ВВЕДЕНИЕ .
Сварочная металлургия отличается от других металлургических
процессов высокими температурами термического цикла и малым временем
существования сварочной ванны в жидком состоянии , т. е. в состоянии ,
доступном для металлургической обработки металла сварного шва . Кроме
того ,специфичны процессы кристаллизации сварочной ванны , начинающиеся
от границы сплавления , и образования изменённого по своим свойствам
металла зоны термического влияния.
В своей работе я отразил сущность лишь основных и наиболее общих
процессов, происходящих в металле при сварке , хотя постарался изложить
их как можно подробней и интересней .ОСНОВНЫЕ ВОПРОСЫ СВАРКИ .
Сварка сопровождается комплексом одновременно протекающих
процессов , основными из которых являются : тепловое воздействие на
металл в зоне термического влияния , термодеформационные плавления ,
металлургической обработки и кристаллизации металла в объёме сварочной
ванны в зоне сплавления .
Физическая свариваемость характеризует принципиальную возможность
получения монолитных сварных соединений и главным образом относится к
разнородным металлам .
В процессе сварки имеет место непрерывное охлаждение . Характер
структурных превращений при этом отличается от случая распада аустенита
при изотермической выдержке . При непрерывном охлаждении значение
инкубационного периода в 1.5 раза больше , чем при изотермическом . С
увеличением скорости охлаждения получаемая структура в зоне
изотермического влияния измельчается , твёрдость её повышается . Если
скорость охлаждения превышает критическую скорость , образование
структур закалки неизбежно .
Закалённые структуры в аппаратостроении являются крайне
нежелательными : отличаются высокой твёрдостью , хрупкостью , плохо
обрабатываются , склонны к образованию трещин .
Если скорость охлаждения ниже критической скорости , образование
закалочных структур исключается . В зоне термического влияния наиболее
желательными являются пластичные , хорошо обрабатываемые структуры типа
перлита или сорбита . Поэтому получение качественных соединений
непременно связано с достижением желаемых структур в основном
регулированием скорости охлаждения .
Подогрев способствует перлитному превращению и является
действенным средством исключения закалочных структур . Поэтому он служит
в качестве предварительной термической обработки сварных соединений
(нагрев до сварки и в процессе её ) . Меняя скорость охлаждения , можно
получить желаемую твёрдость в зоне термического влияния .
В некоторых случаях появляется необходимость увеличения скорости
охлаждения . Путём ускоренного охлаждения удаётся измельчить зерно ,
повысить прочностные свойства и ударную вязкость в зоне термического
влияния . С этой целью находит применение метод сопутствующего
охлаждения . Сварное соединение в процессе сварки с обратной стороны
дуги охлаждается водой или воздушной смесью , что способствует получению
крутой ветви скорости охлаждения.
Технологическая прочность сварного шва .
Термин “Технологическая прочность” применяется для характеристики
прочности конструкции в процессе её изготовления . В сварных
конструкциях технологическая прочность лимитируется в основном
прочностью сварных швов . Это один из важных показателей свариваемости
стали .
Технологическая прочность оценивается образованием горячих и
холодных трещин .
1. Горячие трещины .
Это хрупкие межкристаллические разрушения металла шва и зоны
термического влияния . Возникают в твёрдо-жидком состоянии на
завершающей стадии первичной кристаллизации , а так же в твёрдом
состоянии при высоких температурах на этапе преимущественного развития
межзернистой деформации .
Наличие температурно- временного интервала хрупкости является
первой причиной образования горячих трещин . Температурно- временной
интервал обуславливается образованием жидких и полужидких прослоек ,
нарушающих металлическую сплошность сварного шва . Эти прослойки
образуются при наличии легкоплавких , сернистых соединений (сульфидов )
FeS с температурой плавления 1189 С и NiS с температурой плавления 810 С
. В пиковый момент развития сварочных напряжений по этим жидким
прослойкам происходит сдвиг металла , перерастающего в хрупкие трещины
.
Вторая причина образования горячих трещин — высокотемпературные
деформации . Они развиваются вследствие затруднённой усадки металла шва
, формоизменения свариваемых заготовок , а так же при релаксации
сварочных напряжений в неравновесных условиях сварки и при
послесварочной термообработке , структурной и механической концентрации
деформации.
2. Холодные трещины .
