Сварка порошковой проволокой

Эффективность легирования и изменение свойств стали зависят от распределения легирующих элементов между фазами, что в свою очередь связано с концентрацией примесей и легирующих, а также с условиями образования и выделения фаз.

Сравнение термодинамических потенциалов реакций образования основных соединений, которые могут присутствовать в сталях, легированных титаном и алюминием, показывает, что эти элементы в первую очередь будут реагировать с кислородом и азотом. В сталях, легированных титаном, велика также вероятность образования карбидов. Сродство к азоту титана и алюминия значительно выше, чем железа, кремния и марганца.

Имеющиеся экспериментальные данные о распределении азота, титана и алюминия в металле сварных швов, выполненных порошковой проволокой, относятся к случаю сварки открытой дугой и в атмосфере аргона [154]. Различные концентрации азота при сварке в аргоне получали при введении в сердечник дозированных количеств азотированного ферромарганца. Содержание легирующих и азота определяли химическим анализом. Для получения сведений о распределении элементов между фазами использовали метод электролитического растворения образцов металла шва с последующим анализом выделенного осадка.

Установлено, что с увеличением содержания легирующего в наплавленном металле растет содержание его в твердом растворе.

При большом содержании титана и алюминия практически весь азот в металле находится в виде нитридов этих элементов. Данные о распределении азота, титана и алюминия между фазами в наплавленном металле (сварка в атмосфере аргона) приведены в табл. 9 и 10. В этих таблицах и на рис. 55 и 56 приняты следующие обозначения: Тіобщ, Аlобщ, Nобщ -- общее содержание каждого из этих элементов в наплавленном металле; Ti_p, А1_р -- содержание титана и алюминия в твердом растворе; Тї_с, А1_с -- содержание титана и алюминия в соединениях; N_TiN, N_ain--содержание азота в наплавленном металле в виде нитридов титана или алюминия.

Таблица 9

Содержание в проволоке, %	Содержание в наплавленном металле, %
Ті	N	Tiобщ	Tic	No6щ,	NTiN
0,25	0,020	0,07	0,07	0,027	0,026
0,5	0,020	0,16	0,11	0,025	0,024
0,75	0,021	0,26	0,13	0,026	0,026
1,0	0,021	0,30	0,15	0,023	0,023
1,5	0,022	0,63	0,15	0,027	0,026
0,5	0,033	0,16	0,14	0,044	0,041
0,75	0,034	0,21	0,14	0,039	0,036
1,0	0,034	0,34	0,17	0,043	0,039
1,25	0,035	0,48	0,16	0,040	0,039

Таблица 10

Содержание в проволоке , %	Содержание в наплавленном металле. %
Al	N	А1общ	А1с	Nобщ	NA1N
1,5	0,020	0,11	0,11	0,022	0,019
2,0	0,020	0,40	0,12	0,023	0,019
2,5	0,021	0,58	0,12	0,023	0,022
2,0	0.033	0,42	0,14	0,034	0,031
2,5	0,033	0,58	0,13	0,036	0,036
3,0	0,034	0,86	0,15	0,037	0,037

Рис. 55. Влияние напряжения дуги на распределение титана и азота между фазами в металле наплавки: 1-Ti_p ; 2-Ti _общ. ; 3-N_TIN ; 4-N _общ.

Рис. 56. Влияние напряжения дуги на распределение алюминия и азота между фазами в металле наплавки: 1- Alр; 2- Al общ. ; 3- N _AIN ;4- N общ.

Распределение азота, титана и алюминия между фазами в металле при сварке на воздухе и в аргоне аналогично. При сварке самозащитной проволокой рост напряжения дуги сопровождается увеличением содержания азота и уменьшением содержания легирующих в наплавленном металле, одновременно возрастает количество нитридов в металле и снижается доля легирующего, входящего в твердый раствор (рис. 55 и 56).

С распределением титана, алюминия и азота между фазами связаны изменения механических свойств металла швов, выполненных порошковой проволокой. Результаты исследования механических свойств металла швов с содержанием титана до 0,5% и алюминия до 1,2% при концентрациях азота в металле до 0,05% иллюстрируются рис. 57 и 58. Из полученных данных видно, что увеличение содержания титана в металле шва приводит к значительному повышению прочности и снижению пластичности металла. Рост концентрации азота в металле шва не изменяет характера этого влияния и способствует дополнительному упрочнению.

Рис. 57. Влияние содержания титана и азота в металле шва на механические свойства при испытании на растяжение: a-[N]_o6n(-=0,020ч0,023%; б - [N]_общ=.0,034ч0,042%.

Рис. 58. Влияние содержания алюминия и азота в металле шва на механические свойства при испытании на растяжение: a-[N]_o6n;.= 0,015±0,020%; 6-[Nl_o6n,=0,029±0,038%.

При легировании алюминием упрочнение наблюдается лишь в области малых содержаний (до 0,2%), при дальнейшем увеличении его содержания прочность и пластичность изменяются незначительно. Увеличение содержания азота в металле швов, легированных алюминием, способствует увеличению прочности. С увеличением содержания алюминия проявляется тенденция к снижению пластичности.

Повышение прочности при легировании может быть связано с изменением основных факторов -- измельчанием размеров зерна, упрочнением твердого раствора, появлением включений.

Изучение микроструктуры металла швов показало, что в исследуемых диапазонах легирования с повышением содержания титана размер зерна изменяется незначительно, а с повышением содержания алюминия -- несколько возрастает. Упрочнение при легировании титаном и алюминием не связано с изменением размера зерен. Отсутствие существенного повышения прочности при легировании алюминием является, по-видимому, следствием некоторого разупрочняющего действия увеличения размера зерен. Типичные микроструктуры приведены на рис. 59 и 60.

Рис. 59. Микроструктура металла шва с различным содержанием титана (ХЗОО): а -- 0,09% Ті; б -- 0,20% Ті; в -- 0,48% Ті.

Титан и алюминий образуют с железом твердые растворы внедрения с ограниченной растворимостью [68, 158]. Образование твердого раствора обычно сопровождается изменением периода решетки. Растворение титана и алюминия в феррите приводит к увеличению периода решетки, что должно способствовать упрочнению. По данным работы [156], наибольшее искажение решетки при малых концентрациях легирующего вызывает титан.

