Структура шва и околошовной зоны

Высокое качество сварного соединения при аргонодуговой сварке достигается в результате поперечных колебаний дуги при ее перемещении в магнитном поле специальной катушки или колебаниям электрода вместе со сварочной горелкой с помощью механического привода. перемещаясь поперек шва с заданной частотой и амплитудой, которые можно регулировать, создает в переходной зоне и шве режим импульсного нагрева, оказывает на сварочную ванну давление, меняющееся по величине. Последнее наряду с особым тепловым режимом способствует образованию благоприятной структуры шва и околошовной зоны, снижению склонности к образованию трещин. Поэтому такая технология с успехом используется при сварке изделий из высокопрочных сталей.  [c.467]
Аргонодуговая сварка неплавящимся электродом часто производится с поперечным колебанием дуги или в импульсном режиме, что улучшает структуру шва и околошовной зоны.  [c.509]

Предварительная термическая обработка этих элементов цилиндров включает перекристаллизацию при 850—870° С, три-четыре переохлаждения (первое до 300—320° С, последующие до 200—250° С) и два-три отпуска при 640—660° С. После предварительной термической обработки заготовки цилиндров подвергают механической обработке, ультразвуковому контролю и сварке. После сварки проводят высокотемпературную нормализацию от 960—980° С, с охлаждением на воздухе до 300—350 С и отпуск при 640—660° С, 50 ч. Цель этой операции — измельчение крупнозернистой структуры шва и околошовной зоны и тем самым обеспечение возможности проведения ультразвукового контроля.  [c.656]

СТРУКТУРА ШВА И ОКОЛОШОВНОЙ ЗОНЫ  [c.91]

Чем больше толщина свариваемого металла или меньше погонная энергия сварки, тем интенсивнее отводится тепло из зоны нагрева металла, вследствие этого ширина околошовной зоны уменьшается, а твердость металла возрастает. Предварительный подогрев изделия уменьшает твердость околошовной зоны и шва. Вместе с тем предварительный подогрев, а также повышение погонной энергии сварки или уменьшение толщины свариваемого металла способствуют укрупнению структуры шва и околошовной зоны и увеличению ширины участка перегрева. Это может привести к ухудшению пластичности и ударной вязкости металла шва и околошовной зоны.  

[c.82]

Для определения воз.можного отражения ультразвуковой энергии от структуры шва и околошовной зоны проведены исследования на специальных образцах на частота ультразвуковых колебаний 2,5 и 5 Мгц. При этом установлено, что при работе на указанных частотах отражения ультразвуковой волны от обеих структур не наблюдается. На частоте 5 Мгц происходит интенсивное, поглощение ультразвуковой волны, особенно в зоне сварного шва.  [c.243]

Реальная чувствительность метода в сильной степени падает при контроле материалов, вызывающих значительную структурную реверберацию. Массивные изделия, содержащие зоны крупнозернистого металла, сварные соединения, характеризующиеся крупнозернистой структурой шва и околошовной зоны, являются поэтому трудными объектами для контроля. Упругие волны, встречая на своем пути грани кристаллитов, размеры которых соизмеримы с длиной волны, многократно отражаются в различных направлениях и, пройдя сложный путь, приходят в виде многочисленных эхосигналов к пьезопреобразователю. Амплитуда эхосигналов различна, время прихода их к преобразователю также различно, и в результате на экране дефектоскопа появляется множество сигналов, маскирующих эхосигнал от дефекта.  

[c.66]

Многослойная сварка. При многослойной сварке длинными участками каждый слой успевает почти полностью охладиться ко времени укладки следующего слон. Поэтому термические циклы отдельных слоев практически не зависят друг от друга. Но смягченное тепловое воздействие последующих слоев может изменить структуру шва и околошовной зоны, например отпустить закаленную структуру (фиг. 26)  

[c.27]

Для получения одинакового по ширине валика необходимо, чтобы поперечные колебания электрода были все время одинаковыми, что достигается практикой и вниманием сварщика. При уширенном валике в расплавленном состоянии одновременно находится большее количество металла, вследствие чего он застывает медленнее, чем при ниточном валике. Это может оказывать существенное влияние на газонасыщенность металла шва, а также па структуру шва и околошовной зоны. Практика показала, что наилучшие результаты получаются при ширине валика не более 2—3 диаметров электрода.  [c.164]

Изменение температуры в процессе сварки в данной точке сварного шва или околошовной зоны называется термическим циклом сварки. Термический цикл зависит от режима сварки. Регулируя скорости нагрева и остывания металла подбором режима сварки, можно влиять на формирование структуры шва и околошовной зоны и, следовательно, получить требуемое качество сварного соединения.  

[c.82]

Структура шва и околошовной зоны, их твердость.  [c.89]

Основные параметры режима сварки плавящимся электродом на корабле Союз-6 , а также структура шва и околошовной зоны оставались практически такими же, как при сварке на Земле и в летающей лаборатории, при этом достигнуто необходимое проплавление соединяемого металла. Металл швов плотный, без газовых и шлаковых включений удаление газов из расплавленного металла в процессе кристаллизации удовлетворительное. Существенных отклонений от заданного химического состава металла шва и переплавленного электродного металла не обнаружено. Исследование дуговой сварки плавящимся электродом показало, что в условиях продолжительной невесомости, несмотря на высокую скорость откачки, возможно образование  [c.689]

Основными параметрами режима, регулирующими термический цикл сварки, являются величина погонной энергии дуги у/и и начальная температура металла Го (перед сваркой). С увеличением погонной энергии или начальной температуры металла (в случае предварительного подогрева) скорость охлаждения уменьшается, что благоприятно влияет на структуру шва и околошовной зоны таким путем можно, например, устранить образование закалочной структуры в околошовной зоне.  

[c.24]

Структура шва и околошовной зоны  [c.179]

Структура шва и околошовной зоны зависит от химического состава стали, скоростей ее нагрева и охлаждения при сварке.  [c.179]

Проследим, как формируется металл шва, какие изменения структуры происходят в околошовной зоне и как структура металла шва влияет на механические свойства и надежность сварных соединений. Начнем с электродуговой и газовой сварки, так как формирование шва и околошовной зоны при этих способах сварки имеет много обш,его.  [c.168]

Сварные соединения труб из углеродистой стали при толщине стенки более 35 мм подвергают отпуску при 600—650° С. Время выдержки при этой температуре 2— 5 мин на каждый миллиметр толщины стенки трубы. В процессе выдержки происходит снятие остаточных напряжений. В случае подкалки структура всех подкалив-шихся участков превращается при 600—650° С в сорбит отпуска. До 300° С охлаждение после отпуска проводят медленно. Для этого на сварном стыке либо оставляют выключенную переносную печь сопротивления, либо покрывают стык асбестом. Охлаждение ниже 300° С можно вести на воздухе, без особых предосторожностей. Твердость металла шва и околошовной зоны в результате отпуска снижается. Прочность и пластичность приближаются к прочности и пластичности основного металла, однако одинаковой прочности металла шва и основного металла добиться не удается, так как металл шва сохраняет литую структуру. Обычно в металле шва содержится несколько меньше углерода и больше марганца и кремния, чем в основном металле. Прочность металла шва получается выше прочности основного металла, а пластичность — ниже. При испытании на растяжение разрушение происходит обычно по основному металлу.  

[c.205]

СТРУКТУРА МЕТАЛЛА ШВА И ОКОЛОШОВНОЙ ЗОНЫ  [c.210]

Как тепловыделение и термический цикл ЭШС влияют на структуру металла шва и околошовной зоны  [c.221]

Качество — это совокупность свойств продукции, обусловливающих ее пригодность удовлетворять потребности в соответствии с ее назначением. Это категория относительная и комплексная. Требования, предъявляемые к изделиям различного назначения, не могут быть одинаковыми. Качество сварных соединений оценивается совокупностью показателей прочностью, пластичностью, коррозионной стойкостью, структурой металла шва и околошовной зоны, числом дефектов, числом и характером исправлений, вероятностью безотказной работы за заданное время и т.д.  [c.334]

Свариваемость — способность материала образовывать неразъемные соединения с требуемыми механическими характеристиками. Ее оценивают сравнением свойств основного материала со свойствами сварных соединений, количеством способов сварки, диапазоном допускаемых режимов сварки и др. Свариваемость считается тем выше, чем больше способов сварки может быть применено, шире пределы допускаемых режимов сварки. Для технологической оценки свариваемости определяют структуру, механические свойства и склонность к образованию трещин материала шва и околошовной зоны.  

[c.114]

При сварке аустенитных сталей и сплавов в металле шва и околошовной зоне могут возникать горячие трещины. Их образование предупреждают несколькими способами. Одним из них является создание двухфазной структуры металла шва, способствующей измельчению зерна в нем. В большинстве случаев для этого в структуре шва достаточно иметь 2…3 % ферритов, что обеспечивается его легированием ферритообразующими элементами (титан, молибден, кремний и др.), или карбидов и боридов.  

[c.247]

Содержащийся в пламени водород может растворяться в расплавленном металле сварочной ванны. При кристаллизации металла часть не успевшего выделиться водорода может образовать поры. Азот, попадающий в расплавленный металл из воздуха образует в нем нитриды. Структурные превращения в металле шва и околошовной зоне при газовой сварке имеют такой же характер, как и при других способах сварки плавлением (см. п. 6.2). Однако вследствие медленного нагрева и охлаждения металл щва имеет более крупнокристаллическую структуру с равновесными неправильной формы зернами. В нем при сварке сталей с содержанием 0,15. .. 0,3 углерода при быстром охлаждении может образовываться видманштеттовая структура. Чем выше скорость охлаждения металла, тем мельче в нем зерно и тем выше механические свойства металла шва. Поэтому сварку следует производить с максимально возможной скоростью.  [c.85]

Дуговую сварку ответственных конструкций лучше проводить с двух сторон. Более благоприятные результаты получаются при многослойной сварке. В этом случае, особенно на толстом металле, достигаются более благоприятные структуры в металле шва и околошовной зоне. Однако выбор способа заполнения разделки при многослойной сварке зависит от толщины металла и термообработки стали перед сваркой. При появлении в швах дефектов (пор, трещин, непроваров, подрезов и т.д.) металл в месте дефекта удаляется механическим путем, газопламенной, воздушно-дуговой или плазменной строжкой и после зачистки подваривается.  

