможность появления "горячих трещин" в металле шва. Содержание серы в металлах и сварочных материалах жестко лимитируется. Снижение вредного влияния серы достигается благодаря переводу ее из сульфидов железа в сульфиды с более высокой температурой плавления (для MnS T_пл=1883 К, для CaS Ф_пл=2273 К), с тем чтобы она не могла участвовать в процессе кристаллизации, образуя неметаллические эндогенные включения еще в жидком металле сварочной ванны. Достигается это путем введения достаточного количества марганца. Кальций вводится в виде силикокальция через электродные покрытия. Общее снижение содержания серы возможно при сильно основных шлаках. Фторидные компоненты шлаковых систем также способствуют удалению серы из металла:

CaF₂ + FeS > CaS + FeF₂^

Фосфор P - почти всегда вредная примесь в металлах, резко снижающая их пластичность. Так, при кристаллизации стали, фосфор образует ряд соединений с железом (Fe₃P, Fe₂P, FeP, FeP₂), отличающихся своей хрупкостью. Кристаллы этих соединений могут стать зародышами "холодных трещин". Понизить содержание фосфора в металле шва практически не удается, т.к. он окисляется только в окислительных шлаках, а при сварке используются восстановительные.

Кислород O - вредная примесь в металле при сварке, снижающая его пластические свойства, поэтому при всех видах сварки предусматривается раскисление металла шва до допустимой нормы. Однако при сварке конструкционных сталей следует сохранять некоторую окисленность стали для снижения растворимости водорода.

Азот N поглощается металлом сварочной ванны из атмосферы дугового промежутка, где он находится в основном, атомарном и частично ионизированном состоянии. Растворимость азота в жидком металле выше, чем в твердом, и в процессе кристаллизации металла шва он может выделяться в газообразном состоянии, образуя поры. Он также образует нитриды железа (Fe₄N, Fe₂N), формирующие очень хрупкие игольчатые кристаллы, разрушение которых приводит к зарождению холодных трещин (замедленное разрушение). Однако в некоторых сталях аустенитного класса содержание азота доводят до 0,3-0,4%.

Водород H - всегда вредная примесь в металлах при сварке, являющаяся причиной водородной хрупкости. Он может быть поглощен из атмосферы дугового промежутка либо содержаться в основном металле. Водород, поглощенный из дугового промежутка, где он находится в атомарном или ионизированном состоянии, при кристаллизации резко снижает свою растворимость, выделяясь из металла и вызывая появление пор и трещин. Водород, содержащийся в основном металле, может находиться в состоянии твердого раствора внедрения (диффузионно-подвижный водород), а также в связанном состоянии. Водород в молекулярном состоянии находится в микронесплошностях металла. Диффузионно-подвижный водород может перемещаться в металле в результате концентрационной, или термической диффузии, создающейся вследствие градиента температур. В результате образования сварного соединения в условиях высоких градиентов температур возникает неравномерная концентрация водорода, которая может быть устранена последующей термообработкой. Направление потока термодиффузии водорода противоположно направлению потока теплоты. Максимальная концентрация водорода наблюдается вблизи линии сплавления. Таким образом, при средней относительно небольшой концентрации водорода в металле, в сварочном соединении возникают опасные зоны повышенной хрупкости. К основным путям снижения водорода в зоне сварки можно отнести:

1) снижения парциального давления водорода и создание условий для уменьшения его растворимости в жидком металле сварочной ванны (путем введения в покрытие фторидов и хлоридов, позволяющих связать водород в прочные соединения, не растворяющиеся в жидком металле);

2) тщательная подготовка кромок под сварку, удаление частично гидратированных оксидных пленок на металле;

3) уменьшение содержания водяных паров в атмосфере дугового разряда прокалкой электродов.

Содержание углерода C стараются сохранить при сварке конструкционных, низколегированных сталей. Однако при сварке специальных и термоустойчивых сталей, в которых содержание углерода должно быть малым (0,03-0,06%), в результате взаимодействия с углеродсодержащими веществами в сварочных материалах (карбонатами и др.) содержание углерода может подняться выше допустимых пределов.

1.3.3 Термодеформационные процессы и превращения в металлах при сварке

При сварке в металле происходят термодеформационные и физико-химические процессы. Термодеформационные процессы заключаются в упругопластическом деформировании металла при неравномерном нагреве в процессе сварки и возникновении вследствие этого временных и остаточных напряжений. Физико-химические процессы при сварке происходят в твердом и расплавленном металле и характеризуются фазовыми и структурными превращениями, растворением и выделением веществ из раствора, диффузией и другими явлениями.

Термодеформационные процессы и превращения в металлах при сварке определяют технологическую прочность металла шва и зоны термического влияния, т.е. стойкость против образования локальных разрушений в процессе изготовления сварного соединения.

Кроме того, сварочные процессы в значительной степени определяют эксплуатационные свойства конструкции. Вопросы точности изготовления сварных конструкций основаны на знании закономерностей образования деформаций и напряжений при сварке. Эксплуатационные свойства сварных конструкций, т. е. степень соответствия механических, физических и химических свойств условиям и требованиям эксплуатации, также определяются термодеформационными процессами и превращениями в металлах при сварке.