Рис. 60. Микроструктура металла шва с различным содержанием алюминия (Х300): а - 0,07% А1; б - 0,18% А1; в - 0.58% А1.

Природа упрочнения при образовании твердых растворов по существующим представлениям связана с изменением дислокационной структуры и непосредственным взаимодействием дислокаций с растворенными атомами. Последнее может приводить к закреплению дислокаций либо к возникновению сил трения при движении дислокаций. На диаграммах напряжение -- деформация первый эффект обычно связан с появлением зуба текучести, второй -- со смещением всей кривой в область более высоких напряжений [22]. Типичные кривые напряжение--деформация для образцов с различным содержанием титана и алюминия в металле представлены на рис. 61.

Для относительно небольших и средних содержаний легирующих (0,1--0,25%) характерно появление четкого зуба текучести. В соответствии с отмеченными выше изменениями в распределении легирующих между фазами при таких содержаниях титана и алюминия наблюдается появление этих элементов в твердом растворе. При высокой степени легирования площадка текучести может исчезать, что также является подтверждением действия механизма закрепления дислокаций.



Рис. 61. Кривые напряжение --деформация образцов металла шва, легированного титаном (а) и алюминием (б): 1-0.09% Ті; 2-0,15% Ті; 3-0,5% Ті; 4-0,07%А1; 5-0.18% Al- 6-0,58% Al.

Частицы включений способны сильно упрочнять сплав [31,131]. Степень упрочнения зависит от структуры, размеров, формы и расположения выделившихся частиц. В соответствии с существующими представлениями при наличии крупных включений упрочнение зависит от прочности матрицы и частиц, а при наличии мелких включений упрочнение пропорционально изменению модуля сдвига дисперсной фазы. Наибольшее упрочняющее действие в рассматриваемом случае могут оказывать нитриды, карбиды и карбонитриды титана либо нитриды алюминия. Изучение состава неметаллических включений в металле швов, легированном титаном и алюминием, показало что значительную часть включений составляют нитриды.

Нитриды, образовавшиеся в жидкой стали, имеют более крупные размеры и могут образовывать включения в виде хорошо сформированных кристаллов, иногда со скругленными краями [21, 146]. Самостоятельно нитриды всплывают довольно медленно [33]. При всплывании нитридов с другими включениями скорость возрастает. Хорошая очистка от нитридов возможна при использовании шлаков, адгезия нитридов к которым имеет большие значения [151]. Однако, учитывая, что наиболее интенсивное образование нитридов происходит в период, непосредственно предшествующий кристаллизации, следует ожидать высокой степени загрязненности металла нитридами.

При невысоких концентрациях титана, алюминия и азота нитриды, как правило, образуются уже в твердом металле [78 149] В сплавах железо -- титан и железо -- алюминий при кристаллизации возникает весьма стойкая микроликвационная неоднородность по легирующим элементам. Титан и алюминий скапливаются по границам зерен [13, 26]. Поэтому образующиеся в твердом состоянии нитриды располагаются по границам первичного зерна. Металлографические исследования подтверждают, что при низких содержаниях азота и титана или алюминия образуются мелкодисперсные выделения нитридов [27, 32, 47, 51, 78 163] располагающиеся у границ зерна.

Появление выделений нитридов алюминия и нитридов и карбо-нитридов титана, образовавшихся как в жидкой стали (крупных), так и в твердом состоянии (мелких), обычно вызывает упрочнение сплава, т. е. рост прочности должен быть связан с количеством образовавшихся нитридов. Сравнение прочностных показателей металла с различным содержанием азота при одинаковом содержании титана и алюминия подтверждает зависимость прочности от количества выделений нитридов.

Таким образом, значительное упрочнение металла шва связано с повышением сопротивления легированного титаном феррита пластическим деформациям, а также с появлением выделений нитридов и карбонитридов. Незначительное изменение прочности металла швов, выполненных проволоками, содержащими алюминий, связано с малым упрочнением твердого раствора и укрупнением зерен при высоких концентрациях алюминия. Упрочнение при высоких содержаниях азота в металле происходит в результате появления большого числа выделений нитрида алюминия.

Влияние легирования титаном и алюминием на свойства металла в значительной степени проявляется при испытаниях на ударный изгиб. Кривые зависимости ударной вязкости от содержания легирующего и температуры испытания показаны на рис. 62 и 63.



Рис. 62. Влияние содержания титана в металле шва на ударную вязкость: а - [N] = 0,02ч0,023%; б - [N]=0,034ч0,042%. Содержание титана: 1 - 0,09%; 2-0,15%; 3-0,21%; 4-0,35%; 5-0,5%; 6-0,17%; 7-0,25%; 8-0,4%; 9-0,48%.

Рис. 63. Влияние содержания алюминия на ударную вязкость металла шва; а - [N]-0,015-0,020%; б- [N] = 0,029-0,038% Содержание алюминия, %: 1-0,0075; 2-0,07; 3 -0,18; 4- 0,45; 5-0,58; 6-0,92; 7-0,4; 8-0,61; 9-0,91; 10-1,17.

Увеличение содержания титана в металле шва свыше 0,2% вызывает резкое падение ударной вязкости сварного соединения.

При увеличении содержания алюминия в металле шва ударная вязкость сохраняется на высоком уровне до содержания его примерно 0,6%. Характерным является положительное влияние относительно малых добавок и падение ударной вязкости при высоких содержаниях легирующего.

Роль отдельных факторов в хрупком разрушении металла можно оценить по уравнению Гриффитса в форме, предложенной Коттрелом [6]:

 (38)

где а_у -- предел текучести материала; к_у--коэффициент, зависящий от плотности дислокаций и их закрепления; d--величина зерна; в--коэффициент концентрации напряжений, равный при наличии надреза 1/3; у' -- удельная свободная поверхностная энергия; м-- модуль сдвига материала.

Условием разрушения является превышение величины левой части уравнения над правой.