[c.272]

К недостаткам олектро-шлаковой сварки следует отнести образование крупнозернистой структуры шва и околошовной зоны  [c.301]

Термический цикл зависит от способа и режима сварки. Регулируя время нагрева и остывания путем правильного выбора режима сварки, можно повлиять на формирование структуры шва и околошовной зоны и, следовательно, получить сварной шов требуемога качества.  [c.24]

При сварке низкоуглеродистых горячекатаных (в состоянии поставки) сталей при толш,ине металла до 15 мм па обычных режимах, обеспечивающих небольшие скорости охлаждения, структуры металла шва и околошовной зоны примерно такие, как было рассмотрено выше (рис. 109). Повышение скоростей охлаждения при сварке на форсированных режимах металла повышенной толщины, однопроходных угловых швов, при отрицательных температурах и т. д. может привести к появлению в металле шва и околошовной зоны закалочных структур на участках перегрева и полной и неполной рекристаллизации.  [c.217]

Повышение коррозионной стойкости швов в морской воде достигается использованием электродной проволоки марки Св-08ХГ2С. Структура и свойства металла шва и околошовной зоны на низкоуглеродистых и низколегированных сталях зависят от марки использованной электродной проволоки, состава и свойств ОСЕОВПОГО металла и режима сварки (термического цикла сварки, доли участия основного металла в формировании шва и фо])мы шва). Влияние этих условий сварки и технологические рекомендации примерно такие же, как и при ручной дуговой сварке и сварке под флюсом.  [c.226]

При изготовлении сварного оборудования возможны дефекты различного происхождения несоответствие конструктивных элементов шва требованиям ГОСТов и других нормативных документов наплывы, прожоги, незаваренные кратеры, подрезы, наружные трещины шва и околошовной зоны, непровары, несплавления, перегрев металла шва, дефекты структуры шва и зоны термического влияния, внутренние трещины, газовые поры, шлаковые включенга.  [c.176]

Сварочные деформации предотвращают обычными методами, применяемыми при изготовлении сварных конструкций. Вместе с тем режимы сварки аустенитных сталей должны характеризоваться высокими скоростями, пониженным напряжением дуги и минимальным током. Полностью предотвратить образование горячих трещин предварительным подогревом или созданием принудительного сжатия металла шва и околошовных зон при помощи специальных приспособлений невозможно. В конструкциях, работающих при температуре до 600—650° С, эффективным средством борьбы с горячими трещинами является выполнение шва с аустенитно-ферритной структурой. Для этого применяют электроды и сварочные проволоки с повыщенным содержанием ферритообразующих элементов (хрома, молибдена, вольфрама и ниобия). В связи с вредным влиянием углерода на стойкость сварных швов при сварке сталей типа Х18Н10Т не рекомендуется применять проволоку, имеющую на поверхности следы графитовой смазки.  [c.145]

Перечисленные выше ограничения введены с целью избежать образования трещин в сварных соединениях или их околошовных зонах из-за наложения на остаточные сварочные напряжения дополнительных нагрузок. При отпуске или аустенизации остаточные сварочные напряжения релакси-руют, а металл шва и околошовной зоны становится более пластичным. Одновременно улучшается конструктивная жаропрочность, стойкость против малоцикловой и термической усталости сварного соединения, так как его структура становится более однородной и стабильной.  [c.360]

При замене общего подогрева местным и выборе условий его проведения необходимо учитывать назначение подогрева и тип свариваемого изделия. Так, при сварке узлов относительно небольшой жесткости из легированной стали определяющим фактором выбора условий проведения подогрева является уменьшение скорости охлаждения шва и околошовной зоны до значений, при которых обеспечивается получение пластичных структур, не склонных к трещинообразованню. Указанный режим охлаждения зоны сварки обычно достигается тем, что деталь подогревается перед сваркой (предварительный подогрев), а также во время сварки (сопутствующий подогрев). Наиболее рациональным является в данном случае использование местного подогрева. К числу подобных узлов можно отнести стыки трубопроводов (кроме замыкающих), швы сосудов и другие.  [c.87]

При сварке низкоуглеродисгых горячекатаных (в состоянии поставки) сталей при толщине металла до 15 мм на обычных режимах, обеспечивающих небольшие скорости охлаждения, структуры металла шва и околошовной зоны примерно такие, как было рассмотрено выше (см.  [c.265]

При сварке низколегированных сталей изменение свойств металла шва и околошовной зоны проявляется более значительно. Сварка горячекатаной стали способствует появлению закалочных структур на участках перефева и нормализации (см. рис. 6.2). Уровень изменения механических свойств металла больше, чем при сварке низкоуглеродистых сталей. Термообработка низколегированных сталей, наиболее часто — закалка (термоупрочнение) с целью повышения их прочностных показателей при сохранении высокой пластичности (см. табл. 6.7) усложняет технологию сварки.  [c.266]

Техника заполнения швов и определяемый ею термический цикл сварки зависят от предварительной термообработки стали. Сварка толстого металла каскадом и горкой, замедляя скорость охлаждения металла шва и околошовной зоны, предупреждает образование в них закалочных структур. Это же достигается при предварительном подогреве до температуры 150. .. 200 °С. Поэтому эти способы дают благоприятные результаты на нетермоупрочненных сталях. При сварке термоупрочненных сталей для уменьшения разупрочнения стали в околошовной зоне рекомендуется сварка длинными швами по охлажденным предыдущим швам.  [c.275]

---

Структура сварного шва

9

Цель работы: ознакомиться с металлографическими методами исследования структуры сварных соединений.

Оснащение рабочего места

1. Комплекты макро- и микрошлифов сварных швов ———3…5 шт.

2. Металлографические микроскопы——————————3…5 шт.

3. Образцы сварных соединений для измерения твердости —3…4 шт.

4. Твердомеры ТК2 —————————————————— 2шт.

5. Плакаты: «Металлургические процессы дуговой сварки»,

«Кристаллизация и строение сварного соединения»,

«Швы сварных соединений»,

«Металлография сварных соединений»,

«Структура сварного шва низкоуглеродистой стали».

Основные положения

Сварной шов при сварке плавлением образуется в месте соединения металлических заготовок в результате сплавления присадочного материала со свариваемым. В получаемых сварных соединениях можно выделить три зоны, отличающиеся друг от друга структурным строением: зона наплавленного металла (шов) — I, зона термического влияния (околошовная) — II, зона основного металла — III. Структура и свойства металла последней зоны в процессе сварки не изменяются. Металл же шва и околошовной зоны претерпевает фазовые превращения вследствие нагрева и последующего охлаждения. Следовательно, качество сварного соединения в основном определяется свойствами металла этих двух зон.

Строение металла сварных соединений можно выяснить при рассмотрении макро- и микроструктуры.

Макроструктурный анализ — распространенный метод предварительной оценки качества сварных соединений, выполненных различными видами сварки. Макроструктура изучается на поверхности макрошлифа визуально (глазами)или при небольших увеличениях (до 30 раз). Темплеты (образцы) макрошлифов вырезают т.о., чтобы на них вместились все основные зоны (I, II, III). Макроанализ сварных соединений позволяет выявить:

• форму и размеры шва;

• направленность, рост и размеры кристаллитов шва;

• площадь и форму провара основного металла;

• размеры и форму околошовной зоны;

• наличие дефектов (поры, непровар, шлаковые включения, трещины).

При исследовании сварных швов первые усредненные значения твердости обычно получают на приборе Роквелла, одно из достоинств которого — экспрессность. Выбор шкалы метода зависит от химсостава и термообработки свариваемых металлов. Более точные значения твердости по зонам сварного соединения можно получить методом Виккерса. Данные макроанализа и результаты измерения твердости характерных участков сварного соединения составляют предварительную оценку его качества.

Изучение микроструктуры начинают с рассмотрения микрошлифа под микроскопом до травления. Это позволяет выявить микродефекты: поры, трещины, неметаллические включения.

Рассмотрим микроструктуру на примере сварного соединения малоуглеродистой стали – (рис.1).

Зона наплавленного металла (I) представляет собой перемешанный в жидком состоянии материал электрода или присадочной проволоки с основным металлом (на долю основного металла приходится до 10% при ручной дуговой сварке и до 50% при автоматической сварке под флюсом). Наплавленный металл имеет ярко выраженную столбчатую (дендритную) структуру литой стали.

К наплавленному металлу прилегает II зона — околошовная или зона термического влияния (з.т.в.). При сварке металл этой зоны подвергался быстрому нагреву и последующему быстрому охлаждению. Температура нагрева максимальна непосредственно около шва и постепенно убывает по мере удаления от него. Охлаждение происходит в основном за счет отвода тепла в массу холодного основного металла. В результате изменяется структура и, соответственно, свойства металла данной зоны, и в ней можно выделить несколько участков, отличающихся между собой формой и строением зерна, что вызвано температурой нагрева в пределах 1500 — 450 С. Непосредственно к шву прилегает участок неполного расплавления (1) небольшой ширины 0,1…0,4 мм, являющийся переходным от наплавленного металла к основному. При сварке металл этого участка нагревался до температур, лежащих между линиями солидуса и ликвидуса и находился в твердо -жидком состоянии. Именно на этом участке и происходит собственно сварка, т.е. формирование кристаллитов шва на частично оплавленных зернах основного металла. По своему составу и структуре он отличается от соседнего участка основного металла, т.к. за время контакта жидкой и твердой фаз в нем протекают диффузионные процессы и развивается химическая неоднородность (отмечается скопление примесей), наблюдается интенсивный рост зерна, поэтому этот участок является наиболее слабым местом сварного соединения с пониженной прочностью и пластичностью.

За участком неполного расплавления располагается участок перегрева (2), металл которого нагревался до температур значительно выше т. Ас₃ (1400 -1100 С), и поэтому имеет крупнозернистое строение (видманштеттова структура), что ведет к снижению механических свойств, и особенно, ударной вязкости и пластичности. Ширина участка 3…4 мм. По мере удаления от шва степень перегрева снижается и зерно стали становится менее крупным.

К участку перегрева примыкает участок нормализации (3), в котором температура нагрева металла (900…1000С) и скорость его охлаждения соответствуют режиму нормализации, сопровождающейся измельчением зерна.