1.3.3.1 Термодеформационные процессы при сварке

1.3.3.1.1 Понятие о сварочных деформациях и напряжениях

При равномерном нагреве материала происходит его свободное расширение без возникновения напряжений. Если же осуществляется неравномерный нагрев тела, то связи нагретых участков с ненагретыми препятствуют свободному расширению. Вследствие этого в теле возникают температурные собственные напряжения, существующие при отсутствии приложенных к нему внешних сил. Температурные напряжения, возникающие в процессе сварки, принято называть временными напряжениями. Временные напряжения существуют в теле в процессе сварки на всех стадиях нагрева, выравнивания температур и охлаждения.

Неравномерный нагрев и изменение объема металла вследствие температурного расширения, фазовых или структурных превращений приводят к возникновению упругих и пластических деформаций. В результате пластических деформаций в сварных элементах после полного охлаждения остаются собственные напряжения, которые называются остаточными сварочными напряжениями. Для объяснения механизма образования остаточных сварочных деформаций и напряжений введем следующие допущения (рис. 19):

1) все сечения нагруженного элемента (пластины) перемещаются плоскопараллельно (гипотеза плоских сечений, рис.19, а);

2) диаграмма у = f(е) имеет вид диаграммы Прандтля (рис. 19, б);

3) зависимость у = f(T) имеет вид, 5 (рис. 19, в).

Рассмотрим два случая нагрева пластины тепловым источником, движущимся вдоль ее продольной оси:

1) максимальная температура нагрева менее 773 К. Представим пластину в виде отдельных волокон. Каждое из этих волокон должно получить приращение длины в зависимости от температуры нагрева (Дl = бДT), а концы волокон должны были бы расположиться по кривой, являющейся кривой распределения температур. Согласно допущению 1 пластина должна удлиниться на

ДL = бФ_{пл, ср}.

Средняя температура может быть определена путем интегрирования кривой А. Средние волокна должны были бы получить большее удлинение, но периферийные, менее нагретые, это удлинение сдерживают. Следовательно, в центральной области возникают сжимающие напряжения, а в периферийных - растягивающие. При охлаждении происходит возврат к первоначальному состоянию, и, т.к. напряжения носят упругий характер, никаких остаточных напряжений и деформаций не возникает.

2) максимальная температура нагрева более 873 К. При нагреве происходит то же, что и в первом случае. Однако в центральной зоне, где температура больше 873 К, и следовательно, предел текучести равен нулю, металл получит пластическую деформацию укорочения. При охлаждении периферийные области, как менее нагретые, охлаждаются до начальной температуры, в то время как центральные области все еще продолжают охлаждаться. Но так как они при нагреве получили пластическую деформацию укорочения, а край пластины перемещается плоскопараллельно, центральная область окажется растянутой, а периферийные будут сжаты. Таким образом, в пластине появятся остаточные сварочные напряжения и соответствующие им остаточные сварочные деформации.

Собственные напряжения, как временные, так и остаточные, подразделяют в зависимости от объема их взаимного уравновешивания на:

1) напряжения первого рода, уравновешенные макрообъемах;

2) напряжения второго рода, уравновешенные в объемах одного или нескольких зерен;

3) напряжения третьего рода, уравновешенные в микрообъемах, соизмеримых с размером кристаллической решетки.

Собственные напряжения подразделяют в зависимости от направления действия на:

1) одноосные, или линейные;

2) двухосные или плоскостные;

3) трехосные или объемные.

В элементах сварных конструкций могут возни двух- или трехосные напряжения в зависимости от формы и размеров свариваемых элементов. Напряжения, действующие вдоль сварного шва, называют продольными и обозначают у_х. Напряжения, действующие в плоскости соединяемых элементов перпендикулярно оси шва, называют поперечными и обозначают у_y. Напряжения, действующие в направлении, перпендикулярном плоскости соединяемых элементов, называют напряжениями по толщине сварного соединения и обозначают у_z . Наряду с нормальными компонентами в сварных соединениях могут действовать соответствующие касательные напряжения ф_ху, ф_yz, ф_zx .

Деформации, возникающие при сварке, обозначаются аналогично напряжениям. Различают нормальные компоненты сварочных деформаций е_х, е_y, е_z и сдвиговые г_ху, г_уz, г_zx. Сварочные деформации в общем случае определяют изменение линейных и угловых размеров тела и характеризуют состояние отдельных участков тела. Основные причины, вызывающие появление деформации при сварке, заключаются в неравномерном нагреве, структурных превращениях и упругопластическом деформировании. Поэтому необходимо различать следующие составляющие сварочных деформаций:

1) свободная деформация, вызванная изменением температуры и структурными превращениями:

е_св = бДT

где б --коэффициент линейного расширения металла, 1/К; ДT - изменение температуры точки тела, К;

2) собственные, или так называемые внутренние деформации (е, г), состоящие из упругих е_упр, г_упр и пластических е_пл, г_пл деформаций;

3) наблюдаемые в процессе сварки деформации е_н, г_н, характеризующие изменение линейных и угловых размеров тела, которые можно зарегистрировать непосредственно измерительными приборами. Эти деформации определяются суммой свободных температурных и собственных деформаций

е_н = е_св + е_упр + е_пл

г_н = г_упр + г_пл

Эти уравнения могут быть записаны применительно ко всем компонентам деформаций для соответствующих координат. Если в рассматриваемый момент времени в теле уже были предварительные (начальные) деформации е_нач, г_нач, то уравнения преобразуются к следующему виду:

е_н = е_св + е_упр + е_пл + е_нач

г_н = г_упр + г_пл + г_нач

Напряжения при сварке однозначно определяются значениями упругих деформаций по следующим формулам:

у_x = [е_x,упр + (е_x,упр + е_y,упр + е_z,упр)]

у_y = [е_y,упр + (е_x,упр + е_y,упр + е_z,упр)]

у_z = [е_z,упр + (е_x,упр + е_y,упр + е_z,упр)]

ф_xy = Gг_xy,упр, ф_yz = Gг_yz,упр, ф_zx = Gг_zx,упр

1.3.3.1.2 Методы определения остаточных деформаций и напряжений

Существующие методы определения остаточных напряжений обычно разделяют на механические и физические. Механические методы основаны на принципе упругой разгрузки объема металла при его освобождении от остаточных напряжений путем разгрузки. Измеряя деформации, возникающие при разгрузе можно вычислить остаточные напряжения по формулам теории упругости. В зависимости от расположения измеряемых баз механическими методами можно определить одно-, двух- и трехосные остаточные напряжения.

Физические методы, в отличие от механических, не связаны с обязательным разрушением металла для определения остаточных напряжений. Они основаны на определении изменения свойств металла под влиянием остаточных напряжений. Если же изменение свойств металла в шве и околошовной зоне вызвано совокупным воздействием физико-химических процессов при сварке и остаточных напряжений, то результаты измерений физическими методами не однозначно характеризуют остаточные напряжения. Ниже перечисляются наиболее распространенные из физических методов, которые могут быть применены в отдельных случаях при определении остаточных сварочных напряжений.

Магнитоупругий метод определения остаточных напряжений основан на зависимости магнитной проницаемости объема металла от значения действующего в данном объеме остаточного напряжения. Этот метод можно использовать лишь для металлов, обладающих магнитными свойствами. Достоверные результаты получают при измерении остаточных одноосных напряжений в основном металле сварного соединения. Применение этого метода для определения остаточных напряжений в шве и околошовной зоне может приводить к заметным погрешностям. Это объясняется тем, что магнитная проницаемость в шве и околошовной зоне после сварки изменяется по сравнению с ее значением до сварки не только под действием возникших остаточных напряжений, но и вследствие изменения химического состава шва, роста зерна, изменения структуры околошовной зоны и других явлений.

Ультразвуковой метод определения сварочных остаточных напряжений основан на зависимости скорости распространения ультразвуковой волны в металлах от напряженного состояния в них. Измеряют скорости распространения ультразвука на отдельном участке металла до сварки и после сварки и по изменению скорости судят о значении остаточного напряжения. При измерении остаточных напряжений в шве и околошовной зоне неоднородность свойств может приводить к погрешностям результатов. Положительным свойством данного метода, так же как магнитоупругого, следует считать мобильность проведения экспериментов, не требующих больших подготовительных работ.

Рентгеновские методы исследования остаточных напряжений основаны на определении расстояния между кристаллографическими плоскостями, т.е. деформации кристаллографической решетки, с помощью измерения угла отражения луча. Остаточные напряжения этим методом можно определить с невысокой точностью и только в тонком поверхностном слое. Для рентгеновских методов исследования остаточных напряжений характерны большая трудоемкость и высокая стоимость проведения эксперимента.

Метод определения остаточных напряжений на основе регистрации твердости используют при исследовании поверхностных напряжений. Разработанные физические основы метода устанавливают однозначное влияние одно- и двухосных напряжений на изменение твердости поверхностного слоя. Для участков сварного соединения, претерпевших высокотемпературную пластическую деформацию в процессе сварки, т.е. для шва и околошовной зоны, этот метод измерения остаточных напряжений приводит к погрешностям.

1.3.3.1.3 Типичные поля остаточных напряжений при сварке многослойных швов

При многопроходной сварке пластин встык в общем случае (рис. 20, а) возникают остаточные напряжения - продольные у_x, поперечные у_y и в направлении толщины у_z. Однако при толщинах д<40-80 мм сопротивление усадке металла по толщине незначительное, и поэтому напряжения у_z малы. Формирование продольных напряжений у_x при укладке каждого очередного валика многослойного шва качественно подобно однопроходной сварке. Последующие валики незначительно изменяют значение остаточных напряжений у_x, и поэтому их распределение по толщине можно считать равномерным (рис. 20, б).

Формирование поперечных напряжений у_y происходит вследствие поперечной усадки укладываемого валика и под сильным воздействием поперечной усадки последующих валиков. В связи с этим распределение напряжений у_y по толщине отличается значительной неравномерностью.

При укладке очередного валика Дz_n (рис. 20, а) в результате поперечной усадки в нем возникают остаточные поперечные напряжения растяжения. Нижележащие участки металла шва оказывают сопротивление усадке слоя n, поэтому в них возникают сжимающие поперечные напряжения. Кроме этого, без закрепления пластин происходит угловая деформация, вызывающая пластические деформации удлинения е_y и соответственно поперечные напряжения растяжения у_y в нижних слоях наплавленного металла. Совокупное воздействие указанных факторов приводит к неравномерному распределению поперечных напряжений (кривая 1 на рис. 20, в). На поверхности шва растягивающие напряжения достигают 0,5у_т и более. В корне шва остаточные растягивающие напряжения весьма значительны, они могут быть на уровне временного сопротивления материала у_в. Если сварка пластин осуществляется в приспособлении, препятствующем возникновению угловых деформаций, то в корне шва возникают сжимающие напряжения (кривая 2 на рис. 20, б). При других схемах закрепления пластин, частично препятствующих угловому повороту, возможны эпюры распределения напряжений, промежуточные между кривыми 1 и 2 на рис. 20, в.