Упрочнение при легировании должно привести к росту величин о_у и k_y. С понижением температуры испытания предел текучести низкоуглеродистой стали возрастает [128]. Как было показано выше, повышению предела текучести стали, легированной титаном, способствует наличие титана в твердом растворе и появление выделений нитридов и карбонитридов. При легировании алюминием упрочнение менее значительно и связано преимущественно с выделениями нитридов алюминия.

Обработка результатов испытаний механических свойств металла шва и сварного соединения, выполненных титансодержащей проволокой открытой дугой, показывает, что практически всегда хрупкое разрушение сочетается с высокой прочностью и низкой пластичностью металла при испытаниях на растяжение (рис. 64).

Рис. 64. Влияние содержания титана в ме-талле шва на механические свойства металла шва и сварного соединения: 1 - предел прочности;2 - ударная вязкость при 20° С.

Зависимость температуры перехода в хрупкое состояние от размера зерна приближенно имеет линейный характер [86]. Увеличение размера зерна, наблюдаемое при легировании металла шва алюминием, действует в направлении охрупчивания.

О повреждающем действии выделений нитридов свидетельствуют результаты анализов и испытаний ударной вязкости сварных соединений, выполненных проволоками с одинаковым содержанием легирующих, при изменении концентрации азота в металле (табл. 11). При содержании алюминия 0,41% оказалось достаточным 0,036% азота для недопустимого снижения ударной вязкости. В то же время при содержании алюминия 0,9% снижение ударной вязкости наблюдается уже при 0,02% азота.

Таблица 11

Содержание в металле шва, %		аи , кГм/см2, при t, °С
Аl'общ	Nобщ	NA1N	20	--40	-- 60	--70
0.43	0,012	0,007
0.44	0,017	0,013
0.42	0,024	0,022
0,41	0,036	0,034				--

Примечание. В числителе указаны крайние, а в знаменателей--средние значения для 3--4 образцов.

Растворимость нитридов алюминия в а и г-железе различна. Если содержание алюминия и азота будет велико, то произведение [А1, %] ·[N, %] окажется больше растворимости нитрида алюминия (примерно 0,02 при 1500° С). В этом случае будет наблюдаться выделение нитрида преимущественно по границам первичного зерна, и условия хрупкости во многом должны определяться прочностью границ аустенита. Со снижением растворимости нитрида при переходе металла в ферритное состояние связано выделение нитридов, наблюдаемое в интервале температур 920--780° С. Ниже 600° С нитрид алюминия практически не выделяется [73]. Скопление нитридов вблизи границ должно способствовать упрочнению сплава, в то же время связывание азота в нитриды влечет за собой повышение пластичности зерна.

Выделение нитридов по границам зерен оказывает тормозящее действие на рост зерна аустенита, что в значительной мере ослабляется при высоких содержаниях азота и алюминия в стали, когда количество нитрида увеличивается преимущественно за счет роста выделившихся ранее частиц [87]. Рост зерна, наблюдающийся при значительном увеличении содержания алюминия в металле шва, по-видимому, связан с развитием этого процесса.

Мнение некоторых исследователей [165] о том, что хрупкость сталей, легированных алюминием, связана главным образом с его присутствием в твердом растворе, не подтвердилось в экспериментах по сварке алюминийсодержащей проволокой открытой дугой. Рост содержания алюминия в твердом растворе (наблюдаемый при общем содержании алюминия в металле свыше 0,2%) не вызывает понижения ударной вязкости при низких концентрациях азота для довольно значительного содержания алюминия в металле. В то же время увеличение концентрации азота в пределах того же содержания алюминия вызывает недопустимое снижение ударной вязкости.

Таким образом, снижение ударной вязкости металла при сварке титансодержащей проволокой связано с упрочнением феррита при легировании его титаном и появлением включений нитридов и кар-бонитридов по границам зерен. Поскольку значительное упрочнение вызывают уже небольшие количества титана в твердом растворе, диапазон содержания легирующих в металле швов, в котором обеспечиваются приемлемые свойства, невелик и ограничивается обычно содержанием титана 0,15--0,20%.

При сварке алюминий содержащей проволокой наибольшее охрупчивающее влияние на металл оказывают выделения нитридов алюминия по границам зерен, а также укрупнение размеров зерна при высоком содержании алюминия в металле. Диапазон легирования металла с алюминием, в котором обеспечивается достаточная пластичность металла, ограничивается содержанием алюминия 0,5--0,6%, причем большие концентрации алюминия не вызывают хрупкости лишь при невысоком (менее 0,03%) содержании азота в металле шва.

Рассмотренные материалы показывают, что компенсация несовершенства защиты расплавленного металла от азота с помощью активных нитридобразователей ограничена определенными концентрациями этих элементов.

Во всех случаях следует стремиться к снижению содержания азота в металле шва для получения благоприятных показателей механических свойств.

Эффективность защиты металла от влияния азота. Содержание азота в металле шва принято считать показателем эффективности защиты металла от вредного влияния воздуха. При сварке открытой дугой эффективность защиты оценивают также по возможности удлинения дуги или по диапазону напряжений сварки, в пределах которого отсутствует пористость. Для проволоки с малым диапазоном рабочих напряжений требуются исключительно высокая стабилизация рабочего напряжения дуги, применение специальных источников питания и механизмов подачи. Поэтому можно считать, что эффективная защита, обеспечивающая снижение содержания азота в металле, во многом определяет технологические возможности порошковой проволоки и ее пригодность к производственному применению.

При сварке самозащитной порошковой проволокой открытой дугой защита расплавленного металла газошлаковая.

В связи с тем, что количество вводимых в сердечник проволоки неме-таллических материалов ограничено, для создания надежной защиты металла стремятся использовать газообразующие материалы, при разложении которых выделяются большие объемы газов. В проволоке рутил-органического типа обычно применяют органические материалы, в проволоке карбонатно-флюоритного типа -- карбонаты и фториды.

Несмотря на различие химического состава, физических свойств, а также состава выделяющихся при разложении газов, характер влияния количества вводимых в проволоку газообразующих на содержание азота в металле шва для проволоки с органическими веществами и проволоки с карбонатами в сердечнике один и тот же.

