Интернет журныл о промышленности в Украине

Структура сварного шва

Опубликовано: 06.09.2018

видео Структура сварного шва

Алюминий. Шлифовка сварного шва на угловом профиле.

     При сварке плавлением соединение образуется путем перехода металла из жидкого состояния в твердое в результате первичной кристаллизации. Характерные особенности макроструктуры металла шва — столбчатые кристаллиты, кристаллизационные слои — достаточно просто выявляются путем травления поверхности макрошлифов. Значительно сложнее изучение первичной микроструктуры металла шва. Поэтому нельзя не отметить интересные данные, опубликованные В. И. Строкопытовым , по изучению природы образования аустенита в металле шва низкоуглеродистой стали [98]. Им была установлена зависимость величины зерна аустенита металла шва от режима сварки, полярности и рода тока. В частности, шов, наплавленный на постоянном токе прямой полярности, имеет в два раза большую величину зерна аустенита, чем при том же токе обратной полярности. Эти изменения в размере аустенитного зерна низкоуглеродистого шва автор связывал с образованием центров кристаллизации металла шва.



Кристаллизация жидкого металла шва происходит в специфических условиях, характерных для сварного соединения поэтому непосредственное перенесение законов кристаллизации слитка н а процесс затвердевания металла шва невозможно. Вместе с тем особенности процесса кристаллизации оказывают определяющее влияние н а структуру.


Выводим шов в идеал - Территория сварки

механические свойства шва, склонность его к горячим а холодным трещинам и другие свойства сварного соединения. Поэтому интерес к исследованию особенностей кристаллизации жидкого металла проявляется специалистами с момента начала широкого применения сварки.

Первичная структура металла шва привлекла внимание многих исследователей. Это вызвано было не только влиянием первичной структуры на физико-химические свойства сварных соединений, но и тем, что полученные сведения могли пролить свет на особенности кристаллизации жидкого металла.

В связи с этим следует назвать одну из первых работ, выполненных в послевоенные годы Б. И. Медоваром и А. М. Макарой [69]. Изучая структуру металла шва после глубокого травления, они пришли к заключению о том, что первичная кристаллизация сварочной ванны носит периодический прерывистый характер в соответствии с теорией периодичности кристаллизации слитка с учетом специфических особенностей формирования сварного соединения. Эта статья вызвала дискуссию на страницах журнала «Автогенное дело».

А. А. Алов и И. М. Вагапов [1] н а основе изучения внешнего вида и структуры сварных соединений, не согласившись с мнением авторов статьи [63], высказали предположение о том, что мета лл шв а при сварке плавлением образуется в результате последователь- Щ® кристаллизации отдельных волн металла, поступающего из ванночки. Ликвационные процессы при первичной кристаллизации металла шва протека — *°т весьма резко.

Н. ф. Лашко и С. В. Лашко-Авакян 139 ] высказали собственную точку зрения на проце сс кр исталлизации меняла шва. По их мнению, при сварке имеет место не периодичность кристаллизации, а прерывность, внесенная условиями сварки. Главной причиной Прерывистой кристаллизации является прерывистое поступление тепловых им

пульсов, подводимых к металлу в процессе сварки в результате введения в сварочную ванну порций жидкого металла.

Эта дискуссия, продолжавшаяся несколько лет, способствовала весьма интенсивному изучению первичной структуры металла шва многими исследователями [3, 4, 9, 43, 64].

Несколько позже Б. И. Брук [8], применив для исследования кристаллического строения металла шва радиоактивные изотопы, показал, что радиоактивная сера весьма четко выявляет слоистый характер структуры шва. Это указывало на на личие связи между сложной структурой и распределением серы в металле. На основе полученных данных им было высказано предположение, что наличие слоев связано с неравномерным распределением ликвирую щих примесей при кристаллизации металла шва , вызванным непостоянством отношения скоростей поступления и отвода тепла.

Следует отметить, что многие годы при анализе строения и структуры металла шва не привлекалось на первый взгляд вполне очевидное положение о том, что мета лл шв а непосредственно после кристаллизации первых объемов претерпевает достаточно сложный проце сс пл астического деформирования.

