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 .