На рис. 65 представлена зависимость содержания азота в наплавленном металле от количества газообразующих для некоторых опытных проволок. В качестве приведенных количеств Q_прив. газообразующих взяты доли этих материалов в проволоке, идущие на образование защитной атмосферы. Увеличение количества газообразующих материалов выше определенного предела приводит к чрезмерному разбрызгиванию электродного металла и к нарушению стабильности процесса сварки. Аналогичным образом влияет и увеличение общего количества защитных материалов при сохранении одинаковой доли газообразующего в составе защитной части сердечника.

Рис. 65. Влияние газообразующих материалов в проволоке на содержание азота в наплавленном металле: 1 - крахмал; 2 - мрамор (шлаковая система CaO-CaF₂-Si0₂); 3 -- мрамор (шлаковая система СаСО₃-CaF₂-Аl₂0₃).

Удлинение дуги, как было показано выше, предотвращает попадание нераспдавившихся частиц сердечника в сварочную ванну при большом содержании защитных материалов, однако чрезмерное удлинение дуги приводит к ухудшению защиты расплавленного металла, повышенной абсорбции азота и образованию пористости. На рис. 66 представлена зависимость содержания азота в наплавленном металле от напряжения на дуге для проволоки с различным содержанием карбоната. Превышение некоторого предельного напряжения приводит к возникновению пористости, причем у проволоки с большим содержанием карбоната это напряжение выше. Это свидетельствует о том, что при сварке открытой дугой в атмосфере воздуха, где имеются условия для повышенной абсорбции азота, увеличение доли защитных материалов в серцечнике не всегда является достаточным средством для получения порошковой проволоки с хорошими защитными свойствами и широким диапазоном рабочих напряжений.

Рис. 66. Влияние напряжения дуги (трубчатая проволока) на содержание азота в наплавленном металле: 1 -- 2,2% карбоната в проволоке; 2 -- 4,5% карбоната в проволоке,

Уменьшить содержание азота в металле шва можно путем рационального выбора состава газошлакообразующей части сердечника проволоки. При сварке порошковой проволокой, содержащей в сердечнике карбонаты кальция и натрия, минимальное содержание азота наблюдается при определенном соотношении карбо-натов в смеси (рис. 67). Снижение содержания азота (сплошные линии) связано с расширением температурного диапазона выделения углекислого газа при диссоциации карбонатов, а также с образованием шлакового расплава из сердечника проволоки при более низких температурах. Изменение содержания кислорода (штриховые линии) незначительно.



Рис. 67. Влияние состава газошла-кообразующей части и напряжения дуги на содержания азота и кислорода в наплавленном металле: 1- U_д=27 в; 2-- U_д =25 в.

Улучшить защиту металла от воздуха можно разделением сердечника оболочкой. Помимо улучшения защиты, это, как указывалось выше, будет способствовать ликвидации отставания плавления сердечника от плавления оболочки.

В обеспечении низкого содержания азота в металле существенную роль играет характер расположения защитных материалов по отношению к электродному металлу. В электродах из торца втулки покрытия выделяется поток газов, который вместе с оплавляющимся шлаком создает «барьер» между воздухом и зоной оплавления стержня.

В порошковой проволоке защитные материалы расположены внутри стальной оболочки. Приближение к форме электрода достигается изменением конструкции проволоки, заключающемся во вводе в сердечник части металла оболочки [107]. Это подтверждается результатами сравнения эффективности защиты металла при сварке электродными материалами различных конструкций идентичного состава [111]. Конструкции сравниваемых материалов приведены на рис. 68, а их составы -- в табл. 11. Помимо сварки открытой дугой выполнялась также сварка в углекислом газе. Проволока для сварки в углекислом газе не содержала карбонатов.



Рис. 68. Сечения испытуемых электродных материалов: а -- непрерывный покрытый электрод; б -- порошковая проволока трубчатой конструкции; в -- порошковая проволока двухслойной конструкции.

Таблица 12

Составляющие электродного материала	Электроды с наружным покрытием	Трубчатая порошковая проволока	Двухслойная порошковая проволока
		Сварка на воздухе	Сварка в С02	Сварка на воздухе	Сварка в С02
Металлическая основа (проволока, лента)	70,5	69,0	69,8	69,2	69,8
Мрамор	2,2	2,3	--	2,3	--
Перовскит	--	--	3,1	--	3,1
Флюоритовый концентрат	4,2	4,3	4,8	4,4	4,8
Рутиловый концентрат	5,3	5,4	3,0	5,5	3,0
Сода кальцинированная	1,6	1.7	--	1,7	--
Натриевая силикатная глыба	3,4	3,3	3,8	3,3	3,8
Ферромарганец	1,3	1,4	1,5	1,4	1,5
Ферросилиций	0,9	1,0	1,0	1,0	1,0
Железный порошок	10,6	11,6	13,0	11,2	13,0

Для сохранения неизменным состава шлака в сердечник этой проволоки вводили соответствующие карбонату основные окислы. Сварку в углекислом газе выполняли при двух установленных расходах газа. Первый соответствовал выходу СО_а при полной диссоциации карбоната (для данной скорости подачи проволоки), второй -- удвоенному выходу газа.

Выход углекислого газа при диссоциации карбонатов для приведенных примеров был принят по данным термогравиометрического анализа карбонатов.

В металле, наплавленном указанными материалами (сварка выполнялась при постоянном токе обратной полярности), фиксировали содержание азота при различных значениях напряжения дуги (рис. 69).

Рис. 69. Влияние конструкции проволоки и напряжения дуги на содержание азота в наплавленном металле (шлаковая система СаО-- CaF₂--T1O₂ Si0₂--КгО): 1 - трубчатая проволока; 2-двухслойная самозащитная проволока; 3-двухслойная проволока; 4 -- непрерывный покрытый электрод.