Холодными считают такие трещины , которые образуются в процессе
охлаждения после сварки при температуре 150 С или в течении нескольких
последующих суток . Имеют блестящий кристаллический излом без следов
высокотемпературного окисления .
Основные факторы , обуславливающие появление холодных трещин
следующие:
а) Образование структур закалки ( мартенсита и бейнита ) приводит к
появлению дополнительных напряжений , обусловленных объёмным эффектом .
б) Воздействие сварочных растягивающих напряжений .
в) Концентрация диффузионного водорода .
Водород легко перемещается в незакалённых структурах . В мартенсите
диффузионная способность водорода снижается : он скапливается в
микропустотах мартенсита , переходит в молекулярную форму и постепенно
развивает высокое давление , способствующее образованию холодных трещин
. кроме того , водород , адсорбированный на поверхности металла и в
микропустотах , вызывает охрупчивание металла .Углеродистые стали : сварка и сопутствующие ей процессы .
Сплавы Fe и С , где процентное содержание углерода не превышает
2,14 % , называют углеродистыми сталями . Углерод оказывает сильное
влияние на свойства сталей . Наличие других элементов обусловлено :
1. Технологическими особенностями производства — Mn , Si — для
устранения вредных включений закиси железа , FeO и FeS .
Вокруг оторочки сернистого железа , начиная с 985 С , происходит
оплавление , что ведёт к снижению технологической прочности сварного шва
. Температура плавления MnS составляет 1620 С , кроме того , он
пластичен .
2. Невозможностью полного удаления из металла ( S, P, N , H )
3. Случайными причинами ( Cr , Ni , Cu и другие редкоземельные металлы )
Углеродистые стали составляют основную массу сплава Fe-C , до 95 %
аппаратуры и оборудования изготавливают из этих сталей .
В отечественной промышленности наиболее широко применяют стали с
содержанием углерода до 0,22 % , редко от 0,22 до 0,3 % .
Структурно -фазовые превращения углеродистых сталей определяются
диаграммой состояния Fe-C . В нормализованном состоянии имеют феррито-
перлитную структуру . С точки зрения кинетики распада аустенита , у
углеродистых сталей происходит превращение аустенита в перлит ( второе
основное превращение).
В зависимости от температуры охлаждения , степени переохлаждения ,
скорости охлаждения феррито- цементитной смеси получается различной
степени дисперсионный перлит , сорбит , бейнит , троостит .
Низколегированные стали повышенной прочности.
К низколегированным относят стали , содержащие в своём составе до
2 % легирующих элементов каждого в отдельности и до 5 % суммарно ( Mn ,
Si , Cr , Ni ). Содержание углерода , как и у углеродистых сталей не
превышает 0,22 % . Содержание S и P в низколегированных сталях такое же
, как в качественных сталях.
При сварке , кинетика распада аустенита такая же , как и
углеродистых сталей . При охлаждении на воздухе получается феррито-
перлитная структура . Поэтому низколегированные стали повышенной
прочности относят к хорошо свариваемым сталям .
Однако легирующие элементы существенно снижают критическую
скорость охлаждения . При содержании в верхнем пределе и высоких
скоростях охлаждения возможно подавление перлитного превращения и
появления промежуточных и закалочных структур .
При уменьшении погонной энергии сварки и увеличении интенсивности
охлаждения в металле шва и зоне термического влияния возрастает
вероятность распада аустенита с образованием закалочных структур . При
этом будет увеличиваться вероятность образования холодных трещин и
склонность к хрупкому разрушению .
При повышенных погонных энергиях наблюдается рост зерна аустенита
и образуется грубозернистая феррито- перлитная структура видманштетового
типа с пониженной ударной вязкостью .
Выбор тепловых режимов в основном преследует цель недопущения
холодных трещин . Одним из самых технологичных средств , снижающих
вероятность появления трещин , является подогрев . Температура подогрева
определяется в зависимости от эквивалента углерода и толщины
свариваемого проката . Необходимая температура подогрева возрастает с
увеличением легированности стали и толщины свариваемого проката .
Низколегированные стали жаропрочные перлитные .
Хромомолибденовые стали 12МХ , 12ХМ , 15ХМ предназначены для
работы в диапазоне температур -40… +560 С . В основном используются
при температурах +475…+560 С . Их применение обусловлено низкой
стоимостью и достаточно высокой технологичностью при изготовлении
сварных конструкций и производстве отливок , поковок .