Рис. 1. Распределение температур по сечению сварного соединения и участки зоны термического влияния:I- зона наплавленного металла;II– зона термического влияния;III– зона основного металла; 1 – участок неполного расплавления; 2 – участок перегрева; 3 – участок нормализации; 4 – участок неполной перекристаллизации; 5 – участок рекристаллизации.

Ширина участка 1…4 мм. Сталь на этом участке имеет повышенные механические свойства.

Следующий участок (4) — неполной перекристаллизации. Здесь металл нагревался до температур, между т. Ас₁ и т. Ас₃ (725-900С), поэтому и имеет неоднородную структуру, состоящую из мелких перекристаллизовавшихся зерен перлита и феррита и крупных зерен феррита, не прошедших перекристаллизацию из-за недостаточной теплоты, полученной металлом при нагреве. Неравномерное кристаллическое строение вызывает понижение механических свойств.

Последним участком з.т.в. считается участок рекристаллизации (5), металл которого нагревался выше температуры рекристаллизации, по ниже т. Ас₁ (450…725С). Ширина участка 0,5…1,5 мм. На этом участке происходит восстановление формы и размеров деформированных зерен металла, ранее подвергнутого холодной обработке давлением. При сварке горячекатаного металла на данном участке отличий по структуре и свойствам с основным металлом нет. Т.е. размеры з.т.в. зависят не только от температуры нагрева, но и от предшествующей обработки свариваемых металлов.

З.т.в. свойственна сварным соединениям любых металлов и сплавов. Величина з.т.в. и структура зависят от скорости сварки, величины сварочного тока и способа сварки. Например, при ручной сварке качественными электродами с толстым покрытием з.т.в. — 5…7 мм, при автоматической сварке под флюсом сталей большой толщины — 8…10 мм, а малой — 0,5…1 мм; при газовой сварке до 20…25 мм.

Сварные соединения из сталей, склонных к закалке (среднеуглеродистые, легированные), имеют з.т.в. с участками полной и неполной закалки, отпуска. На участках полной и неполной закалки возникают высокие напряжения, которые могут привести к образованию трещин, поэтому соединения из таких сталей перед сваркой необходимо подогревать, а после сварки — подвергать термообработке.

III зона — основной металл — при понижении температуры ниже 450С изменений в структуре основного металла не наблюдается.

Но при сварке низкоуглеродистых сталей с повышенным содержанием кислорода, водорода, азота (более 0,005 %) на участке, нагретом до 400С (участок синеломкости), отмечается снижение пластичности и вязкости, вызываемое старением металла, и вышеназванные стали на этом участке имеют повышенную склонность к образованию трещин.

Строение металла  сварного шва и околошовной зоны при электродуговой сварке

Сварка – это технологический процесс получения неразъемных соединений по средствам установления межатомных связей между свариваемыми частями при местном или общем нагреве, пластическом деформировании или совместном действии того и другого.

Для образования сварного соединения необходимо выполнение следующих условий:

1.Удаление со свариваемых поверхностей загрязнений, оксидов, абсорбированных на поверхностях, и инородных атомов (зачистка поверхностей деталей).

2.Энергетическая активация поверхностных атомов, облегчающая их взаимодействие друг с другом (нагрев).

3.Движение свариваемых поверхностей на расстояния сопоставимые с межатомным расстоянием в свариваемых заготовках.

Указанные условия реализуются различными способами сварки путем энергетического воздействия на металл в зоне сварки. Энергия вводится в виде теплоты, упруго-пластической деформации электронного, электро-магнитного и других видов воздействия.

 В результате металлургических и термических циклов сварки образуется прочное сварное соединение со следующим распределением структурного сварного шва:

Зоны шва:

Внимание!

Если вам нужна помощь в написании работы, то рекомендуем обратиться к профессионалам. Более 70 000 авторов готовы помочь вам прямо сейчас. Бесплатные корректировки и доработки. Узнайте стоимость своей работы.

1.Сварной шов – зона, имеющая характерное столбчатое строение, указывающее на направленность кристаллизации при переходе в твердое состояние. В металле шва наблюдаются неметаллические включения, газовые раковины и усадочные явления, характерные для отливок.

2.Зона неполного расплавления характеризуется небольшим размером, отличается крупнозернистой структурой.

3.Зона перегрева при сварке была нагрета ниже температуры фазового перехода, строение характеризуется крупным размером зерна и игольчатой структурой. По мере удаления от металла шва величина зерен уменьшается. Зона перегрева вызывает охрупчивание сварного соединения, особенно при повышенном содержании углерода. Уменьшить зону перегрева, достигающую 3-4 мм, можно или повышением скорости сварки, или увеличением числа проходов.

4.Зона нормализации – участок мелких зерен, образовавшихся в результате полной перекристаллизации основного металла. Механические свойства металла этой зоны превышают свойства основного металла. Ширина зоны достигает нескольких мм, в зависимости от размера шва.

5.Зона неполной перекристаллизации характеризуется сочетанием новых измельченных зерен со старыми исходными зернами основного металла. Ширина зоны составляет от 0,1-0,5 мм.

6.Зона рекристаллизации (1-1,5 мм) выделяется только при сварке предварительно наклепанного металла.

7.Зона синеломкости расположена непосредственно за зоной рекристаллизации, определяется по наличию синих цветов побежалости. По микроструктуре не имеет заметных отличий от исходного металла.

Физико-химические процессы, вызывающие образование структурной неоднородности сварного шва, обуславливают свойства металла шва, зоны термического влияния и всего соединения в целом.

Основной задачей, стоящей перед конструкторами и технологами, создающими сварную конструкцию, является получение соединения равнопрочного основному металлу в различных условиях эксплуатации.

Долговечность и надежность сварных конструкций определяется двумя группами факторов: конструктивными и технологическими.

Рациональное конструирование сварных соединений должно обеспечить наибольшую равномерность распределения по сечению детали в напряжении от внешних нагрузок, максимальное устранение концентраторов напряжений и уменьшение вредного влияния остаточных напряжений.

Поможем написать любую работу на аналогичную тему

Получить выполненную работу или консультацию специалиста по вашему учебному проекту

Узнать стоимость

Инжининирг | Статьи об автоматизации и механизации сварочного производства

В последние годы в задачах строительства морских контейнеров достаточно остро стоит проблема обеспечения ударной вязкости сварных соединений KCV, выполненных автоматической сваркой под слоем флюса, не менее 30 Дж/см2 при температуре испытания -550 С. Используемые стали 09Г2ФБ толщиной 10-15 мм. Решение этой проблемы с использованием традиционных технологий сварки представляется достаточно проблематичной. Поэтому, решение поставленной задачи осуществлялось комплексно. В ЗАО НПФ «ИТС» был разработан новый источник сварочного тока типа ВДУ-1500 и совместно с немецкой фирмой Drahtzug Stein был разработан новый класс бесшовных порошковых проволок для сварки под слоем флюса. С использованием этих новых элементов на ОАО «РУЗХИММАШ» была внедрена новая технология автоматической сварки под слоем флюса сварных соединений с повышенными требованиями к вязко-пластическим свойствам металла шва при отрицательных температурах. Новый источник ВДУ-1500 – новое поколение высокочастотных конверторных источников сварочного тока с подачей ультразвука в зону горения дуги. Несущая частота 19 кГц. Выполнен по модульной схеме с использованием стандартных сварочных конверторов типа КСУ-320 с цифровым управлением. Таким образом, ток дуги может неограниченно наращиваться в случае необходимости. Состоит из следующих составных частей: силовой сварочный трансформатор, силовой выпрямитель, конверторные блоки типа КСУ-320 с микропроцессорными блоками управления и силовыми блоками на основе IGBT-модуля, общий микропроцессорный блок управления всеми конверторными блоками.   В источнике имеется блок запоминания режимов, блок программирования вольтамперных характеристик. Отличительной чертой источника является отсутствие вредного влияния на питающую сеть, что характерно для современных инверторов (нет выброса высокочастотных гармоник в питающую сеть). Максимальный сварочный ток 1500А при ПВ100%, напряжение холостого хода и напряжение зажигания дуги регулируется в пределах 25-55В, величина тока короткого замыкания регулируется в пределах 800-1500А. имеется режим работы импульсной сварки с частотой импульсов 0,5-5Гц и скважности импульсов 0,1-0,9.  На рис.1 показан внешний вид нового источника и осциллограмма тока и напряжения при горении дуги. Рис. 1 Внешний вид сварочного источника для автоматической сварки типа ВДУ-1500 и вид осциллограммы тока и напряжения на дуге при сварке на источнике ВДУ-1500 и на традиционном источнике ВДУ-1250.

Таблица 1. Химический состав наплавленного металла при использовании бесшовных порошковых проволок POWER SEA 735B и  POWER SEA 840 при использовании сварочных флюсов с основностью не менее 1,7.

Марка проволоки	Содержание элементов, %
	С	Si	Mn	P	S	Ni	Ti	Mo	B
POWER SEA 735B	0,08	0,6	2,2	0,025	0,025	0,1	0,07	0,4	0,006
POWER SEA 840	0,10	0,4	1,6	0,025	0,025	1,2	—	—	—

хПримечание. Единичное значение, приведенное в таблице, является максимально допустимым.

Новые бесшовные порошковые проволоки POWER SEA 735B и  POWER SEA 840 диаметром 4 мм имеют различия по химическому составу наплавленного металла. В таблице 1 приведен химический состав наплавленного металла этих проволок. В таблице 2 приведены механические свойства наплавленного металла. Выполнение проволок бесшовными обеспечивает защиту гигроскопичного внутреннего наполнения от воздействия окружающей среды.

Таблица 2. Механические свойства наплавленного металла при использовании  порошковых проволок POWER SEA 735B и  POWER SEA 840 при использовании сварочных флюсов с основностью не менее 1,7.