Повышение напряжения дуги во всех исследуемых случаях приводило к увеличению содержания азота в наплавленном металле вплоть до некоторой критической величины, соответствующей максимальному значению диапазона рабочих напряжений для выбранного тока. Величина «критического» содержания азота, превышение которого связано с появлением пористости в швах для сравниваемых материалов, близка к величине растворимости азота в жидком железе при температуре плавления и давлении азота РN_г= 1 атм и составляет 0,040% . При использовании двухслойной конструкции проволоки можно получить низкие концентрации азота в металле в широком диапазоне напряжений (низкие концентрации азота при сварке в С0₂ были получены лишь при удвоенном по сравнению с расчетным расходом газа), а также увеличить долю защитных материалов в сердечнике без опасения нарушить равномерность плавления сердечника и оболочки. На рис. 70 приведены кривые зависимости содержания азота в наплавленном металле от количества защитных материалов Qs в проволоках трубчатой и двухслойной конструкций идентичного состава. Для проволоки двухслойной конструкции увеличение количества защитных материалов до 17% вызывает снижение содержания азота в наплавленном металле. Технологические свойства проволоки сохраняются на высоком уровне. В проволоке трубчатой конструкции при введении такого количества защитных материалов в сердечник скорость плавления его недопустимо отстает от скорости плавления оболочки.

Рис 70. Влияние количества защитных материалов на содержание азота в наплавленном металле: 1 - трубчатая проволока; 2 - проволока двухслойной конструкции, сварка в углекислом газе;

На основании результатов исследований можно рекомендовать следующие пути снижения содержания азота в металле, наплавленном самозащитной порошковой проволокой:

снижение температурного диапазона плавления шлакообразующих составляющих сердечника благодаря применению легкоплавких композиций и введению металлических порошков;

расширение температурного диапазона диссоциации карбонатов сердечника;

разделение сердечника оболочкой; увеличение доли металла, находящегося внутри сердечника, благодаря применению специальных конструкций проволоки, в частности двухслойной.

Легирование порошковой проволоки трубчатой конструкции большими количествами титана и алюминия позволяет связать азот в прочные нитриды и предупредить пористость швов; эти нитриды, как правило, оставаясь в металле шва, способствуют его упрочнению и снижению пластичности.

2.2 Поведение водорода при сварке порошковой проволокой

Водород поступает в зону дуги из материалов сердечника или покрытия, флюса или защитного газа, из окружающего воздуха, а также с поверхности свариваемого металла. Насыщение металла водородом в процессе сварки может служить причиной пористости металла. При повышенном содержании водорода в стали часто возникают локальные пересыщения в микрообъемах металла, что служит причиной появления межкристаллитных трещин. Наличие водорода снижает показатели пластических свойств и сопротивление разрушению металла шва, а при испытаниях на длительную прочность приводит к возникновению трещин, снижая тем самым усталостные свойства стали. Присутствие водорода является одной из основных причин образования флокенов в сварных швах.

В условиях низких температур растворимость водорода в железе и стали мала и составляет для чистого железа при комнатной температуре 7-10~⁸% [73]. В то же время в стали и сварных швах всегда содержатся значительно большие количества водорода.

Растворенные в железе атомы водорода связаны со свободными электронами металла, часть водорода может быть в виде ионов. Лишь незначительное количество избыточного водорода находится в кристаллической решетке железа, большая часть его концентрируется в микропустотах металла в газообразном состоянии либо химически связана в соединения с примесями металла [24, 73, 159].

Растворимость водорода в жидком железе изучали многие исследователи [57, 73, 135, 159, 184]. Согласно расчетам и экспериментальным данным [57, 135] максимум растворимости достигается при температуре 2450° С. Понижение растворимости по мере приближения к точке кипения объясняется влиянием паров железа, уменьшающих парциальное давление водорода. Растворимость водорода в жидком железе при парциальном давлении водорода рн₂, равном 1 атм, в интервале температур 1800--2270°К описывается уравнением [56]

(39)

Данные о растворимости водорода в жидком железе в интервале температур плавления и кипения железа, полученные В.И. Лакомским [58], иллюстрируются рис. 71.

Рис. 71. Стандартная растворимость водорода в жидком железе.

Растворимость водорода в жидком железе во всем диапазоне температур подчиняется закону Сивертса. Водород отличается исключительно высокой диффузионной способностью. Температурная зависимость коэффициента диффузии водорода в жидком железе определена экспериментально для интервала температур 1547-- 1726 °С [164]:

; (40)

где D -- коэффициент диффузии.

О влиянии примесей на растворимость водорода в жидких сплавах железа можно судить по значениям параметров взаимодействия. Для примесей, присутствующих в углеродистых конструкционных сталях, при 1600° С [73] они равны: +0,060 для углерода; +0,025 для кремния; --0,001 для марганца, +0,010 для алюминия; -- 0,070 для титана; +0,010 для серы; +0,011 для фосфора; +2,5 для кислорода. Из перечисленных элементов лишь титан увеличивает растворимость водорода в железе.

Шлак на поверхности металла препятствует проникновению водорода в металл. Лимитировать проникновение водорода могут процессы на границах раздела газовая фаза -- шлак и шлак -- металл, а также массоперенос через слой шлака. С ростом температуры и понижением вязкости шлака массоперенос водорода из газовой фазы в металл возрастает.

Водород и пары воды растворимы в сварочных шлаках, причем основной формой существования водорода в шлаке являются ионы гидроксила. Полагают, что растворение водорода проходит через его окисление или обменные реакции образования гидроксильных групп. С повышением основности шлаков растворимость водорода , в них растет.

При электродуговой сварке в зоне плавления разогретый до высоких температур газ контактирует с относительно холодным расплавленным электродным металлом и металлом сварочной ванны. В дуговой плазме молекулярный водород диссоциирует на атомы. При температуре 5000--6000° К степень диссоциации водорода близка к единице [141]. Часть водорода в дуге находится в виде ионов [55, 93].

По данным исследований и расчетов [58, 91], с металлом взаимодействует газ, молизовавшийся в пограничном слое. Молекулы водорода, однако, не успевают полностью ассоциироваться, скорость растворения возбужденных молекул высока. С еще большей скоростью может происходить растворение ионов водорода на катоде. Этот процесс возможен лишь при значительных величинах сварочного тока. Ряд экспериментов показывает, что доля водорода, поглощенного металлом катода, «электрически» незначительна [91] для принятых на практике режимов дуговой сварки. При электродуговой сварке содержание водорода в металле часто превышает стандартную растворимость его в железе.