На участках , нагретых выше точки Ас(3) , возможно образование
мартенсита и троостита . Реакция стали на термический цикл сварки
характеризуется разупрочнением в зоне термического влияния в интервале
температуры Ас(3) — Т (0), который объясняется процессами отпуска .
Протяжённость разупрочненного участка увеличивается про больших
значениях погонной энергии сварки .
Мягкая разупрочненная прослойка может явиться причиной локальных
разрушений сварных соединений в процессе эксплуатации , особенно при
изгибающих нагрузках .
Устранение разупрочнения осуществляется последующей термической
обработкой с фазовой перекристаллизацией в печах ( объёмная термическая
обработка ) .
Образование обезуглероженной ( ферритной ) прослойки — это
специфический показатель свариваемости , присущий этим сталям .
В процессе последующей эксплуатации при температурах 450-600 С ,
происходит миграция углерода из металла шва в основной металл , или
наоборот , когда имеет место различие в их легировании
карбидообразующими элементами .
Стали системы Fe-C-Cr ( хромистые стали ) .
Хром — основной легирующий элемент . Он придаёт сталям ценные
свойства : жаропрочность , жаростойкость ( окалиностойкость ,
коррозионную стойкость ) .Чем больше содержание хрома , тем более
высокой коррозионной стойкостью обладает сталь . Такое влияние хрома
объясняется его способностью к самопассивированию даже в естественных
условиях и образованию плотных газонепроницаемых оксидных плёнок при
высоких температурах .
1. Специфика свариваемости сталей типа 15Х5М .
Склонность к закалке осложняет технологический процесс выполнения
сварочных работ . В зоне термического влияния образуются твёрдые
прослойки , которые не устраняются даже при сварке с подогревом до 350-
400 С . Для полного устранения твёрдых прослоек необходимо применение
дополнительных мер . Небольшая скорость распада хромистого аустенита ,
вызывающая склонность к закалке на воздухе , и фазовые превращения
мартенситного характера снижают стойкость сталей к образованию трещине
при сварке .Применение закаливающих на воздухе сталей для изготовления
сварного оборудования приводит к образованию в сварных соединениях
механической неоднородности .
Механическая неоднородность , заключающаяся в различии свойств
характерных зон сварного соединения , является следствием , с одной
стороны , неоднородности термодеформационных полей при сварке структурно
— неравновесных сталей , с другой — применения технологии сварки с
отличающимися по свойствам сварочными материалами из-за необходимости
обеспечения технологической прочности .
В настоящее время применяется два вида сварки :
1. Сварка однородными перлитными электродами , близкими по составу к
основному металлу .При этом металл шва и зона термического влияния
приобретают закалённую структуру и образуется широкая твёрдая
прослойка .
2. Сварка с применением аустенитных электродов . Поскольку аустенитные
материалы не склонны к закалке , твёрдые прослойки образуются только в
зоне термического влияния .
Хромистые мартенситно- ферритные стали .
У стали марки 08Х13 с содержанием углерода 0,08 % ,
термокинетическая диаграмма распада аустенита имеет две области
превышения : в интервале 600-930 С, соответствующем образованию феррито-
карбидной структуры , и 120-420 С — мартенситной . Количество
превращённого аустенита в каждом из указанных температурных интервалов
зависит , главным образом , от скорости охлаждения . Например , при
охлаждении со средней скоростью 0,025 С/с превращение аустенита
происходит преимущественно в верхней области с образованием феррита и
карбидов . Лишь 10 % аустенита в этом случае превращается в мартенсит в
процессе охлаждения от 420 С . Повышение скорости охлаждения стали до 10
C/c способствует переохлаждению аустенита до температуры начала
мартенситного превращения ( 420 С ) и полному его бездиффузионному
превращению . Изменения в структуре , обусловленные увеличением скорости
охлаждения , сказываются и на механических свойствах сварных соединений
. С возрастанием доли мартенсита наблюдается снижение ударной вязкости .
Увеличение содержания углерода приводит к сдвигу в область более
низких температур границы превращения мартенсита . У сталей с
содержанием углерода 0,1- 0,25 % в результате этого полное мартенситное
превращение имеет место после охлаждения со скоростью ~1С/c .
