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. 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. 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. 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. 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. 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. 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. 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. 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 : 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(^2) . 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. 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. 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. 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. 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. 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. зёрнами титана ( замедленное разрушение ) . Сварка меди и её сплавов. 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. 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.