Характер распределения водорода между металлом сварочной ванны и швом определяется преимущественно скоростью кристаллизации. При скоростях кристаллизации, присущих большей части дуговых способов сварки, в том числе и сварке порошковой проволокой, диффузионные процессы не получают значительного развития, В металле шва фиксируется количество водорода, близкое к его среднему содержанию в сварочной ванне [91].

Получение высокой скорости охлаждения и кристаллизации металла является основным принципом современных методик определения общего содержания водорода в металле сварочной ванны и капель. Общее содержание водорода в металле [Н]_сум получают, суммируя содержание диффузионно-подвижного водорода [Н]_ДИф и остаточного [Н]ост .

Наиболее точные, хорошо воспроизводимые результаты определения содержания диффузионного водорода [Н]_диф в сварочной ванне получаются при использовании метода наплавки валика на составной охлаждаемый образец [100]. Наплавленный на специальном приспособлении образец непосредственно после сварки помещают в эвдиометры под слой глицерина. Выделившийся водород [Н]_диф относят к единице массы металла сварочной ванны. Содержание остаточного водорода [Н]_ост определяют методом вакуум-плавки.

С использованием такой методики были проведены исследования влияния различных факторов на содержание водорода в металле шва при сварке порошковой проволокой различных типов. Результаты этих исследований изложены ниже.

Сварка проволокой рутил-органического типа. Шлаковую основу проволоки этого типа составляют рутил и алюмосиликаты, часто содержащие кристаллизационную влагу; газовая защита зоны плавления обеспечивается преимущественно продуктами разложения органических материалов. Легко разлагающиеся в дуге материалы органического происхождения (крахмал, целлюлоза) позволяют значительно снизить долю воздуха в атмосфере дуги. С увеличением количества, например, крахмала в сердечнике проволоки снижается содержание азота и кислорода в наплавленном металле. Однако крахмал является источником водорода. Поэтому атмосфера дуги, с которой контактирует расплавленный металл, содержит большие количества водорода и паров воды.

Исследование газонасыщенности металла, наплавленного проволокой с различным содержанием крахмала, показывает (рис. 72), что содержание водорода в металле наплавки изменяется незначительно, причем тенденция к росту содержания водорода заметна лишь при переходе от проволоки без крахмала к проволоке с содержанием его 0,5%.

Рис. 72. Влияние крахмала в порошковой проволоке на содержание водо рода в наплавленном металле: 1-- [Н]_сум; 2-- [Н]_днф.

Изменение степени раскиеленности металла путем введения кремния или углерода существенно не сказывается на суммарном содержании водорода в металле наплавки. В табл. 13 приведены данные о содержании водорода в металле наплавок, выполненных проволокой рутил-органического типа с различным содержанием ферросилиция и графита в сердечнике. Содержание [Н]_сум в металле наплавок отличается незначительно. Это говорит о том, что решающую роль в процессе насыщения металла газом в этом случае играет концентрационный фактор, остающийся неизменным. В то же время с ростом содержания кремния и углерода в металле заметно возрастает доля остаточного водорода в общем его содержании. Такое перераспределение связано с влиянием этих элементов на скорость десорбции газов из металла. Оба элемента тормозят выделение водорода.

При сварке порошковой проволокой рутил-органического типа не обнаруживается заметного влияния напряжения дуги на содержание водорода в наплавленном металле [123]. На рис. 73 представлена зависимость содержания водорода в металле наплавки от напряжения дуги. Сварка производилась порошковой проволокой ПП-АН1 диаметром 2,8 мм.

Влияние силы тока проявляется в большей степени (рис. 74).

Таблица 13

Содержание, %	Содержание водорода, см'/100 г
Si	С	[Н]днф.	[Н]ост	[Н]сум
0,1	0,08			23,5
0,19	0,09			23,3
0,1	0,18			23,7

Рис. 73. Влияние напряжения дуги на содержание водорода в наплавленном металле: 1-[Н]_сум; 2-[Н]_диф.

Рис. 74. Влияние силы тока на содержание водорода в наплавленном металле: 1-[Н]_сум; 2-[Н]_диф.

При увеличении силы тока от 200 до 350 а наблюдается снижение содержания водорода в металле наплавки. Параметры плавления и переноса электродного металла с ростом сварочного тока изменяются существенно: сокращается время взаимодействия металла с газами на стадии капли т_вз, уменьшается величина параметра взаимодействия щ. Это может оказывать влияние на содержание водорода в наплавленном металле. При сварке на токах более 250 а температура капель электродного металла уже находится в диапазоне, соответствующем максимальной растворимости водорода в железе (см. параграф 4). Повышение температуры металла и степени диссоциации водорода в дуге при увеличении тока должны способствовать большему насыщению металла водородом. Следует заметить, что с увеличением силы тока увеличиваются также размеры и время существования сварочной ванны, вследствие чего большее количество водорода успевает выделиться при кристаллизации ванны.

Результаты исследований показывают, что содержание водорода в металле, наплавленном проволокой рутил-органического типа, высокое и определяется преимущественно потенциальным содержанием водорода в самой проволоке и условиями его выделения из жидкого металла. Металлургические пути снижения содержания водорода в металле шва при сварке проволокой этого типа ограничены.

Уменьшить содержание водорода можно либо уменьшением количества водородсодержащих компонентов в проволоке (что не всегда допустимо), либо за счет водородного кипения сварочной ванны при высоких температурах.

Содержание водорода в металле шва можно регулировать изменением параметров, оказывающих наибольшее влияние на скорость кристаллизации ванны -- сварочного тока и скорости сварки.

Сварка проволокой карбонатно-флюоритного типа. Источником водорода в проволоке этого типа является влага, адсорбированная на поверхности частиц сердечника, а также остатки волочильной смазки на поверхности проволоки.

С повышением влажности сердечника порошковой проволоки наблюдается заметный рост содержания водорода в наплавленном металле.

Зависимость содержания диффузионного водорода в металле от влажности шихты порошковой проволоки карбонатно-флюоритного типа [106] иллюстрируется рис. 75. Шихта не содержала металлических порошков. Увлажнялась она в процессе хранения в гидростате с относительной влажностью воздуха 91%. В период хранения и перед изготовлением проволоки шихту перемешивали. Влажность определяли вакуумной экстракцией при 400° С. Контрольную шихту изготавливали из компонентов, прокаленных при этой же температуре.