С точки зрения свариваемости , мартенситно- ферритные стали
являются “неудобными” в связи с высокой склонностью к подкалке в сварных
соединениях этих сталей . Подкалка приводит к образованию холодных
трещин . Склонность к образованию трещин при сварке зависит от характера
распада аустенита в процессе охлаждения . В случае формирования
мартенситной структуры ударная вязкость сварных соединений 13 %-ных
хромистых сталей снижается до 0,05-0,1 МДж/м(^() . Последующий отпуск
при 650-700 С приводит к распаду структуры закалки , выделению карбидов
, в результате чего тетрагональность мартенсита уменьшается . После
отпуска ударная вязкость возрастает до 1МДж/м^2 . С учётом такой
возможности восстановления ударной вязкости большинство марок хромистых
сталей имеет повышенное содержание углерода для предотвращения
образования значительного количества феррита в структуре . Таким образом
удаётся предотвратить охрупчивание стали . Однако при этом наблюдается
ухудшение свариваемости вследствие склонности сварных соединений к
холодным трещинам из-за высокой хрупкости околошовного металла со
структурой пластинчатого мартенсита .
Аустенитные коррозионностойкие стали .
Аустенитные стали содержат в своём составе Cr , Ni , C . По
реакции на термический цикл хромоникелевые стали относят к хорошо
свариваемым . При охлаждении они претерпевают однофазную аустенитную
кристаллизацию неперлитного распада , тем более мартенситного
превращения при этом не происходит .
Характерным показателем свариваемости хромоникелевых сталей
является межкристаллитная коррозия (МКК) .
МКК развивается в зоне термического влияния , нагретой до
температур 500-800 С ( критический интервал температур ) .
При пребывании металла в опасном (критическом) интервале
температур по границам зерен аустенита выпадают карбиды хрома Cr(4)C ,
что приводит к обеднению приграничных участков зерен аустенита хромом
.хром определяет коррозионную стойкость стали . В обеднённых хромом
межкристаллитных участках развивается коррозия , которая называется
межкристаллитной .
Межкристаллитная коррозия имеет опасные последствия — может
вызвать хрупкие разрушения конструкций в процессе эксплуатации .
Чтобы добиться стойкости стали против межкристаллитной коррозии ,
нужно исключить или ослабить эффект выпадения карбидов . т. е.
стабилизировать свойства стали .
Аустенитно- ферритные нержавеющие стали.
Аустенитно- ферритные стали относятся к группе хорошо свариваемых
сталей . Они стойки к образованию горячих трещин против межкристаллитной
коррозии .
Специфичным моментом свариваемости является их повышенная
склонность к росту зерна . Наряду с ростом ферритных зерен возрастает
общее количество феррита . Последующим быстрым охлаждением фиксируется
образовавшаяся структура . Размеры зерна и количество феррита , а также
ширина зоны перегрева зависят от погонной энергии сварки , соотношения
структурных составляющих в исходном состоянии и чувствительности стали к
перегреву .Соотношение количества структурных составляющих ( гамма — и
альфа- фаз ) в исходном состоянии в значительной степени зависит от
содержания а стали Ti . Количество титана в стали также определяет
устойчивость аустенитной фазы против гамма- альфа превращения при
сварочном нагреве . Чем выше содержание Ti , тем чувствительней сталь к
перегреву . Вследствие роста зерна и уменьшения количества аустенита
наблюдается снижение ударной вязкости металла околошовной зоны и угла
загиба сварных соединений аустенитно- ферритных сталей . Менее
чувствительными к сварочному нагреву являются стали , не содержащие
титан , — это стали 03Х23Н6 и 03Х22Н6М2 .Особенности сварки аппаратуры из разнородных сталей
.
Специфическими показателями свариваемости разнородных сталей
являются процессы диффузии и разбавления .
Наибольшую опасность представляет диффузия С в сторону
высоколегированной стали , где большая концентрация Cr или других
карбидообразующих элементов .
Разбавление происходит при перемешивании свариваемых сталей и
присадочного материала в объёме сварочной ванны .
Сталь более легированная разбавляется сталью менее легированной .
Степень разбавления зависит от доли участия каждого из составляющих
разнородное сварное соединение .Общие сведения о металлургических процессах при сварке в
инертных газах .
Сварку сталей осуществляют обычно под флюсом , в среде оксида
углерода (IV) , но бывают случаи , когда целесообразно применять аргонно-
дуговую сварку ,- например для упрочнения средне и высоколегированных
сталей .