Марка проволоки	Свойства наплавленного металла			KCV, Дж/см2
	Предел прочности, МПа	Предел текучести, МПа	Относительное удлинение, %	Температура испытания,0С
	min			+200	-200	-400	-600
POWER SEA 735B	≥590	≥460	≥21	—	≥120	≥70	≥50
POWER SEA 840	≥590	≥460	≥21	—	≥120	≥70	≥50

Порошковые проволоки, как следует из таблиц 1, 2, имеют одинаковые механические показатели наплавленного металла. Они характерны тем, что в составе наполнения порошковых проволок имеется высокоосновный флюс, который при сварке взаимодействует с флюсом, применяемым при сварке и увеличивает его основность. Различия в составе проволок заключается в том, что порошковая проволока марки POWER SEA 735B выполнена на безникелиевой основе, но имеет микролегирование. Порошковая проволока POWER SEA 840 выполнена с никелем, но без микролегирования. Наиболее интересным, поэтому является использование порошковой проволоки POWER SEA 735B, где применён метод микролегирования состава проволоки титаном и бором. Общее количество микролегирующих элементов не превышает 0,08%. Микролегирование является очень важной составляющей частью проволок, производимых в группе предприятий ИТС, особенно, при сварке высокопрочных сталей. Микролегирование (проволока POWER SEA 735В)  позволяет при кристаллизации сварочной ванны обеспечить наличие многих центров кристаллизации, что разориентирует направленный рост дендритов и уменьшает их размер. Это ведёт к повышению ударной вязкости и прочности сварного соединения. Наличие никеля в составе проволоки POWER SEA 840 способствует общей стабилизации свойств металла шва. Результаты металлографического анализа структуры сварных соединений без разделки кромок из стали марки 10Г2ФБ, выполненных сваркой проволокой POWER SEA 735B и  POWER SEA 840 cо сварочным флюсом ОК 10.62, представлены на рис.2-5. Образцы были сварены по четырем разным схемам сварки. Схемы сварки представлены в таблице 3.

Таблица 3. Режимы и способы сварки образцов (без разделки кромок).

  Примечание. Образцы 1-4 сварены проволокой POWER SEA 735B, образцы 5,6 – проволокой POWER SEA 840. Различие схем сварки заключается в различной степени пересечения сварных швов, то есть в различной степени провара. Образцы, выполненные по схемам сварки 3 и 5, различаются только использованием различных проволок. При металлографическом исследовании, дефектов, связанных с нарушением технологического процесса сварки (непроваров,  подрезов,  прожогов и т.д.), не обнаружено. Следует отметить, что внешний вид шва характерен для сварных соединений, выполненных порошковыми проволоками – то есть имеется гладкая ровная поверхность металла шва, недостижимая при сварке проволоками сплошного сечения. В металле швов, полученных по всем режимам, преобладает благоприятная мелкоигольчатая бейнито-феррито-перлитная структура c равномерно расположенными по телу зерен карбидами и карбонитридами микротвердостью 240 НV (режимы 1,2,3) и 260 HV (режим 4), практически отсутствует структурно свободный феррит. Такая структура достигнута в результате применения бесшовных порошковых проволок и является характерной при использовании таких проволок. Содержание в металле шва (обр.1-4, табл.3) карбонитридобразующих элементов и бора, определенное спектральным анализом, следующее: Ti = 0.039%, Nb = 0.024%, V = 0.047%, B = 0.0035%. Из этого следует, что состав порошковой проволоки выбран правильно для данного вида сталей. Отношение содержания Ti и B составляет 10:1, при этом содержание титана находится в пределах 0,03-0,05%, что отвечает задаче измельчения зерна при использовании порошковых проволок с микролегированием. Это и способствует формированию указанной выше структуры сварного шва. На рис.2 представлены панорамные изображения сварных соединений, выполненных по режимам 1-4, приведенных в таблице 3. Как следует из анализа рис.2, в структуре основного металла всех образцов обнаружена значительно развитая ликвационная полоса, расположенная в центре свариваемых образцов, которая наследуется от осевой зоны сляба и связана с явлениями зональной ликвации при его затвердевании. При более крупном увеличении видно, что ликвационная полоса состоит из ряда более мелких ликвационных полос (рис.3). Эта ликвационная полоса из основного металла выходит в зону сварного соединения. Микрорентгеноспектральный анализ ликвационной полосы показал, что она содержит грубые включения карбонитридов ниобия и ванадия с размером частиц 10-80 мкм. 

Рис.2 Макрошлифы панорамы сварных соединений, выполненных по режимам 1-4 (таблица 2). Показана область, увеличенная на рис.3.

Поведение ликвационной полосы в сварных соединениях при разных способах сварки, как следует из рис.3 различно, в виду различной динамической активности сварочной ванны и различного термического цикла сварки. Проследив поведение ликвационной зоны в направлении от основного металла к зоне шва, следует заметить, что сварка по схемам 1, 2 способствуют снижению степени структурной неоднородности – состояние основных участков ЗТВ практически однородно, ликвационные полосы практически полностью (особенно, на рис.1) растворяются в сварочной ванне, включая карбиды и карбонитриды ванадия и ниобия. Впоследствии, эти растворенные в металле элементы выделяются в виде дисперсных равномерно распределенных частиц. На рис.4 приведен вид микроструктуры металла шва, выполненного по семам 1 и 2.

Рис.3 Структура перехода от основного металла к металлу шва образцов, сваренных по режимам 1-4(б). Вид ликвационных полос. 

При сварке по схеме 3, зона пересечения сварных швов приходится как раз на ликвационную полосу, причем на наименее активную и низкотемпературную нижнюю часть сварочной ванны при обоих швах. Поэтому она сохраняется во всех зонах ЗТВ и в металле шва, примыкающему к ЗТВ. Из рис.3б  видно, что ликвационная полоса под небольшим углом входит в зону сварного соединения, серьезно нарушая структуру сварного соединения.  Карбидные и карбонитридные включения располагаются по границам первичных аустенитных зерен в металле шва. Отмеченное обстоятельство объясняется тем, что присутствующие в стали карбиды и карбонитриды ванадия  и ниобия  полностью не растворились под воздействием термического цикла сварки по схеме 3, более того, включения успели скоагулировать и размер карбонитридных включений увеличился. На рис.5 показано, что размер включений достигает 100 мкм. Такая структура металла шва и околошовной зоны после сварки по схеме 3 не может давать высокую ударную вязкость сварного соединения, т.к. в нее искусственно внесены концентраторы напряжений в виде коагулированных включений. Если подвергнуть такое соединение термообработке  (схема 4), то грубые карбиды и карбонитриды ванадия и ниобия растворяются и выделяются уже в виде дисперсных частиц, что благотворно сказывается на структуре и ударной вязкости сварного соединения, что мы видим на рис.6. 

Рис.5 Вид коагулированных включений в металле шва при сварке по схеме 3.

Рис.6 Вид растворенных включений карбонитридов в металле шва образца, сваренного по схеме 4 после термообработки.

Поэтому, естественным представляется результат по вязко-пластическим свойствам металла шва, выполненного по схеме 6, что показано в таблице 3. Там при пересечении обоих сварных швов с ликвационной полосой произошло полное растворение карбонитридных включений ниобия и ванадия, так как обе сварочные ванны имели максимальную термодинамическую активность в зоне пересечения с ликвационной полосой. Поэтому при такой схеме сварки получены максимальные вязко-пластические свойства шва. При сварке по схеме 5, результаты исследования вязко-пластических свойств швов близки с результатами по  схеме сварки 3, что указывает на одинаковое влияние различных типов сварочной проволоки на структуру и свойства сварного шва, использование порошковых проволок при сварке таких сталей представляется необходимым для достижения высокой ударной вязкости, ввиду того, что плотность тока при сварке порошковыми проволоками существенно выше, чем при сварке проволоками сплошного сечения (Jспл.пр.= 50-60А/мм2, Jпор.пр.= 70-80А/мм2), что ведет к повышенному термодинамическому воздействию на сварочную ванну и интенсификации процессов перемешивания внны и растворения карбонитридных включений ниобия и ванадия. Кроме того, использование порошковых проволок, кроме благоприятного воздействия на сварочную ванну, обеспечивает повышение производительности сварки, не менее, чем на 20%, по сравнению с использованием проволок сплошного сечения при равных токах дуги. Следует отметить, что применение бесшовной порошковой проволоки имеет существенные преимущества по сравнению с использованием вальцованной порошковой проволоки, ввиду невозможности насыщения влагой из окружающего воздуха. Использование высокочастотного источника питания типа ВДУ-1500 с подачей ультразвука в область сварочной ванны дополнительно интенсифицирует эти процессы, как следует из вида осциллограмм, приведенных на рис.1.

Выводы.

1. Применение бесшовных порошковых проволок при автоматической сварке под слоем флюса существенно улучшает структуру сварного соединения в области получения благоприятной мелкоигольчатой бейнито-феррито-перлитной структуры c равномерно расположенными по телу зерен карбидами и карбонитридами микротвердостью 240 НV по сравнению с проволоками сплошного сечения ввиду повышенного термодинамического воздействия на сварочную ванну. 

2. Применение нового источника питания типа ВДУ-1500 с подачей ультразвука в область сварочной ванны также способствует получению такой структуры.

3. Для снижения зависимости качества сварного соединения от качества основного металла целесообразно сварку вести по схемам 1 или 6. Наиболее высокие вязко-пластические свойства металла шва получаются при сварке по схеме 6. При этом происходит растворение карбонитридных включений ниобия и ванадия из ликвационной полосы в металле шва, структура металла шва улучшается, ликвационная полоса полностью выходит из зоны пересечения сварных швов и ударная вязкость увеличивается. 

4. Сварка по схеме 3 усугубляет низкое качество основного металла, связанного с развитой ликвационной полоской. 

5. При выполнении сварки по схеме 4, то есть с термообработкой, схема сварки не имеет значения, так как использование при сварке бесшовных порошковых проволок решает все поставленные задачи.

Формирование и кристаллизация металла шва, строение зоны термического влияния. | Статьи — Промышленный каталог статей

В процессе кристаллизации металла шва, то есть при переходе из жидкого состояния в твердое, возникает неравномерное распределение составляющих сплава (химическая неоднородность). Кроме того, на качество сварного соединения значительное влияние оказывает и структура металла шва, а также структура зоны термического влияния околошовной зоны.

   В ходе сварки дуга оказывает давление на сварочную ванну. Это является причиной тому, что жидкий металл из-под основания дуги вытесняется, дуга несколько погружается.