Рис. 75. Влияние влажности шихты В порошковой проволоки на содержание водорода в наплавленном металле: 1 -- после изготовления; 2 -- после прокалки при 250⁰ С в течение 2 ч.

При увлажнении шихты значительных изменений технологических свойств проволоки не наблюдалось лишь до влажности 2,5%. При сварке про-волокой с большей влажностью сердечника в металле шва появлялась пористость. Устранить пористость при сварке такой проволокой можно прокалкой ее при температуре 240--250°С. Удалением влаги и следов волочильной смазки можно снизить содержание диффузионного водорода в наплавленном металле до исходного уровня (рис. 75).

Результаты исследований, проведенных применительно к сварке под флюсом и покрытыми электродами 149, 88, 91, 137, 142], показали, что благоприятное влияние находящегося во флюсе или покрытии фтористого кальция, способствующего снижению содержания водорода в металле шва, связано прежде всего с удалением водорода в виде нерастворимого в стали фтористого водорода HF. Подобное влияние могут оказывать и другие фтористые соединения.

В зоне дуги образование HF происходит при наличии паров флюорита или газообразного тетрафторида кремния.

Взаимодействие SiF₄ и CaF₂ с водородом или парами воды может происходить по реакциям

(41-43)

(44, 45)

Образование HF возможно также при взаимодействии тетра-фторида титана с водородом или парами воды в зоне дуги.

Трудности проведения экспериментов с фтором и его соединениями не позволили до настоящего времени получить экспериментальное подтверждение хода этих реакций. Вопрос о механизме связывания водорода в дуге остается в значительной мере дискуссионным.

Выделение газообразного SiF₄ в процессе сварки наблюдается при взаимодействии флюорита с кремнеземом или при диссоциации кремнефторидов натрия или калия.

В реальных условиях сварки порошковой проволокой реакции взаимодействия флюорита с кремнеземом и двуокисью титана даже в присутствии атмосферной влаги протекают с заметной скоростью при температуре выше 1000° С, т. е. практически в расплавленном шлаке. При большом содержании влаги и относительно низкой температуре существенное развитие получает реакция взаимодействия флюорита с парами воды с последующим связыванием образовавшейся окиси кальция в силикат [71]. С повышением температуры интенсифицируется реакция образования тетрафторида кремния.

При сварке порошковой проволокой с сердечником из фтористого кальция (без кремнезема) водород связывается не полностью.

Использование кремнефторида для снижения содержания водорода в металле оказывается более действенным средством. Крем-нефториды применяются в композициях сердечников проволоки карбонатно-флюоритного типа для сварки открытой дугой и в .проволоке для сварки в углекислом газе. В табл. 14 приведены данные, отражающие влияние кремнефтористого натрия на содержание водорода в металле, наплавленном проволокой карбонатно-флюоритного типа. Исходная влажность сердечника проволоки во всех случаях была примерно одинаковой (в пределах 0,44--0,51%). Анализ полученных результатов показывает, что введение в сердечник проволоки кремнефтористого натрия позволяет значительно снизить содержание водорода в наплавленном металле.

Таблица 14

Содержание в проволоке Na2SiF„ %	Содержание водорода,	см3/100 г
	[Н ]диф	[Н]осл	1Н1сум
0			18,3
0,5			15,8
1,0			12,9
1,5			9,7

Влияние легирования металла шва на содержание в нем водорода приме-нительно к порошковой проволоке изучено относительно мало. Имеющиеся сведения [91,93] говорят о том, что увеличение количества раскислителей и легирующих в сердечнике проволоки сказывается на содержании водорода преимущественно в области небольших концентраций. Здесь наблюдается значительное изменение содержания в металле кислорода.

На рис. 76 приведена зависимость содержания водорода от содержания алюминия в наплавленном металле. Сварка выполнялась проволокой карбонатно-флюоритного типа. Подобные зависимости получены при изучении влияния марганца, кремния и титана. Содержание водорода в наплавленном металле несколько возрастает в начальный период и затем изменяется незначительно. При этом содержание водорода увеличивается преимущественно за счет изменения доли диффузионного водорода [Н]_диф.

Рис. 76. Влияние алюминия на содержание водорода в наплавленном металле: 1 -- [Н]_сум; 2 --[Н]_ост.

Изменение силы тока и напряжения дуги в пределах рабочего диапазона режимов сварки проволокой карбонатно-флюоритного типа незначительно сказывается на содержании водорода в наплавленном металле. Невысокие исходные концентрации водорода в проволоке, эффективные меры борьбы с наличием его в зоне дуги обеспечивают низкое содержание водорода в сварочной ванне. В этих условиях изменение температуры и кинетических параметров плавления и переноса металла не оказывает заметного влияния на величину фиксируемого в металле содержания водорода.

Увеличение вылета электродной проволоки способствует снижению содержания водорода в металле благодаря предварительному подогреву проволоки на вылете и удалению части влаги сердечника. Органические материалы, имеющиеся в сердечнике или на поверхности проволоки, также частично разлагаются до оплавления проволоки. Увеличение вылета часто используют как технологический прием при сварке проволокой с влажным сердечником или проволокой, имеющей большой слой смазки на поверхности. Предварительный подогрев такой проволоки на вылете позволяет снизить, склонность к пористости за счет снижения содержания водорода в металле. Этим приемом, однако, нельзя пользоваться при сварке проволокой рутил-органического типа, где выгорание органических материалов из сердечника проволоки на повышенном вылете нарушает газовую защиту зоны дуги.

Сварка в углекислом газе. Отсутствие газообразующих материалов в проволоке для сварки в углекислом газе создает предпосылки для получения весьма низких исходных концентраций влаги в сердечнике благодаря применению высокотемпературной прокалки. Ферросплавы и железный порошок обычно не прокаливаются и являются одними из главных поставщиков водорода в дугу. Определенное количество влаги может вносить также защитный углекислый газ. Возможность термообработки материалов и самой проволоки позволяет при сварке в углекислом газе получать низкое содержание водорода в металле шва.