Низкоуглеродистые низколегированные стали , особенно кипящие ,
склонны к пористости вследствие окисления углерода :Fe(3)C + FeO = 4Fe + CO ;
Этот процесс идёт за счёт кислорода , накопленного в сталях во время их
выплавки , но может возникать за счёт примеси к Ar марок В и Г , за счёт
влажности газа и содержащегося в нём кислорода .
Для подавления этой реакции в сварочной ванне нужно иметь
достаточное раскислителей ( Si , Mn , Ti ) , т. е. использовать
сварочные проволоки Св08ГС или Св08Г2С . Можно снизить пористость путём
добавки к аргону до 50 % кислорода . который , вызывая интенсивное
кипение сварочной ванны , способствует удалению газов до начала
кристаллизации . Добавка кислорода к аргону снижает также критическое
значение сварочного тока , при котором осуществляется переход от
крупнокапельного переноса металла в дуге к струйному , что повышает
качество сварки .
Среднелегированные углеродистые стали обычно содержат в своём
составе достаточное количество активных легирующих компонентов для
подавления пористости , вызываемой окислением углерода . Это
обеспечивает плотную структуру шва , а шва состав металла шва
соответствует основному металлу , если электродные проволоки имеют так
же близкий состав .
Аустенитные коррозионностойкие и жаропрочные стали (12Х18Н10Т и
др.) хорошо свариваются в среде аргона как плавящимся , так и
неплавящимся электродом . При сварке этих сталей обычно не требуется
каких-либо дополнительных мероприятий , но аустенитно- мартенситные
стали очень чувствительны к влиянию водорода , который их сильно
охрупчивает и даёт замедленное разрушение в виде холодных трещин .
Сварка алюминия и его сплавов .
Сварка алюминия и его сплавов затруднена наличием оксидных плёнок
Al(2)O(3) с температурой плавления около 2300 С . Оксиды алюминия
способствуют образованию пор в металле шва и снижают стабильность
горения дугового разряда при сварке вольфрамовым электродом на
переменном токе .
Оксид алюминия (III) может гидратироваться , и при попадании в
сварочную ванну , он будет обогащать её водородом , что приведёт к
пористости в сварном соединении , поэтому перед сваркой кромки изделия
травят в щелочных растворах , механически зачищают металл и обезжиривают
его поверхность . Электродная проволока так же подвергается травлению и
механической зачистке . Для снижения пористости рекомендуется
дополнительная сушка аргона .
Добавление к аргону хлора . фтора или летучих фторидов снижает
пористость , но повышает токсичность процесса .
Сварка магниевых сплавов .
Сварка магниевых сплавов ( МА2, МА8 , МА2-1 ) в основном похожа на
сварку алюминиевых сплавов , но оксид магния (II) , составляющий
основную часть поверхностного слоя , менее прочно связан с металлом и не
обладает такими защитными свойствами , как оксид алюминия (III) .
Основные дефекты при сварке алюминиевых и магниевых сплавов — пористость
и наличие оксидных включений в металле шва , так как оксиды Al(2)O(3) и
MgO обладают большей плотностью , чем жидкий металл и не растворяются в
нём .
Сварка титана и его сплавов .
При сварке титана и его сплавов ( ВТ1 , ВТ5 , ОТ4 ) возникает
сложность с исключительной химической активностью титана . Титан
реагирует с кислородом , азотом , углеродом , водородом , и наличие этих
соединений приводит к резкой потере пластичности металла сварного
соединения .
Особенно титан чувствителен к водороду , с которым он образует
гидриды , разлагающиеся при высокой температуре , а при кристаллизации
образуются игольчатые кристаллы , которые нарушают связь между
металлическими зёрнами титана ( замедленное разрушение ) .
Сварка меди и её сплавов .
При сварке меди и её сплавов получение качественного шва — без
пор , с требуемыми физическими свойствами — весьма затруднительно . Это
связано с наличием в исходном металле закиси меди и высокой склонности
меди к поглощению водорода . Возможна сварка меди и её сплавов в
защитных газах — аргоне и гелии , а так же в азоте , который по
отношению к этому металлу является инертным газом .
Сварку ведут неплавящимся электродом на постоянном токе прямой
полярности с подачей присадочной проволоки .СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ В РАБОТЕ ЛИТЕРАТУРЫ.
1. А. В. Бакиев “Технология аппаратостроения” , Уфа 1995 год .
2. “Сварка в машиностроении” т. 1 под редакцией Н. А. Ольшанского .
3. “ Теория сварочных процессов” под редакцией В. В. Фролова .