Если воспользоваться пластинами с предварительно полированной поверхностью п принять меры по защите металла шва  и пластины от воздуха, можно наблюдать после сварки на поверхности сварного соединения следы пластической макро- и микродеформации. С помощью такой методики Б. С. Касаткин и А. К. Царюк [21] наблюдали на участке, расположенном вблизи зоны сплавления, наличие полос, которые по частоте и ориентации идентичны кристаллизационным слоям, обычно наблюдаемым на макрошлифах при травлении. Эти деформационные полосы представляют собой скопление свежих несовершенств (дислокаций и вакансии). Поскольку полосы образуются при высоких температурах, примеси интенсивно диффундируют в полосу, образуя скопления серы, фосфора, водорода и включений.

В 50—60-х годах для изучения первичной структуры металла шва был разработан и применен ряд оригинальных методик. В частности, весьма эффективной оказалась методика радиографических исследований . Радиоактивные изотопы вводились в электродную проволоку, основной металл или покрытие электрода. Эта методика позволила получить непосредственные данные о характере распределения в металле шва наиболее опасных примесей: серы, фосфора, углерода. Об одной из таких работ уже упоминалось [8]. Ряд работ по изучению распределения примесей в металле шва с помощью радиоактивных изотопов серы и фосфора был выполнен Л. А. Позняком [81, 82, 95]. В частности, им было показано, что повышение содержания углерода усиливает дендритную ликвацию серы. Углерод способствует обогащению серой периферийных участков кристаллитов, создавая значительное перенасыщение серой твердого раствора и частичное выделение из него сульфидов.

С помощью специального травления и электронного микроанализатора « Намека » в низкоуглеродистых сварных швах выявлена сетка тонких сульфидных прослоек по границам первичных кристаллитов , особенно четко сетка проявляется в местах совпадения границ первичных кристаллитов и вторичных зерен [76].

Для изучения химической неоднородности первичной структуры сварного соединения Б. А. Мовчан разработал методику микро рентгенографии [67, 68]. Используя эту методику и гипотезу В. А. Архарова о возможности адсорбционных процессов в поликристаллическом веществе, он проанализировал механизм образования обогащенных (хром, вольфрам и др.) и обедненных (марганец) поверхностных слоев первичных зерен . Получение прямых данных распространении легирующих элементов в металле шва позволило рассмотреть процессы кристаллизации и легирования металла шва с учетом возможности развития адсорбционных процессов.

Существенно расширились возможности изучения первичной структуры металла с разработкой и освоением методики электролитического травления [89, 91]. В отличие от ранее применявшихся методов (глубокое травление , многократное травление ) электролитическое травление позволило достаточно четко выявлять отдельные тонкие особенности первичной структуры и наблюдать ее при больших увеличениях.

Интересные дополнительные сведения об особенности первичной структуры металла шва были получены с помощью рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии [16, 17, 90]. Рентгенографический анализ позволил установить, что для участков шва , расположенных у линии сплавления, с четкими кристаллизационными слоями и мелкими дендритами характерны более высокие напряжения второго рода и крупные блоки [90] а-фазы по сравнению с центральными участками шва , в которых кристаллизационные слои не наблюдаются.

Вторичная структура металла шва на углеродистых и низколегированных сталях изучалась многими исследователями с момента начала широкого применения сварки в промышленности и строительстве. Характер вторичной структуры зависит от химического состава металла шва и от термодеформационного цикла сварки. Эти зависимости достаточно подробно изложены во многих монографиях, упомянутых в начале главы. Поэтому остановимся лишь на некоторых исследованиях, которые, на на ш взгляд, позволили получить новые данные о вторичной структуре металла шва.

Большой практический и теоретический интерес имеет изучение взаимосвязи между первичной и вторичной структурами сварных швов. С помощью электролитической полировки и травления в ИЭС им. Е. О. Патона удалось выявить совмещенную картину первичной и вторичной структур металла шва, которую можно было наблюдать под микроскопом [19]. Эти исследования показали, что сетка границ ферритных зерен дробит дендриты независимо от их химической неоднородности. В результате этого образуется внутризеренная , а в некоторых случаях зонная (группа зерен ) химическая неоднородность феррита.