   При ручной сварке толстопокрытыми электродами глубина погружения дуги составляет 3-4 мм, при сварке под флюсами — 8-10 мм. По мере продвижения дуги в хвостовой части области плавления металла происходит усиленныйотвод тепла в массу холодного металла. Кристаллиты растут в направлении, перпендикулярном к поверхности теплоотвода. Кристаллизация металла шва, т.е. переход из жидкого состояния в твердое, протекает с остановками. После охлаждения первого слоя наступает небольшая задержка кристаллизации в результате ухудшения теплоотвода и выделения скрытой теплоты кристаллизации первого слоя. После некоторой заминки вследствие непрекращающегося теплоотвода вглубь основного металла начинает кристаллизоваться второй слой и т. д. Таким образом, периодически происходит кристаллизация по всему продольному и поперечному сечению металла шва.

   Толщина кристаллизационных слоев может колебаться от десятых долей миллиметра до нескольких миллиметров. Закристаллизовавшийся металл однопроходного шва имеет столбчатое строение, это объясняется тем, что в направлении отвода теплоты ( перпендикулярно границе плавления) кристаллиты растут быстрее, чем в других направлениях. Наибольшая толщина кристаллизационных слоев происходит в металле шва при электрошлаковой сварке. Ось каждого кристаллита обычно не прямая, она несколько изогнута в направлении вершины шва.

   При сварке под флюсом уменьшается скорость охлаждения шва, это создает благоприятные обстоятельства для удаления газов из металла шва и всплывания шлаковых включений, но размер кристаллитов резко увеличивается, что ухудшает прочностные качества металла шва. Чтобы избежать ухудшения свойств, необходимо измельчить структуру шва. Для этого в жидкий металл вводятся добавки ( модификаторы) — алюминий, титан, ванадий. В процессе кристаллизации металла шва возникает неравномерное распределение составляющих сплава. Это в металловедении называют ликвацией.

   Ликвация — это прежде всего неоднородность по химическому составу. Ликвация зональна и характеризуется различием химического состава периферийной зоны и центральной части металла шва. Дендритная (внутрикристаллическая) ликвация характеризуется неоднородностью химического состава отдельных кристаллов. Центральная часть дендритов состоит обычно из чистого твердого раствора, а граница между дендритами наиболее загрязнена вредными примесями. Поэтому разрушение металла шва чаще всего случается по границам зерен. Чтобы избежать вредного влияния ликвации (особенно при сварке легированных сталей) необходимо производить термическую обработку для выравнивания химического металла.

   На качество сварного соединения наряду с химическим составом металла шва значительное влияние оказывает и структура металла шва, а также структура зоны термического влияния околошовной зоны. В результате сварки нагревается основной металл и в нем происходят структурные изменения под воздействием высоких температур. Область нагрева называют зоной термического влияния (ЗТВ). Температура, до которой нагреваются отдельные участки ЗTB, изменяется от температуры плавления до окружающей температуры.

Влияние механически сплавленных модифицирующих лигатур на структуру и свойства сварных соединений Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

102/i£

гттгп гг ктпглргъп

4 (89), 2017-

mm

УДК 669.017 Поступила 13.10.2017

ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЧЕСКИ СПЛАВЛЕННЫХ МОДИФИЦИРУЮЩИХ ЛИГАТУР НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

THE INFLUENCE OF MECHANICALLY ALLOYED MODIFYING MASTER LIGATURES ON STRUCTURE AND PROPERTIES OF WELDED JOINTS

Ф. Г. ЛОВШЕНКО, ГУ ВПО Белорусско-Российский университет, г. Могилев, Беларусь, пр-т Мира, 43, Г. Ф. ЛОВШЕНКО, УО «Белорусская государственная академия авиации», г. Минск, Беларусь, ул. Уборевича, 77. E-mail: [email protected],

А. И. ХАБИБУЛЛИН, ГУ ВПО Белорусско-Российский университет, г. Могилев, Беларусь, пр-т Мира, 43

F. G. LOVSHENKO, Belarussian-Russian University, Mogilev, Belarus, 43, Mira ave.,

G. F. LOVSHENKO, Belarussian State Academy of Aviation, Minsk, Belarus, 77, Uborevicha str. E-mail: [email protected],

A. I. KHABIBULIN, Belarussian-Russian University, Mogilev, Belarus, 43, Mira ave.

Актуальная задача современного сварочного производства — создание электродов, обеспечивающих максимальную производительность и экономичность процесса при требуемой надежности и долговечности конструкции. Перспективным способом повышения механических свойств металла шва является реализация механизма дисперсного упрочнения. Реакционное механическое легирование является эффективной технологией получения нанокристалических модифицирующих лигатур и модификаторов. Использование электродов с экспериментальным покрытием, содержащим механически сплавленную, композиционную лигатуру, приводит к устранению транскристаллического типа структуры металла шва и уменьшению размеров зерен в 2,5-3,0 раза (с № 8-9 до № 11-12), что обеспечивает снижение на 20-30% порога хладноломкости и увеличение на 15-25% механических свойств металла шва.

Actual problem of modern welding production is the creation of electrodes for maximum performance and efficiency of the process whithin the required reliability and durability of the structure. A promising way to improve mechanical properties of the weld metal is the implementation of the mechanism of dispersion hardening. Reactionary mechanical alloying is an effective technology of obtaining nanocrystalline modifying ligatures and modifiers. The use of electrodes with an experimental coating containing a mechanically alloyed, composite ligature to resolve transcrystalline type of structure of the weld metal and reduce the grain size by 2.5-3.0 times (from # 8-9 to #11-12) reduces by 20-30% the threshold of cold brittleness and increase by 1525% of the mechanical properties of the weld metal.

Ключевые слова. Механическое легирование, первичная кристаллизация, сварной шов, модификатор первого рода, размер

зерна, измельчение структуры шва, прочность, механические свойства, химическая однородность. Keywords. Мechanical alloying, the primary crystallization, weld seam, modifier of the first kind, grain size, refinement of the structure of the seam, durability, mechanical properties, chemical homogeneity.

Введение

Несмотря на широкое использование различных механизированных методов сварки плавлением, наиболее применяема дуговая сварка покрытыми металлическими электродами, которые являются самым распространенным расходным сварочным материалом. В связи с этим актуальная задача современного сварочного производства — создание электродов, обеспечивающих максимальную производительность и экономичность процесса при требуемой надежности и долговечности конструкции. Это возможно при реализации технологии, обеспечивающей равнопрочность сварного соединения с основным металлом и отсутствие дефектов в шве и околошовной зоне (зоне сплавления), существенно отличающихся по своей структуре и свойствам как от основного материала, так и между собой. Исходя из условия рав-нопрочности, механические свойства металла шва и околошовной зоны должны быть не ниже их нижнего значения основного металла.

_/иэгттчг г щсщттг г. а / щч

-4 (89), 2017/ Ши

Механические свойства сварного соединения зависят от его структуры, которая определяется химическим составом материалов, режимами сварки, предыдущей и последующей термической обработкой. Следует отметить, что изменение структуры и свойств материала шва и околошовной зоны при сварке низколегированных сталей проявляется более значительно, чем углеродистых.

Зона сплавления (неполного расплавления), как правило, является слабым местом сварного соединения, в ряде случаев снижающем работоспособность конструкции. Для него характерна пониженная прочность и пластичность, что вызвано термически активированными структурными и фазовыми превращениями, включающими и рост зерен, имеющими место при сварке и последующем охлаждении. Поэтому структура участка сплавления оказывает большое влияние на свойства и работоспособность сварного соединения.

Сварной шов обычно имеет столбчатое (дендритное) крупнозернистое строение, характерное для литой стали, что обусловлено направленной кристаллизацией расплавленного металла сварочной ванны в результате интенсивного теплоотвода в основной металл, а также достаточно медленным охлаждением кристаллизующегося материала. Образование крупнозернистой дендритной структуры негативно влияет на свойства сварного соединения. В процессе кристаллизации шва рост кристаллов начинается от периферии сварочной ванны и направлен к центру сварного шва. В результате этого на центральной оси шва, как правило, находится область соприкосновения дендритов, что приводит к образованию зоны с повышенным содержанием легкоплавких соединений, легирующих элементов и вредных примесей. Химическая неоднородность материала шва существенно снижает его прочность и коррозионную стойкость. а также А1 создает предпосылки для выделения дисперсных включений карбонитридов ванадия, титана или нитридов алюминия, вызывающих измельчение (до № 9-11) действительного зерна стали, что в совокупности благоприятно влияет на прочность, вязкость и хладостойкость. Доля собственно карбонитридного (дисперсионного) упрочнения составляет около 15-25%, а доля упрочнения от измельчения зерна — 30-40%. Обычно используют совместное легирование несколькими карбидо- и нитридообразующими элементами, например 0,08% V + 0,03% а в сталях, содержащих азот, 0,10% V + 0,04% А1. С учетом этого положения разработаны основные марки стали с карбонитридным упрочнением трех категорий прочности: 14Г2АФ, 16Г2АФ, 18Г2АФ, однако данные материалы имеют повышенную стоимость и являются дефицитными.

Перспективный способ повышения механических свойств металла шва — реализация механизма дисперсного упрочнения, заключающегося в образовании термодинамически стабильных дисперсных частиц, например, оксидов или нитридов, в процессе механического легирования порошковой композиции и последующего введения полученного материала в состав покрытия электрода. Однако в этом случае снижаются пластические характеристики металла шва.

Цель настоящего исследования — это разработка способа получения сварочных материалов (покрытые электроды, порошковые проволоки, флюсы, пасты), дополнительно содержащих компоненты, измельчающие в процессе кристаллизации структуру шва и увеличивающие его вязкость и прочность.

Методика исследования, материалы и оборудование

Достижение цели обеспечивается введением в состав сварочных материалов (покрытия электродов) в количестве до 5% лигатуры, представляющей собой субмикрокристаллическую порошковую композицию с размером частиц 20-40 мкм, содержащую равномерно распределенные наноразмерные включения тугоплавких соединений (оксидов, нитридов, карбидов и т. д.), выполняющих роль модификаторов первого рода.

Технология производства лигатуры включает в себя основные этапы: проектирование исходного состава смеси; обработку шихты в механореакторе и получение механически легированной композиции,

Ш/ШГПСТШ^та

/ 4 (89), 2017-

отжиг (термическая активация) композиции, «размол» спёка и сепарацию продукта размола. Включения наноразмерных тугоплавких соединений образуются в результате механически и термически активируемого взаимодействия между компонентами композиции, имеющего место при механическом легировании и последующем отжиге.