1.3.3.2 Образование сварных соединений и формирование первичной структуры металла шва

1.3.3.2.1 Понятие свариваемости

Монолитность сварного соединения при сварке обеспечивается образованием межатомных и межмолекулярных связей между частицами соединяемых материалов на поверхности их контакта.

Различают две группы межатомных и межмолекулярных связей, имеющих электрическую природу:

1) физические (ван-дер-ваальсовские);

2) химические (ионная, ковалентная, металлическая, водородная, донорно-акцепторная и их сочетания).

Прочность химических связей (энергия, требуемая для разъединения вещества на отдельные молекулы, атомы или ионы) составляет десятки и сотни килоджоулей, а физических - доли и единицы килоджоуля. В результате сварки образуются соединения с прочными химическими связями.

При сварке в процессе образования химических связей свариваемые материалы подвергаются механическому, физическому или химическому воздействию. Явления, сопровождающие образование химических связей, называются сварочными процессами.

Сварочные процессы, характерные для сварки металлов, можно условно разделить на три группы:

1) тепловые процессы, включающие нагрев, плавление и охлаждение металлов;

2) термомеханические процессы, заключающиеся в пластическом деформировании металла с одновременным воздействием высокой температуры;

3) физико-химические процессы, протекающие в твердом и жидком металле: фазовые превращения, растворение и выделение веществ из раствора, диссоциация или образование химических соединений, диффузия, обменные реакции между контактирующими фазами и т. д.

Сварочные процессы определяют технологическую прочность металла шва и зоны термического влияния, т.е. стойкость металла сварного соединения против локальных разрушений в процессе изготовления (сопротивляемость образованию разного рода трещин). Кроме того, они в значительной мере определяют эксплуатационную прочность, работоспособность сварного соединения - степень соответствия его механических, физических и химических свойств требованиям эксплуатации.

Способность соединяемых металлов образовывать при сварке качественное сварное соединение оценивают их свариваемостью. Свариваемость - комплексная характеристика металла, характеризующая его реакцию на физико-химическое воздействие процесса сварки и способность образовывать сварное соединение, отвечающее заданным эксплуатационным требованиям.

Основные критерии свариваемости следующие:

1) окисляемость металла при сварке, зависящая от его химической активности;

2) сопротивляемость образованию горячих трещин и трещин при повторных нагревах;

3) сопротивляемость образованию холодных трещин и замедленному разрушению;

4) чувствительность металла к тепловому воздействию сварки, характеризуемая его склонностью к росту зерна, структурными и фазовыми изменениями в шве и зоне термического влияния, изменением прочностных и пластических свойств;

5) чувствительность к образованию пор;

6) соответствие свойств сварного соединения эксплуатационным требованиям; к таким свойствам относятся: прочность, пластичность, выносливость, ползучесть, вязкость, жаростойкость и жаропрочность, коррозионная стойкость и др.

Различают физическую и технологическую свариваемость. Под физической свариваемостью понимают способность металлов образовывать в результате сварки каким-либо способом монолитные соединения с химической связью. Технологическая свариваемость - технико-экономический показатель. Она характеризует возможность получения сварного соединения требуемого качества, удовлетворяющего требованиям надежности конструкции при эксплуатации, с применением существующего оборудования при наименьших затратах труда и времени. Технологическая свариваемость определяется совокупностью свойств основного металла, характеризующих его реакцию на термодеформационный цикл сварки. Кроме того, она зависит от способа и режима сварки, свойств присадочного металла, применяемых флюсов, электродных покрытий и защитных газон, от конструктивных особенностей свариваемого изделия и условий его последующей эксплуатации.

1.3.3.2.2 Общие положения теории кристаллизации

Кристаллизация - переход из жидкой в твердую фазу - состоит из двух элементарных одновременно протекающих процессов:

1) образования зародышей, или центров кристаллизации;

2) роста кристаллитов из этих центров.

В зависимости от способа образования зародышей различают два вида кристаллизации:

1) гомогенная. В чистом от примесей жидком металле при охлаждении зародыши образуются из наиболее крупных фазовых флуктуаций жидкой фазы, выделение которых связано с флуктуациями энергии;

2) гетерогенная. В техническом металле всегда имеются дисперсные включения, на поверхности которых и образование центров кристаллизации.

Движущая сила кристаллизации любого типа - разный характер изменения свободной энергии металла в твердом и жидком состоянии в зависимости от температуры (рис. 21). При температуре выше некоторой критической (температуре плавления Т_пл) меньшей свободной энергией обладает вещество в жидком состоянии, а при температуре ниже температуры плавления более устойчиво вещество в твердом состоянии.