Эта особенность строения феррита оказывает существенное влияние на механические свойства шва. Примером, представляющим практический интерес, является результат исследования процесса зарождения и развития трещин при хрупком разрушении [19]. Микротрещины образуются преимущественно в ферритных зернах , расположенных в зоне участков с повышенным содержанием ликвирующих элементов, что сопровождается значительно меньшей затратой энергии, чем на участках с пониженным содержанием их.

Высокая чистота подготовки поверхности шлифов и контрастность выявления структурных составляющих при электролитической полировке и травлении позволили выявить на электронном микроскопе микросубструктуру: субзерна и наиболее мелкие структурные составляющие металла — блоки [17, 18]. Размер блоков в зависимости от скорости охлаждения может изменяться в интервале 15—80-10 см. Было выдвинуто предположение, что сравнительно мелкая субструктура в сочетании с характерной для металла шва химической неоднородностью является одной из основных причин повышенной прочности и хладостойкости шва по сравнению с обычной низкоуглеродистой сталью.

Длительное время термический ци кл св арки являлся определяющим при анализе вторичной структуры металла, хотя имелись косвенные данные о влиянии на структуру деформационных процессов, весьма активно развивающихся в шве.

Применение специальных методов исследований позволило выявить ряд особенностей структуры металла шва, которые трудно было объяснить с позиций термоциклов и термокинетических диаграмм.

В 1965 г. Ю. Б. Малевский и А. Л. Гайдаренко опубликовали данные [60] о прямом наблюдении дислокаций в сварном соединении. Объектом исследования явилось сварное соединение, выполненное электрошлаковым способом на армко-железе . Электронно-микроскопическому исследованию подвергались специально приготовленные фольги. При просмотре фольг было обнаружено значительное количество дислокаций в металле, примыкающем к линии сплавления, и в зоне термического влияния. В шве наблюдались петли дислокаций и прямолинейные пересекающиеся дислокации, распределенные беспорядочно. Если учесть, что сварка выполнялась электрошлаковым способом со сравнительно медленным нагревом и охлаждением, высокую плотность дислокаций можно связать только со значительной пластической деформацией.

Полученные в этой работе данные хорошо согласуются с данными, опубликованными в работе [21], в которой приведены результаты непосредственного изучения особенностей развития интенсивной пластической деформации в микрообъемах сварного шва. В этой работе было показано, что развитие пластической деформации металла шва определяется общими закономерностями высоко- и низкотемпературной пластической деформации металла .

Начало развития пластической деформации металла шва возможно непосредственно после кристаллизации первых объемов металла. По мере охлаждения характер пластической деформации последовательно изменяется и к моменту полного охлаждения мета лл шв а претерпевает достаточно сложный процесс деформирования. При очень высоких температурах интенсивно развиваются такие виды пластической деформации, как межзеренное поскальывание по границам, миграция последних, внутризеренное скольжение и два противоположно направленных процесса: рекристаллизация, связанная с укрупнением зерен , и полнгонизация , сопровождающаяся дроблением зерен .

По мере понижения температуры характер пластической деформации изменяется и наблюдается последовательно переход от высокотемпературной к аиэкотемпературной . Эти изменения

проявляются в последовательном уменьшении доли межзеренной пластичности и в постепенном возрастании роли внутрнзеренной пластичности путем дробления зерен на субзерна , с образованием а-прожилок , а затем поло с с кольжения. Интересные данные были получены в работе [62]. В отличие от ранее существовавшего мнения о том, что структура металла шва на низколегированных сталях ( 14 ХГС , 17 ГС и др.) ферритно-перлитная , авторы указанной работы установили наличие дополнительной фазы — мартенсита. Последний в значительном количестве (цифровых данных в работе не приводится) располагается в периферийных участках дендритных ветвей. Образование этой фазы авторы связывали с дендритной ликвацией легирующих элементов (марганца, кремния, хрома) и скоростного охлаждения при сварке. Обстоятельные исследования дополнительных фаз в металле шва на низколегированных сталях были проведены с помощью