Помимо технологических для снижения содержания водорода в металле используются и металлургические приемы, в частности введение фтористых соединений. В табл. 14 приведено типичное содержание водорода в металле, наплавленном порошковой проволокой в углекислом газе. Из приведенных данных видно, что и при рутиловом типе сердечника содержание водорода в металле наплавки невелико. В сердечнике .проволоки ПП-АН10 отсутствует железный порошок.

Таблица 15

Марка проволоки	Тип сердечника	Содержание водорода, см3/ 100 г
		[Н]диф	[Н]ост	[Н]сум
ПП-АН4	Рутил-флюоригный			3,0
ПП-АН9	»			4,5
ПП-АН8	Рутиловый			6,6
ПП-АН10	»			5,0

Примечание. В числителе приведены крайние, а в знаменателе--средние значения содержания водорода.

Содержание водорода в металле, наплавленном в углекислом газе порошковой проволокой, примерно такое же, как и в металле, наплавленном электродами с фтористо-кальциевым покрытием.

На основании проведенных исследований можно рекомендовать следующие пути снижения содержания водорода в наплавленном металле:

а) при сварке самозащитной проволокой с сердечником рутил-органического типа -- уменьшение содержания органических материалов в сердечнике; введение в сердечник проволоки минералов, содержащих кристаллизационную влагу с целью дегазации ванны путем водородного кипения; повышение содержания кислорода в наплавленном металле; ограничение силы тока; ограничение содержания в металле шва элементов, снижающих скорость десорбции водорода из ванны (кремний, углерод);

б) при сварке самозащитной проволокой с сердечником карбонатно-флюоритного типа и порошковой проволокой в углекислом газе -- прокалка материалов сердечника и готовой проволоки; введение в сердечник веществ, обеспечивающих при нагреве выделение летучих фторидов; увеличение длины вылета; обезвоживание и сушка углекислого газа; очистка кромок свариваемых изделий от ржавчины, окалины и загрязнений, содержащих органические материалы и влагу; ограничение силы тока и напряжения дуги.

Глава III. Пористость швов при сварке порошковой проволокой

3.1 Условия зарождения и развития пор в сварных швах

Пористость -- один из наиболее распространенных дефектов сварных швов при дуговой сварке. Образование пор является следствием выделения газов из металла при кристаллизации сварочной ванны. Выделение газов происходит при снижении растворимости или протекании в жидком металле химических реакций. Для описания механизма зарождения и развития пор при сварке сталей целесообразно использовать кинетический метод.

В общем случае процесс образования пор можно разделить на две стадии -- зарождение и развитие газового пузырька. Для зарождения пузырька необходимы, по крайней мере, три условия: 1) перенасыщение жидкого металла газом; 2) наличие центра; 3) определенная выдержка элементарного объема жидкого металла (инкубационный период) при соблюдении первых двух условий, так как скорость образования газового зародыша критического размера конечна [1331. Развитие пузырька происходит во времени и определяется скоростью атомарной и конвективной диффузии, концентрацией газа в металле (степенью перенасыщения), а также скоростью его десорбции. Сформулированные условия зарождения и развития пузырька вытекают из общих принципов теории фазовых процессов [133].

Перенасыщение жидкого металла газами. Перегретый металл капель и ванны, взаимодействуя с активизированными дугой водородом и азотом, при определенных парциальных давлениях этих газов в атмосфере дуги адсорбирует их в количествах, значительно превышающих стандартную растворимость водорода и азота в металле.

Выше (см. параграфы 5 и 6) отмечалось, что растворимость водорода и азота в жидком железе достигает максимума при температуре 2300--2400° С и снижается с уменьшением температуры металла. В результате этого при охлаждении жидкого металла может быть достигнуто значительное перенасыщение сварочной ванны газами во всем ее объеме.

Растворимость водорода и азота в жидком железе значительно выше, чем в твердом. Поэтому их можно рассматривать как примеси в стали с коэффициентом распределения, меньшим единицы 11453. При контакте жидкого и твердого железа, содержащего водород или азот, будет происходить перераспределение этих газов между фазами путем диффузии.

Результаты численного исследования перераспределения водорода и азота в сварочной ванне для случая движения фронта кристаллизации с многократным чередованием процесса кристаллизации и остановок его позволили прийти к следующим выводам [91]:

1) изменение скорости роста кристаллов оказывает значительное влияние на перераспределение водорода между сварочной ванной и закристаллизовавшимся металлом;

2) чем больше скорость кристаллизации, тем быстрее происходит насыщение жидкости водородом перед фронтом кристаллизующегося металла;

3) концентрация водорода в жидкости перед фронтом закристаллизовавшегося металла растет по мере увеличения количества остановок (рис. 77).

Таким образом, в определенном неперемешивающемся слое жидкого металла на границе с твердым металлом у фронта кристаллизации возможно локальное перенасыщение (экспериментально такое перенасыщение пока установить не удавалось).

Зарождение пузырьков газа. Работа L образования газового пузырька объемом V с поверхностью F определяется разностью значений конечной и начальной потенциальной энергии давления соответственно газа и жидкости, а также работой, затраченной против действия сил поверхностного натяжения жидкости и адгезии стенки, т. е. известным соотношением [155]



Рис. 77. Распределение водорода в жидкой [Н]„_ж и твердой [Н|„_т фазах (n=0; 1; 2) в процессе кристаллизации сварочной ванны с учетом остановок (мгновенная скорость кристаллизации v = 0,2 см/сек; длительность остановок 0,2 сек); Dг = Dж10-³ см^г1сек; (1--V-- кристаллизационные слои);. __ перед остановкой; _ _ _ через 0,02 сек после остановки; _ . _ . _ через 0,1 сек после остановки.

(46)

где р_г -- давление газа внутри пузырька; р_ж --давление в жидкости; о -- межфазное натяжение; 9 -- краевой угол; F₃-- поверхность действия сил адгезии (рис. 78). Согласно формуле (46) вероятность возникновения пузырьков газа на поверхности твердой фазы наибольшая в тех местах, где отношение FJF максимальное; при любом значении 9 это отношение будет наибольшим в узких впадинах (зазор между свариваемыми деталями, границы зерен неоплавившихся кристаллов основного металла, впадины между растущими кристаллами при зубчатом фронте кристаллизации).

...