Температура Т_пл, при которой равновесно как твердое, так и жидкое состояние, есть равновесная, или теоретическая температура кристаллизации. Затвердевания металла при этой температуре еще не происходит. Для кристаллизации необходимо образование зародышей и их рост в результате присоединения частиц контактирующей с ними жидкости. Это достигается при температуре ниже критической, т.е. при переохлаждении. Температура Т_ф.к., при которой практически начинается кристаллизация, называется фактической температурой кристаллизации. Степенью переохлаждения называют разницу между Т_пл и Т_ф.к.. В результате кристаллизации выделяется некоторая энергия - теплота кристаллизации, численно равная скрытой теплоте плавления. Эта теплота отводится через границу раздела фаз в более холодное твердое тело. Поверхность раздела фаз при гомогенном механизме кристаллизации создает энергетический барьер, для преодоления которого необходима флуктуация энергии ДF_к. поэтому энергетически более выгодно возникновение новых зародышей твердой фазы преимущественно на готовых межфазных поверхностях.

Такими поверхностями при гетерогенной кристаллизации могут быть поверхности твердых частиц, всегда существующие в технических расплавах. Наилучшие очаги гетерогенной кристаллизации - частицы или поверхности того же металла, что и расплав. В условиях сварочной ванны - это зерна основного металла, ограничивающие сварочную ванну. Оплавленные зерна основного металла становятся зародышевыми центрами кристаллизации, из которых начинают расти первичные кристаллы шва. Они растут нормально к поверхности охлаждения вглубь жидкого металла ванны, в направлении, обратном теплоотводу (рис. 22).

На кристаллизацию расплавленного металла сварочной ванны оказывают воздействие следующие условия:

1) наличие в ванне центров кристаллизации в виде зерен основного металла на границе сплавления;

2) одновременный с кристаллизацией ввод теплоты в сварочную ванну движущимся источником сварочной энергии, скорость движения которого определяет скорость движения фронта кристаллизации;

3) малый объем и непродолжительность существования сварочной ванны, большая средняя скорость роста кристаллитов;

4) значительный градиент температуры в ванне, большой перегрев металла в центре шва;

5) интенсивное перемешивание металла ванны;

6) воздействие на кристаллизующийся металл термодеформационного цикла сварки.

В кристаллизации сплавов существенную роль играют диффузионные процессы и степень переохлаждения. Процесс образования зародыша сопровождается разделительной диффузией в жидкой фазе (на межфазной границе), выравнивающей диффузией в твердой фазе, а в ряде случаев - конвективными потоками в жидкости, также выравнивающими ее состав. При умеренном переохлаждении образование зародыша в сплаве происходит в условиях установления равновесной разности концентраций примеси в твердой и жидкой фазах (в соответствии с диаграммой состояния). Вследствие разности концентраций растворенного элемента в твердой и окружающей ее жидкой фазе равновесие может нарушаться (из-за диффузионных процессов). Растворенный элемент будет перемещаться вглубь жидкости, а соответствующая часть атомов основного металла для восстановления равновесия перейдет из жидкой фазы в твердую, что приведет к дальнейшему развитию кристаллизации. Такая кристаллизация называется избирательной, или диффузионной. Если диффузия в твердой и жидкой фазе завершится не полностью (при ускоренном охлаждении расплава), то кристаллизацию называют неравновесной. В условиях, когда не успевает пройти диффузия в твердой фазе, среднее содержание примеси в твердой фазе больше равновесного.

При значительном переохлаждении (очень большая скорость охлаждения) механизм кристаллизации иной. Твердая фаза интенсивно растет в результате присоединения любых атомов, находящихся с ней в контакте - и атомов металла, и атомов примеси. Такую кристаллизацию называют бездиффузионной. Еще одна особенность кристаллизации сплавов - влияние градиента концентрации растворенного элемента в слое переохлажденного металла, контактирующего с твердой фазой, на температуру плавления Tпл. При кристаллизации сплавов происходит диффузионное перераспределение примесей между жидкой и твердой фазами. Переохлаждение, связанное с перераспределением примесей, принято называть концентрационным переохлаждением. Увеличение концентрации примеси перед фронтом кристаллизации приводит к уменьшению температуры ликвидуса (рис. 23).

При этом возникает область концентрационного переохлаждения ДT, поскольку из-за изменения состава 1 этого слоя меняется и температура кристаллизации 2. Фактическая температура расплава 3, зависящая от сложившихся температурных условий кристаллизации, ниже равновесной температуры 2, что вызывает переохлаждение 4 и обеспечивает возможность кристаллизации. Протяженность участка концентрационного переохлаждения д зависит от скорости кристаллизации и интенсивности протекания диффузионных процессов в жидкой фазе:

где D_ж - коэффициент диффузии примеси в жидкости, v_кр - скорость кристаллизации.

Концентрационное переохлаждение 4 характеризуется протяженностью зоны b, максимальным значением ДT_max и расстоянием m от фронта кристаллизации до участка максимального переохлаждения и возрастает с понижением градиента фактических температур

T_ф= ,

а также с увеличением концентрации примеси перед фронтом кристаллизации. Концентрация примеси будет возрастать с увеличением скорости кристаллизации. Таким образом, в случае сварки концентрационное переохлаждение металла шва будет определяться режимом сварки (градиентом температур и скоростью кристаллизации, зависящих от скорости сварки), условиями теплоотвода из сварочной ванны, составом сплава и его теплофизическими свойствами.

Влияние скорости кристаллизации и градиента температур на концентрационное переохлаждение обобщает критерий концентрационного переохлаждения:

Ц =

Рассмотрим типы первичной структуры при кристаллизации. Под первичной структурой (субструктурой) понимают структуру металла, образующуюся при первичной кристаллизации, т.е. при переходе металла из жидкого состояния в твердое. вторичная структура образуется в результате физико-химических процессов и структурных превращений в твердом состоянии. Тип первичной микроструктуры сплава зависит от формы роста кристаллов, определяемой видом фронта кристаллизации и характером концентрационного переохлаждения перед этим фронтом.