Компоненты, входящие в состав шихты, для производства лигатуры по технологии, основанной на реакционном механическом легировании, должны быть дешевыми, доступными и экологически безопасными. При этом хотя бы одна из фаз, образующихся в процессе протекания механически и термически активируемого взаимодействия между компонентами шихты, должна исполнять роль модификатора и обеспечивать дисперсное упрочнение, а другие формирующиеся фазы, по меньшей мере, не должны снижать физико-механические свойства шва. Как следует из результатов работ [2-5], наиболее перспективными для производства лигатуры являются композиции системы «железо (основа) — легирующий металл (Ме), имеющий высокое сродство к кислороду — легирующий оксид (ЭпОт), обладающий более высоким значением AG° образования, чем оксид легирующего металла». В этом случае при обработке шихты в механореакторе и последующем отжиге механически легированной композиции основным является механически и термически активируемое взаимодействие между легирующими компонентами системы (уМе + ЭпОт ® МеуОт + пЭ). Продукт его — наноразмерные термодинамически стабильные включения оксида легирующего металла (МеуОт), эффективно выполняющие роль модификатора и обеспечивающие дисперсное упрочнение шва. С учетом экологической безопасности, химической активности и доступности наиболее приемлемы А12О3, MgO, ZrO2, а также оксиды редкоземельных металлов. В работе использован оксид алюминия. Исходя из этого, в качестве легирующего металла, имеющего высокое сродство к кислороду, применяли алюминий, а легирующим оксидом, обладающим более высоким значением AG° образования, чем оксид легирующего металла, являлся диоксид кремния SiO2.

Для производства модифицирующей лигатуры в качестве исходных компонентов применяли порошки железа ПЖ2М (ГОСТ 9849-86), алюминия ПА4 (ГОСТ 6058-86), аморфного оксида кремния (IV) марки «ч» (ГОСТ 9428-73), стеариновой кислоты (С17Н35СООН) марки «ч» (ГОСТ 9419-60). Основой шихты служил порошок железа. Суммарное содержание легирующих компонентов — алюминия и оксида кремния в шихте составляло 10%. Соотношение между ними соответствовало теоретически необходимому для полного восстановления кремния и связывания алюминия в А12О3 Стеариновую кислоту применяли в качестве поверхностно-активного вещества и вводили в шихту в количестве 0,7%.

Механическое легирование проводили в лабораторной гирационной (эксцентриковой) вибромельнице при частоте колебаний 25 с-1, амплитуде колебаний 5 мм, степени заполнения рабочей камеры шарами 75%. Соотношение объемов шаров и порошка составляло 10:1 при массе обрабатываемого материала 150 г. Ускорение размалывающих тел — 140 м-с-2, энергонапряженность процесса — 0,18 Дж-г-1. Угол наклона оси рабочей камеры к горизонтали 45°. Водоохлаждаемая рабочая камера объемом 1 дм3 цилиндрической формы позволяла поддерживать температуру не выше 50 °С в течение всего процесса механообработки. Размольными телами служили шары диаметром 11,15 мм из стали ШХ15СГ твердостью 62 НRC. Механическое легирование проводили в герметически изолированном рабочем пространстве.

Температура отжига механически легированной композиции соответствовала температуре начала взаимодействия между ее компонентами и составляла 630 °С.

Механически активированную порошковую лигатуру смешивали со стандартным электродным покрытием в шаровой мельнице типа «пьяная бочка» в течение 20 мин и полученную шихту наносили на стержень электрода. При экспериментах в качестве наплавляемого материала использовали стандартный электрод марки МР-3 с диаметром стержня 3 мм.

Сварной шов формировали на стальной трубе из стали БСт3 с толщиной стенки 2,5 мм. Свариваемый образец предварительно разрезали вдоль оси для обеспечения полного проплавления металла и образования качественного шва.еост. — 10% (А1 — SiO2) — 0,7% С17Н35СООН», подобен изученному и подробно описанному в [2]. Продуктом механического легирования служат гранулированные композиции, частицы которых имеют осколочную, близкую к сферической, форму. После обработки в механореакторе в течение более 5 ч они металлографически однородны — включения легирующих компонентов, а также границы зерен не выявляются. Последнее указывает на то, что компоненты или продукты их взаимодействия между собой или основой в пределах каждой гранулы распределены равномерно и композиция в целом металлографически гомогенна и имеет ультрадисперсное строение. Гранулы характеризуются высокой плотностью с отдельными порами и трещинами. Средний размер частиц механически легированных железных композиций зависит от состава исходной шихты и находится в пределах 20-50 мкм. Независимо от состава композиции структура матрицы, представляющей собой фазы на основе железа -феррит, аустенит, мартенсит, формируется по механизму динамического возврата. Он включает этапы: накопление дислокаций до максимально возможной плотности (р > 1012 см-2), их перестройку с образованием фрагментированной субструктуры, превращение фрагментов в кристаллиты со степенным распределением ОСМД, обусловленным наличием дислокационных стенок. Структура основы относится к субмикрокристаллическому типу — размер зерен, разделенных на блоки величиной не более 20 нм, не превышает 100 нм. Основа характеризуется большой площадью поверхности раздела между компонентами, что способствует образованию центров кристаллизации новых фаз и ускоряет процесс их формирования. Механически синтезированные фазы рентгенографическим анализом, как правило, не фиксируются, что обусловлено, с одной стороны, их кластерным рентгеноаморфным строением, а с другой -малым содержанием, часто находящимся за пределами разрешающей способности метода. На наличие механически синтезированных упрочняющих фаз однозначно указывает высокая твердость гранулированных композиций, изменяющаяся в зависимости от состава, определяющего степень завершения механически активируемых фазовых превращений, в пределах НУ 550-700. Следует отметить, что во всех системах с относительно небольшим содержанием реагирующих компонентов механически активируемые фазовые превращения полного завершения не находят и получаемые композиции являются термодинамически неравновесными системами, содержащими исходные компоненты или промежуточные продукты их превращений. Причем с уменьшением AG° образования легирующего оксида она снижается. Й02 является трудновосстановимым оксидом и степень завершения окислительно-восстановительных превращений в рассматриваемой системе низка.

Отсутствие явно выраженных механохимических процессов, протекающих между алюминием и диоксидом кремния при механическом легировании, подтверждается кривыми термогравиметрического анализа композиции [2-5]. Основное взаимодействие между алюминием и диоксидом кремния, вызывающее образование ультрадисперсных частиц оксида алюминия, происходит при последующей термической обработке механически легированной композиции. Причем взаимодействие между компонентами в этих системах, подвергнутых обработке в механореакторе и находящихся в механически активированном состоянии, по сравнению с обычными порошковыми смесями протекает при меньшей температуре, с большей скоростью и полнотой, что обусловлено особенностями их строения. Основные из них заключаются в следующем:

1) дисперсные частицы, образующие композицию, характеризуются высокой дефектностью кристаллического строения и находятся в активизированном состоянии; площадь межчастичной поверхности чрезвычайно велика;

2) между взаимодействующими компонентами существует непосредственный контакт по всей граничной поверхности, находящейся в ювенильном состоянии;

3) диффузионные пути перемещения взаимодействующих компонентов коротки и составляют в большинстве случаев всего несколько десятков атомных параметров.г: гсягшттTITÍÍ

4 (89), 2017-

а б

Рис. 1. Термогравиметрический анализ композиции Al- SiO2- ПАВ, полученной обработкой в механореакторе (а) с последующим отжигом (б)

Термогравиметрическое исследование образцов порошковой композиции AI-SÍO2, нагревавшихся ранее до 700 °С, выявляет два эндоэффекта при 570 и 620-630 °С. Они вызваны фазовыми переходами первого рода, поскольку на ДТА кривых охлаждения им соответствуют экзотермические эффекты. Тепловой эффект при 570 °С вызван плавлением эвтектики Al-Si (по литературе — 577 °С), а при 630 °С -плавлением основного материала. Следовательно, в термически обработанной гранулированной композиции AI-SÍO2 появился элементарный кремний, т. е. протекает термически инициированная реакция, протекание которой подтверждается рентгенографически. В термообработанной при 640 °С шихте композиции Al-Si02_0,5StH присутствуют элементарный кремний и оксид алюминия [2].

Отжиг проводится при температурах не ниже температуры протекания термически активируемых реакций. Согласно результатам проведенного исследования, для предлагаемой композиции оптимальная температура начала термической активации равна 620-650 °С. Процесс завершается в течение 2-3 мин. Следует отметить, что отжиг как одна из технологических стадий получения материалов не является обязательной операцией. Исключение ее обеспечивает увеличение производительности процесса наплавки за счет выделения тепла от экзотермической реакции и снижает вероятность образования газовой пористости. Таким образом, предварительную термическую активацию механически легированной композиции можно исключить. Кроме того, за счет экзотермической реакции уменьшается скорость охлаждения и затвердения металла шва, способствуя выходу из него газовых и неметаллических включений, а также обеспечивается увеличение количества наплавляемого металла в единицу времени, что улучшает технологические свойства электродов и повышает производительность сварки.

Структура основного металла труб, использовавшихся для получения сварных соединений, соответствует стали БСт. 3 (рис. 2).

Как показали результаты исследования микроструктуры сварного шва, полученного при сварке стандартным электродом марки МР-3, он имеет классическое строение, характерное для швов ручной дуговой сварки за один проход. Для него характера типичная крупноигольчатая дендритная структура (рис. 3, а) с направлением роста зерен от основного металла к центру шва. Размер одного дендрита составляет приблизительно 100 мкм в диаметре. Структура металла шва, полученного при использовании экспериментального электрода, существенно отличается формой и размерами (рис. 3, б).

Аналогичные изменения структуры наблюдаются и в наиболее ответственных участках сварного соединения, зонах сплавления (рис. 4), отвечающих за свойства и работоспособность сварного соединения.Г: мшмтта /1П7

-4 (89), 201м ШЧМШ

а б

Рис. 4. Структура зон сплавления (неполного расплавления): а — стандартный; б — экспериментальный электрод

заметный тепловой эффект, уменьшающий скорость охлаждения и затвердения металла шва. Это способствует выходу из него газовых и неметаллических включений, а также позволяет интенсифицировать процесс сварки и повысить устойчивость его протекания.

