Металлургические процессы при сварке

Металлургические процессы при сварке

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 .