Рассмотрим три возможных случая кристаллизации сплава (рис. 24) при различной протяженности зоны концентрационного переохлаждения b₁, b₂, b₃, вызванной различными распределениями температуры в жидкой фазе Т_{ф 1}, Т_{ф 2}, Т_{ф 3} (критерии концентрационного переохлаждения, соответственно Ф ₁, Ф ₂, Ф ₃). Условием, определяющим характер роста кристалла и тип первичной структуры, будет отношение двух параметров: Ф и АС ₀/k (А - экспериментально определяемая постоянная для данного С ₀, зависящая от теплофизических свойств, k - коэффициент распределения примеси).

При малой протяженности зоны концентрационного переохлаждения (b₁) Ф ₁>АС ₀/k. В этом случае будет образовываться ячеистая первичная структура (рис. 25, а). Она состоит из ряда параллельных элементов, имеющих форму стержней и ориентированных в сторону кристаллизации. Стержни в поперечном сечении имеют форму шестиугольников. Верхняя свободная поверхность кристаллов, обладающих такой структурой, волнистая.

При средней протяженности зоны b₂, когда

Ф₂АС₀/k,

образуется ячеисто-дендритная первичная структура (рис. 25, б). Отдельная ячейка, оказавшись впереди своих соседей, начинает расти и развиваться быстрее. По мере развития этого процесса выступ превращается в иглу, на игле образуются ветви, а они, в свою очередь, служат основой для следующих ветвей. Таким образом, образовавшаяся структура является ветвистой.

Если протяженность зоны концентрационного переохлаждения b₃ достаточно велика и переохлаждение больше некоторой критической величины, при которой еще происходит образование ячеистой структуры, то на всех ячейках начинают образовываться ветви, и они превращаются в дендриты (рис. 25, в). Условием образования дендритной первичной структуры будет неравенство Ф₃<АС₀/k. Дендриты сплавов имеют субструктуру, напоминающую ячеистую. Образование такой структуры на дендритах, растущих в расплаве, имеющем примеси, связано с тем, что растущая ветвь дендрита отталкивает атомы примеси так же, как и фронт кристаллизации. Скопление примесей и концентрационное переохлаждение приводят к образованию ячеек на ветвях дендритов. С увеличением переохлаждения размеры дендритов и их разветвленность возрастают.

Таким образом, вероятность образования разветвленной дендритной структуры повышается с уменьшением градиента температуры T_ф в жидкости перед фронтом кристаллизации, с увеличением скорости кристаллизации v_кр и содержания примесей С₀, а также с уменьшением коэффициента распределения примеси k.

1.3.3.2.3 Особенности кристаллизации и формирования первичной структуры металла шва

Если мгновенно прекратить сварку и создать условия для предотвращения растекания головной части ванны, то характер кристаллизации будет иметь вид, показанный на рис. 26.



Рост кристаллов начинается с закристаллизовавшейся поверхности металла шва. Кристаллы из хвостовой части ванны вытягиваются вдоль оси шва, они имеют большую протяженность. Кристаллы с боковых поверхностей, растущие с кромок в задней части ванны, составляют с осью ванны определенный угол (рис. 26, а). Размеры кристаллов, растущих с боковых поверхностей, и угол, который они составляют с осью шва, зависят от многих факторов - толщины и массы свариваемого металла, его теплофизических свойств, скорости сварки, силы сварочного тока, технологии сварки (например, числа сварочных дуг) и др. При сварке по разделке перегрев и оплавление металла, находящегося на кромках приводит к тому, что с жидким металлом ванны соприкасаются оплавленные зерна основного металла. Эти зерна, выросшие на границе сплавления, служат основой для кристаллизации металла сварочной ванны - гетерогенной кристаллизации. На оплавленной поверхности зародышами кристаллизации могут стать также не успевшие расплавиться и раствориться карбиды тугоплавких элементов и неметаллические включения. Столбчатые кристаллы сварочной ванны растут от кромок и имеют вид дендритов различной величины.

При сравнительно малой продолжительности существования сварочной ванны (малый объем ванны, повышенная скорость сварки и др.) столбчатые кристаллы могут расти до встречи в области центральной линии шва (при рассмотрении поперечного сечения шва, рис. 26, б). При большой ванне и ее медленной кристаллизации в центральной части ванны образуется небольшая зона равновесных кристаллов, возникших в условиях естественной кристаллизации. При сварке на охлаждаемой металлической подкладке, на этой подкладке кристаллизуется тонкий слой мелких разориентированных кристаллов, становящихся зародышами для растущих на них столбчатых кристаллов. При многослойной сварке кристаллы каждого предыдущего слоя становятся основой для кристаллизации последующих слоев (рис. 26, в). Однако при многослойной сварке скорость охлаждения каждого слоя обычно больше скорости охлаждения ванны при однопроходной сварке металла такой же толщины, поэтому кристаллическое строение отдельных слоев и всего шва в целом оказывается более мелким и плотным, с менее выраженной ликвацией примесей по зонам (дендритная ликвация - различие в содержании примесей в металле осей дендритов и межосных участков).