комплекса современных методов анализа А. М. Макарой с группой сотрудников [49, 50, 52]. В этой серии исследований было установлено, что мета лл шв а в соединениях на низколегированных сталях, кроме феррита и перлита, может содержать мартенсит, бейнит и остаточный аустенит. При этом количество структурных составляющих зависит от состава шва и по гонной энергии. При погонных энергиях 6,5—9,5 ккал/см количество этих фаз составляло от 1,5 до 12%, а при погонных энергиях 13 ккал/см их уже не наблюдалось, т. е. с увеличением по гонной энергии количество этих фаз резко уменьшается. Легирование шва марганцем способствует увеличению количества мартенсита и остаточного аустенита. При 1,7% Мп количество мартенсита составляет 2,5—3,0, а аустенита -— 1,5% . При одинаковом содержании в шве углерода (0,1% С ) и легировании равным количеством марганца

и хрома во втором случае мартенсита и остаточного аустенита в 1,5 раза больше, чем при легировании марганцем. Влияние кремния и никеля при мерно такое же, как п марганца, но выражено значительно слабее. Авторы пришли к заключению, что наблюдаемое содержание остаточного аустенита и мартенсита характерно только для условий кристаллизации металла шва. Подобные данные на основе электронооскопических исследований на просвет и рентгеноструктурного анализа были получены Гривпяком [112].

В сварных швах им были обнаружены в ферритной основе иглы мартенсита параллельной ориентации [110], т. е. ориентации предпочтительного скольжения, и остаточный аустенит. В низкоуглеродистых швах, выполненных при обычной технологии сварки, количество остаточного аустенита составляло около 2%, а в низколегированных швах до 10%. Примерно в таких  пределах находится содержание мартенсита. Наличие этих структурных составляющих в металле шва И. Гриняк связывает с наличием высокой ; плотности дислокации в аустепите , а н е  с высокими скоростями охлаждений ) т. е. определяющим, по его мнению, является деформационный цикл. При сравнительно близком химическом составе плотность дислокаций в металле шва сварных соединений, полученных различными способами дуговой и электрошлаковой сварки, существенно выше, чем в основном металле, и в от дельных микро участках может достигать 10 —1012 ем-3, что обычно наблюдается в стали, подвергнутой 20— 30% ной холодной деформации.

Особенности распределения дислокаций определяются весьма неравномерным развитием пластической деформации в сварном шве в сложных условиях непрерывно изменяющихся напряжений и температуры.

В многослойных швах особенно высокая плотность дислокаций наблюдает ся в корневом слое и верхних слоях ; при этом отмечается высокая степень неупорядоченности и неравномерности их распределения по объему . В меньшей степени это наблюдается в металле валиков, подвергнутых повторному нагреву.

Влияние деформационного цикла на вторичную структуру металла шва наблюдалось также в работах [20, 21]. На фиксированных микро участках было установлено, что ферритная сетка совпадает с расположением полос проскальзывания по границам полигональных зерен , наблюдаемых на исходной поверхности металла шва , а ориентированное расположение цепочек мелкодисперсных включений цементита внутри зерен соответственно совпадает со следами поло с с кольжения на поверхности металла шва .

Часто при сварке плавлением на границе перехода от металла шва к зоне термического влияния наблюдается образование общих зерен . В эти зерна включены литой металл и основной, нагретый до высоких температур, но не расплавившийся. Обычно возникновение общих зерен объясняется совместной кристаллизацией при сварке. Однако такой подход не дает возможности объяснить ряд специфических особенностей формирования общих объемов . Более того, наличие участков литого и перегретого металлов, включенных в единое общее зерно, наводит на мысль о том, что его формирование происходит в твердой фазе и определяется процессами, развивающимися после завершения первичной кристаллизации металла шва. Проведенные исследования на предварительно фиксированных участках перехода от металла шва к зоне термического влияния свидетельствуют о том, что образование общих зерен вероятно предопределяется развитием высокотемпературной деформации на этих участках [22].

Подобные статьи

rss