1.3.3.2.4 Химическая неоднородность сварного соединения и ее виды

Говоря о ликвации примесей, необходимо упомянуть еще об одном явлении - прерывности кристаллизации и ликвации примесей по слоям кристаллизации. Замечено, что рост кристаллов идет не непрерывно, а с периодическими остановками. Явление это связывается с тепловыми эффектами (выделением теплоты) при переходе из жидкого состояния в твердое и другими обстоятельствами. При таком прерывистом росте слоев сначала застывает наиболее чистый металл, а затем металл с большим содержанием примесей. Подобная неоднородность может привести как к снижению прочностных характеристик, так и ухудшению показателей свариваемости.

В сварных швах различают следующие виды неоднородности

1) внутрикристаллитную;

2) межкристаллитную;

3) неоднородность в зоне сплавления;

4) зернограничную;

5) внутризеренную.

Последние два вида относятся к деформированному и рекристаллизованному металлу (главным образом, к металлу околошовной зоны).

Внутрикристаллитная неоднородность проявляется как различное содержание примесей в последовательно кристаллизующихся точках кристаллита (точки 1, 2, 3, 4 на рис. 27). Степень неоднородности такого вида может быть различна и определяется условиями кристаллизации сварного шва. Для практики наибольший интерес представляет распределение примесей в последней стадии кристаллизации, т.к. именно это определяет температуру неравновесного солидуса и такие важные технологические характеристики, как температурный интервал хрупкости (ТИХ) и пластичность металла шва в процессе кристаллизации. Выяснено, что с уменьшением равновесного коэффициента распределения k₀ степень неоднородности увеличивается.

Межкристаллитная химическая неоднородность определяется как отношение концентраций примеси в пограничной зоне и в центре кристаллита (С ₅/С ₂). При ячеистом и дендритном типе кристаллизации в результате прямого и бокового роста выступов примеси оттесняются в межячеистые или междендритные пространства. Таким образом, большая часть примесей захватывается боковыми гранями или ветвями.

Рекристаллизационные процессы, происходящие при сварке в околошовной зоне, как правило, сопровождаются перераспределением примесей, что иногда приводит к химической неоднородности, особенно на границе с жидким металлом, в зоне полуоплавленных зерен. Процессы, связанные с перераспределением примесей в твердом состоянии, в отличие от ликвационных, чаще называют сегрегационными, а образующиеся места скопления примесей - сегрегациями. В случае, если концентрация примеси на границе зерна превышает предел растворимости, возможно образование в пограничной зоне легкоплавких эвтектических фаз или даже химических соединений.

Внутризеренную химическую неоднородность обычно связывают с наличием внутри зерна инородных частиц - карбидов, интерметаллидов, фазовых включений. При воздействии сварочного цикла они могут не раствориться вследствие небольшого времени нахождения при высоких температурах и остаться в зоне термического влияния (ЗТВ). Кроме того, в процессе охлаждения из твердых растворов могут выпадать инородные фазы, которые приводят к увеличению внутризеренной химической неоднородности. Наиболее вероятное место расположения этих включений - зоны упругого искажения кристаллических решеток и места скопления дефектов физического строения, т.к. эти зоны обладают повышенным уровнем потенциальной энергии, а сосредоточение в них примесей приводит к снижению внутренней энергии и повышению степени равновесности всей системы.

Химическая неоднородность сварного шва может быть следствием недостаточной технологической культуры выполнения работ или самой физической природы процесса формирования сварного соединения и свойств свариваемого металла. В первом случае, как правило, существует макронеоднородность химического состава по длине шва или в отдельных его объемах, вызванная колебаниями в составе свариваемых материалов - покрытии, флюсе, - а также нестабильностью режима и технологическими нарушениями.

Зональная или линейная кристаллизация свойственна процессу кристаллизации с линейными фронтами. При сварке зональная ликвация проявляется весьма слабо и только при малой скорости охлаждения (например, сварка с предварительным подогревом). Наиболее вероятное место появления зональной ликвации - ось шва, продольные границы, образованные встречей фронтов кристаллизации. Зональная ликвация может существенно ослаблять ось шва и вызывает ряд нежелательных эффектов, в частности понижает пластические и прочностные характеристики металла шва.

Межкристаллитная, или межзеренная ликвация характеризуется скоплением примесей у межзеренных границ и проявляется в случае концентрационного переохлаждения. Концентрационное уплотнение, вызывая ячеистую кристаллизацию, одновременно приводит и к появлению ячеистой ликвации, которая может быть весьма значительной (концентрация примеси может измениться в 10 и более раз). Особенно сильно явление ликвации выражено в случае ячеисто-дендритных и дендритных структур при продвижении фронта кристаллизации в направлении затвердевания: размер дендритов увеличивается, количество жидкости в междендритном пространстве уменьшается, а концентрация примеси в ней вырастает настолько, что может достигнуть эвтектического состава. В этом случае в междендритном пространстве могут образовываться равноосные зерна эвтектики.

Внутрикристаллитная ликвация обусловлена различной растворимостью примесей в твердой и жидкой фазах. Чем больше коэффициент распределения k₀ будет отличаться от единицы, тем сильнее будет различаться состав кристаллитов, затвердевающих первыми, от последующих.

Рассмотренные ранее процессы возникновения химической неоднородности характерны, в основном, для малой скорости охлаждения или применительно к сварке с мягким режимом. Скорость охлаждения металла шва при сварке с большим значением погонной энергии q/v обуславливает достаточно интенсивное протекание диффузионных процессов, что приводит к выравниванию состава и снижает внутрикристаллическую ликвацию. При увеличении скорости охлаждения диффузионные процессы пройти не успевают, и степень внутрикристаллической ликвации увеличивается вплоть до максимума. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения еще больше подавляет диффузионные процессы, однако степень внутрикристаллической ликвации уменьшается вследствие изменения самого характера кристаллизации, приближающем его к бездиффузионному процессу.

1.3.3.2.5 Характер изменения прочности и пластичности металлов и сплавов в области высоких температур при сварке

Механические характеристики сварного соединения - прочность и пластичность - в период его формирования определяют вероятность получения бездефектного соединения в той же степени, в какой прочностные и эксплуатационные характеристики - степень надежности работы конструкции.

На рис. 28 показаны типичные кривые, характеризующие изменение прочности у и пластичности П сплавов при высоких температурах. В области нагрева до температур, близких к температуре равновесного солидуса (Тс) прочность и пластичность сплавов резко падают. Пластичность остается на весьма низком уровне в некотором интервале температур, а затем опять повышается. Объяснение такого неоднозначного явления в следующем.

Исследуемый металл (сплав), нагретый до расплавления, охлаждается, и, начиная с температуры Т_л, в нем образуются зародыши твердой фазы. До тех пор, пока количество твердой фазы невелико, металл находится в жидкотвердом состоянии (рис. 29, а), и пластичность расплава практически не отличается от пластичности жидкости, т.к. кристаллы металла свободно плавают в жидкости, не ограничивая ее способности перетекать и занимать любую форму. Прочность такого жидкотвердого агрегата практически равна нулю. Начиная с некоторой температуры, называемой температурой верхней границы интервала хрупкости (Т_в.г.) металл переходит в стадию твердожидкого состояния, характеризующуюся таким увеличением количества твердой фазы, при котором возможность жидкости перетекать между затвердевшими зернами резко уменьшается (рис. 29, б). При деформировании происходит заклинивание зерен, и дальнейший процесс становится возможным только в случае пластического деформирования самих зерен либо смещения их относительно друг друга. Обычно оба этих процесса протекают одновременно. Деформация такого двухфазного агрегата при условии сохранения сплошности в направлении действия сил Р возможна только при смятии отдельных точек контакта зерен, поворота прилегающих зерен и их деформации. В ранней стадии такого деформирования не исключена возможность перетекания жидкости в межзеренное пространство. В случае если циркуляция жидкости между зернами нарушена, необходимо, чтобы существующие между ними жидкие прослойки сами воспринимали растягивающие напряжения. Вероятность такого явления в данной стадии затвердевания велика, т.к. сопротивление разрушению малых объемов жидкости может быть весьма значительным. Оно зависит от поверхностного натяжения, температуры и вязкости жидкости. Однако прочность закристаллизовавшейся твердой фазы в этот период намного больше, поэтому разрушение, если оно наступает, происходит по границам зерен, т.е. имеет межкристаллический характер. Пластичность металла, находящегося на такой стадии затвердевания, очень мала - доли процента. В то же время сопротивление пластическим деформациям с момента возникновения явления заклинивания зерен и ограничения циркуляции жидкой фазы начинает возрастать. Если значение деформации металла, находящегося в таком состоянии, превысит его деформационную способность, произойдет хрупкое разрушение по жидким прослойкам. С дальнейшим снижением температуры возрастает объемная прочность жидкости, уменьшается ее объем, увеличивается число контактов между зернами. Одновременно с этим повышается и прочность самих границ зерен. При некоторой температуре границы упрочняются настолько, что разрушение начинает происходить не по ним, а по телу самих зерен (точка А рис. 28). Эта температура названа эквикохезивной. При этом пластические свойства металла возрастают, т.к. деформация уже не концентрируется по малым прослойкам вокруг зерен, а воспринимается всем агрегатом в достаточной степени равномерно. Температура резкого возрастания пластических свойств находится ниже температуры равновесного солидуса и называется нижней границей интервала хрупкости (Т_н.г.). Интервал температур, заключенной между верхней и нижней границами хрупкого состояния металла называется температурным интервалом хрупкости (ТИХ).

Кривая пластичности может иметь еще один минимум, расположенный в области более низких температур, в частности, в том случае, когда при высоких температурах сварочного цикла происходит значительное перераспределение примесей из тела зерна к его границам и образуются новые фазы эвтектического характера. У однофазных сплавов могут образовываться новые границы зерен с более высоким уровнем физической или химической неоднородности, приводящей к понижению прочностных и пластических свойств. Иногда первый и второй ТИХ расположены так близко, что могут сливаться, образуя один ТИХ.

1.3.3.2.6 Горячие трещины при сварке

Горячими трещинами называются хрупкие межкристаллитные разрушения сварного шва или околошовной зоны, возникающие в области ТИХ в результате воздействия термодеформационного цикла. Горячие трещины чаще всего возникают в сплавах, обладающих выраженным крупнокристаллическим строением с повышенной локальной концентрацией легкоплавких фаз. Согласно общепринятым представлениям они возникают в том случае, если интенсивность нарастания деформаций в металле сварного соединения в период остывания приводит к деформациям большим, чем его пластичность в данных температурных условиях. Способность сварного соединения без разрушения воспринимать деформации, вызванные термодеформацинным циклом сварки, определяет уровень его технологической прочности.

...