Результаты исследования показали, что использование электродов с экспериментальным покрытием, содержащим механически сплавленную, композиционную лигатуру, вызывающую модифицирующий эффект, приводит к устранению транскристаллического типа структуры металла шва и уменьшению размеров зерен в 2,5-3,0 раза (с № 8-9 до № 11-12). Это обеспечивает снижение на 20-30 °С порога хладноломкости и увеличение на 15-25% механических свойств металла шва.

Выводы

Применение технологии, основанной на реакционном механическом легировании и обеспечивающей получение механически сплавленных модифицирующих лигатур, является эффективным способом улучшения структуры и повышения комплекса физико-механических и эксплуатационных свойств сварных соединений.

Литература

1. Конструкционные материалы: Справ. / Под. ред. Б. Н. Арзамасцева. М.: Машиностроение, 1990. 668 с

2. Ловшенко Г. Ф. Наноструктурные механически легированные материалы на основе металлов / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко, Б. Б. Хина. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2008. 680 с.

3. Ловшенко Г. Ф. Теоретические и технологические аспекты создания наноструктурных механически легированных материалов на основе металлов / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2005. 264 с.

4. Ловшенко Ф. Г. Закономерности формирования фазового состава, структуры и свойств механически легированных материалов / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2016. 420 с.

5. Ловшенко Ф. Г. Композиционные наноструктурные механически легированные порошки для газотермических покрытий / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2013. 215 с.

I 4 (89), 2017-

References

1. Konstruktsionnyematerialy. Spravochnik. Pod. red. B. N. Arzamastseva [Construction materials]: Under. ed. by B. N. Arzamast-sev. Moscow, Mashinostroenie Publ., 1990. 668 p.

2. Lovshenko G. F., Lovshenko F. G., Khina B. B. Nanostrukturnye mekhanicheski legirovannye materialy na osnove metallov [Nanostructured mechanically alloyed materials metals-based]. Mogilev, Belarusian-Russian University Publ., 2008, 680 p.

3. Lovshenko G. F., Lovshenko F. G. Teoreticheskie i tekhnologicheskie aspekty sozdaniya nanostrukturnykh mekhanicheski legi-rovannykh materialov na osnove metallov [Theoretical and technological aspects of mechanically alloyed nanostructure materials creation based on metal]. Mogilev, Belarusian-Russian University Publ., 2005. 264 p.

4. Lovshenko F. G., Lovshenko G. F. Zakonomernosti formirovaniya granulometricheskogo sostava i struktury mekhanicheski le-girovannykh materialov [Laws of formation of structure and size distribution of mechanically alloyed materials]. Mogilev, Belarusian-Russian University Publ., 2016. 420 p.

5. Lovshenko F. G., Lovshenko G. F. Kompozitsionnye nanostrukturnye mekhanicheski legirovannye poroshki dlya gazotermich-eskikhpokrytiy [Composite nanostructure mechanically alloyed powders for thermal coatings]. Mogilev, Belarusian-Russian University Publ., 2012. 215 p.

ИНФОРМАЦИЯ

16-19 октября 2017 г. в г. Набережные Челны состоялась научно-техническая конференция «Детали машиностроения из чугуна с вермикулярным графитом. Свойства. Технология. Контроль».

В конференции приняли участие российские и зарубежные ученые, представители предприятий-изготовителей изделий из чугуна и модификаторов чугуна, а также специалисты по контролю и стандартизации.

Конференция позволила провести широкое профессиональное обсуждение проблем изготовления и расширения сферы применения отливок из ЧВГ: технология получения отливок из ЧВГ; оборудование и методы контроля структуры и состава; нормативная база металлографии и цифровой микроскопии.

Расширенная информация о результах конференции будет представлена в журнале № 1, 2018 г.

Исследование структуры металла сварного соединения из коррозионно-стойкой стали Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

Известия Томского политехнического университета. 2009. Т. 315. № 2

матическои импульснои аргонодуговои сварки. Сварной шов формировался за счет расплавления и кристаллизации собственного металла свариваемых кромок, выполненных без разделки.

Рис. 1. Схема исследования образца со сварными соединениями Точки А,Б,В,Г — места, где проводилось исследование. Точки Б-В — околошовная зона. Точка Г отстоит от центра шва на расстоянии 15,9 мм

Были диагностированы: фазовый состав, зерен-ная и дислокационная структура основного металла соединения, а также сварного шва и околошовной зоны. Целью исследования являлось изучение фазового состава, зеренной и дислокационной структуры основного материала и их изменения вследствие изготовления сварного соединения. Главной задачей исследования было определение качества соединения и установление его соответствия информативным параметрам акустоэмисси-онного контроля процесса сварки.

Методика исследования и используемые приборы

Оптические исследования проводились на микроскопе МИМ-10 при увеличениях 100-1000 крат. Поверхность шлифов готовили методом электролитической полировки с последующим электролитическим травлением по стандартной технологии [1]. Электронно-микроскопические исследования выполнялись на электронном микроскопе ЭМ-125 «К» при ускоряющем напряжении 125 кВ. Тонкие фольги готовились методом электролитической полировки в насыщенном растворе хромового ангидрида в ортофосфорной кислоте при 25 °С. Рентге-ноструктурные исследования проводились на аппарате ДРОН-1,5 в монохроматизированном FeКa-из-лучении с записью на диаграммную ленту в автоматическом режиме. Все рефлексы на дифрактограм-мах проиндицированы с целью определения основных фазовых составляющих, а затем проведен расчет количественных характеристик.

В ходе рентгеноструктурных, оптических и электронно-микроскопических измерений определяли параметры кристаллических решеток, присутствующих в материалах фаз, их объемную долю, причем после выявления размер зерен, фазовых прослоек, карбидных частиц, скалярную плотность дислокаций определяли методом секущей [1, 2]. Была также исследована сплошность металла сварного соединения, наличие в нём дефектов и полей напряжений.

Результаты исследования строения стали и их обсуждение

Фазовый состав основного металла свариваемой стали. Сталь 08Х18Н10Т относится к классу аусте-нитных сталей, поэтому основной фазой является /-фаза, т. е. твердый раствор элементов замещения (№ и Сг) и внедрения (углерода) с параметром кристаллической решетки а7=0,36 нм. Результаты структурно-фазового анализа основного металла стали 08Х18Н10Т представлены ниже.

Фаза ¥ф, мас. %

• у …………………………………98

• а ………………………………….0

• Т1С ………………………………1,9

• М23С6 ……………………………..0,1

* Объемная доля фазыI

Наряду с основным карбидом Т1С (параметр кристаллической решетки а=0,433 нм) в матрице присутствуют мелкие частицы карбида М23С6 на базе хрома, в основном Сг23С6, слегка легированный железом.

Карбид Т1С в матрице выделяется в виде неравноосных частиц, рис. 2.

Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение тонкой структуры! стали 08Х18Н10Т (основной материал) вдали от сварного шва

Средние размеры частиц в материале основного металла составляют: длина — 0,4…0,5 мкм, ширина — 0,20…0,25 мкм. Объёмная доля Т1С — 1,5…2,0 %. Эти значения получены методами рентгенострук-турного анализа и дифракционной электронной микроскопии с последующим усреднением. Необходимо учесть, что, если весь титан находится в карбиде, а высокая теплота образования карбида НС этому способствует, объёмная доля этого карбида должна быть вблизи 2 %. В этом случае в карбиде ПС часть углерода находится в количестве 0,22 мас. %.

Вторым карбидом является карбид М23С6 на базе хрома, т. е. в основном Сг23С6, слегка легированный железом. Этот карбид наблюдается в виде сфе-

Рис. 7. Оптическое изображение стыка сварного шва (а), переходной (околошовной) зоны и основного металла и зерен. В зоне шва и околошовной зоне стрелками отмечены прослойки а-фазы вдоль границ зерен и частицы карбида Ж в теле зерен и на границах. На схеме зеренной структуры (б) указано направление увеличения размера зерен

Зеренная структура в центре шва устроена весьма своеобразно: по границам зерен /-фазы расположены прослойки а-фазы, вблизи которых концентрируются частицы Т1С (рис. 8).

Часть БС расположена на малоугловых границах внутри фазы (рис. 9).

Рис. 8. Электронно-микроскопическое изображение структуры центральной части сварного шва. По границам зерен у-фазы располагаются прослойки а-фазы. Стрелками отмечены частицы карбида КС. Сталь 08Х18Н10Т

за собой изменение фазового состояния в зоне шва. Основной металл и переходная зона представлены двухфазной смесью (т+ИС). Структура металла в зоне шва — трехфазная смесь (г+а+Т1С).

Рис. 9. Выделение TiC (отмечены стрелками) по малоугловым границам у-фазы в центральной части сварного шва. Сталь 08Х18Н10Т. Электронно-микроскопическое изображение

Несомненно, в остывающем металле шва происходила диффузия по границам зерен /-фазы и перераспределение элементов, что привело к образованию столь своеобразно «сконструированного» многофазного материала.

Количественное распределение карбида титана, у- и а-фазы в пространстве от центра шва до основного материала дано на рис. 10, а, б.

опубликованы в [8]. Более детальные результаты исследования качества сварного шва изложены в работах [9-11] и в монографии [12].

Выводы

Детально исследована структура сварного соединения из коррозионно-стойкой стали 08Х18Н10Т, полученного способом автоматической импульсной аргонодуговой сварки.

Установлено, что в процессе сварки происходит перераспределение легирующих элементов по объему металла сварного соединения и зоны термического влияния, которое вызывает качественное и количественное изменение фазового состава по сравнению с исходным состоянием. В частно-

сти, увеличивается количество карбида титана и появляется много а-фазы, локализующейся по границам зерен 7-фазы. Дислокационная структура в металле сварного соединения достаточно низкоэнергетическая. Это свидетельствует о низком уровне остаточных напряжений.

Следовательно, вышеизложенные факторы наряду с уменьшением размера зерен в металле сварного соединения обуславливают его высокие механические свойства. Безукоризненное качество сварного соединения подтверждено методом рентгенографии и акустико-эмиссионным методом.

Авторы выражают глубокую благодарность Н.А. Поповой, Л.Н. Игнатенко и В.П. Подковке за оказанную помощь в проведении анализа структуры стали.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. — М.: Мир, 1968. — 574 с.

2. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. — М.: Металлургия, 1977. — 280 с.

3. Кан Р. Атомное строение металлов и сплавов. Т. 1. — М.: Мир. 1967. — 338 с.

4. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т. 2. — М.: Металлургия, 1962. — 1488 с.

5. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977. — 236 с.

6. Ямпольская Л.И., Сизоненко Н.Р., Лычагин Д.В. Возврат и фазовые превращения в стали 1Х18Н9Т // Эволюция дислокационной структуры, упрочнение и разрушение сплавов / Под ред. Н.А. Коневой. — Томск: ТГУ, 1992. — С. 94-106.

7. Чалмерс Б. Физическое металловедение. — М.: Металлургия, 1963. — 456 с.

8. Апасов А.М. Анализ разрушения сварных соединений в процессе сварки // Дефектоскопия. — 1996. — № 10. — С. 24-30.

9. Апасов А.М., Апасов А.А. Исследование акустической эмиссии при сварке изделий из аустенитных сталей // Сварочное производство. — 2001. — № 1. — С. 10-14.

10. Апасов А.М., Апасов А.А. Механизм зарождения, формирования и диагностики непровара в процессе сварки. Ч. 2 // Известия Томского политехнического университета. — Т. 308. -№ 2. — С. 120-126.

11. Апасов А.М., Апасов А.А. Механизм зарождения, формирования и диагностики непровара в процессе сварки. Ч. 3 // Известия Томского политехнического университета. — Т. 308. -№3. — С. 132-135.

12. Апасов А.М., Апасов А.А. Основы физической теории активной диагностики процесса сварки. — Томск: Изд-во ТПУ, 2004. — 248 с.

Поступила 08.06.2009 г.

# НАЗВАНИЕ № || КОБЕЛКО — КОБЕ СТАЛЬ, ООО. —

Сварка средне / высокоуглеродистых сталей и специальных сталей

3. Замечания о соединениях из разнородных металлов

Типичным случаем этого является сварка средне / высокоуглеродистой стали с простой углеродистой сталью, такой как SS400 (ASTM A36).

Это комбинация высокопрочной стали, чрезвычайно чувствительной к трещинам, и стали низкой прочности (400 МПа) с хорошей свариваемостью.

Ключевые моменты при сварке этой комбинации перечислены ниже:
① Необходимо использовать сварочные электроды с низким содержанием водорода.
② Что касается прочности металла шва, то достаточно прочности основного металла с меньшей прочностью (в данном случае 400 МПа).
③ Температура предварительного нагрева должна соответствовать температуре, необходимой для средне / высокоуглеродистой стали.
④ При применении отжига для снятия напряжения после сварки условия отжига должны быть такими, которые требуются для основного металла
с более низкой прочностью.

4. Сварные детали

При сварке стали макроскопическая структура сварного шва похожа на показанный на рис.1.

Сварное соединение состоит из металла шва, поверхности раздела сварного шва, зоны термического влияния и зоны основного металла, не подвергшейся воздействию.

Металл сварного шва — это деталь, которая однажды расплавилась и затвердела и представляет собой смесь наплавленного металла и основного металла.

Граница раздела сварного шва — это граница между металлом сварного шва и основным металлом.

Зону основного металла толщиной в несколько миллиметров сразу за границей сварного шва можно отличить от соседней зоны с помощью травления при макроскопическом исследовании, которое называется зоной термического влияния (HAZ).

Это зона, подвергающаяся воздействию высоких температур из-за тепла сварки, в результате чего микроскопическая структура и механические свойства заметно изменились по сравнению с исходным основным металлом. Его ширина составляет примерно 1 metal 3 мм в случае дуговой сварки в экранированном металле.

Часто поведение ЗТВ определяет характеристики всего сварного соединения.

Рис.1 Макроскопическая структура шва

(1) Металлический шов

При дуговой сварке сварочная ванна имеет резкий температурный градиент от поверхности, которая поддерживается на высокой температуре непосредственно под дугой, до дна, где температура намного ниже, поскольку она касается основного металла.

Таким образом, в большинстве случаев кристаллизация начинается в сварочной ванне вблизи границы с основным металлом, и кристалл растет по направлению к поверхности сварочной ванны при быстром понижении температуры.

На фото 1 показан пример этого экземпляра. Замечено, что каждый кристалл растет в определенном направлении. Такая структура называется столбчатым кристаллом, который является типичной структурой металла сварного шва. Такие выращенные столбчатые кристаллы образуют крупнозернистую структуру с низкой ударной вязкостью, а механические свойства меняются в зависимости от направления кристаллических зерен.

Обычно дуговая сварка выполняется многослойной. При многослойной сварке, как показано на рис. 2, предыдущий слой повторно нагревается последующим слоем, и столбчатый кристалл в области, нагретой до определенной температуры, превращается в более мелкую структуру. Поскольку эта тонкая структура обладает хорошими механическими свойствами, важно, чтобы сварное соединение содержало как можно больше мелких структур. Для этого эффективны нарастающие слои.

Фото 1 Макроскопическая структура сварного изделия

Фиг.2 Столбчатые кристаллы можно измельчить многослойной сваркой

(2) Зона термического влияния

Зона термического влияния (HAZ) — это область основного металла, на которую тепло сварки настолько сильно влияет, что ее свойства заметно изменились по сравнению со свойствами неповрежденной области основного металла.

Наиболее проблемным изменением является усиление HAZ.

Экземпляр показан на рис. 3.

Фиг.3 Распределение твердости сварных швов стали 0,4C − 1,5Mn − 0,2Mo

ЗТВ

, которая когда-то была нагрета до высокой температуры сварочным теплом, начинает быстро остывать после исчезновения дуги.

То есть структура ЗТВ при нагревании и быстром охлаждении (быстрое охлаждение равносильно закалке) полностью отличается от структуры основного металла, не подвергшегося термическому воздействию, в результате чего становится твердой, хрупкой и легко растрескивающейся.

Требуется большая осторожность, особенно при увеличении скорости охлаждения, например, при сварке толстого листа или большой сварной детали, или когда сварка выполняется в холодном климате.

Как упоминалось выше, HAZ может быть закалена, но чувствительность HAZ к закалке зависит от марки стали.

То есть ЗТВ имеет тенденцию к упрочнению по мере увеличения содержания легирующих элементов, особенно углерода (C), в стали (основном металле).

На рис. 4 показано соотношение между углеродным эквивалентом (Ceq.) И твердостью. Очевидно, что HAZ становится тверже, и, следовательно, риск возникновения трещин увеличивается по мере увеличения Ceq. выше.

Ceq.представляет собой значение, которое получается по формуле для расчета эффекта упрочнения C и других элементов, для которого другие элементы рассчитываются с коэффициентами преобразования, предварительно определенными по сравнению с C. Например, Mn, равный 0,6%, эквивалентен C, равному 0,1%. в закаливающем эффекте.

Как видно из формулы, C имеет наибольший упрочняющий эффект, а Si не оказывает сильного упрочняющего действия.

Рис. 4 предполагает, что существует небольшой риск возникновения трещин при использовании низкоуглеродистой стали (Ceq.составляет около 0,3%), если толщина листа не велика, но эта сталь S45C (AISI / SAE 1045,1046) (Ceq. которой составляет около 0,6%) очень чувствительна к растрескиванию из-за гораздо большего упрочнения HAZ.

Также мы должны быть осторожны с возникновением трещин при сварке высокопрочной и низколегированной стали, которые содержат намного больше легирующих элементов.

Рис. 4 Максимальная твердость ЗТВ в зависимости от углеродного эквивалента (при времени охлаждения от 800 до 500 ℃: 6 секунд, что эквивалентно времени охлаждения 170A × 24V × 150 мм / мин при толщине листа 20 мм в условиях сварки)

1.Введение 2. Основные соображения по выбору сварочных материалов 5. Соображения о трещинах 6. Температура предварительного нагрева и рекомендуемые сварочные материалы для конструкционных сталей, отливок и поковок из углеродистой стали 7. Советы по улучшению сварочного производства

Начало страницы

Влияние нагрева сварочным пламенем на структуру сварного шва и зону термического влияния сварного шва — ИНЖЕНЕРНЫЙ БЛОГ

зона термического влияния сварного шва

Сварной шов можно разделить на три основные зоны с различной микроструктурой:

• основная металлическая зона;
• зона термического влияния;
• и зона сварного шва.

При газовой сварке из-за медленного нагрева зона термического влияния (околонагреваемая зона) больше, чем при дуговой сварке. Зона термического воздействия имеет несколько структурных участков, обусловленных температурой нагрева в диапазоне 450-1500 ° С и различающихся формой и структурой зерна.

Зона термического влияния состоит из следующих участков:

• неполное плавление
• перегрев
• нормализация
• неполная перекристаллизация
• перекристаллизация
• кинематографическая область

Зона неполного плавления
является переходной от наплавленного металла к основанию.Это область основного металла, нагретая немного выше температуры плавления и находящаяся в твердо-жидком состоянии. От характера этого участка зависит качество сварного соединения, так как он сплавляет кристаллы металла шва с зернами основного металла.

Область перегрева
область основного сильно нагретого (от 1100 до 1500 ° С) металла с крупнозернистой структурой и пониженными механическими свойствами. Металл в этой зоне имеет структуру крупных зерен перлита с ферритной сеткой.В сталях с высоким содержанием углерода в месте перегрева возможны структуры упрочнения.

График нормализации
область основного металла, нагретого в диапазоне от 930 до 1100 ° С. Металл при этих температурах относительно короткий и при охлаждении при последующей перекристаллизации приобретает мелкозернистую структуру с высочайшими механическими свойствами. .

Участок неполной рекристаллизации
область основного металла, нагретая в диапазоне 720-930 ° C.Эта область характеризуется тем, что вокруг крупных зерен ферита, не подвергшихся перекристаллизации, находятся мелкие зерна феррита и перлита, образовавшиеся в результате перекристаллизации.

Участок перекристаллизации
участок основного металла, нагретый в диапазоне от 450 до 720 ° С. Участок характеризуется восстановлением формы и размера дробленых металлических зерен, ранее подвергнутых практике или обработке давлением. .

Кинематографическая область
область основного металла, нагретая от 200 до 450 ° С, не претерпевает видимых структурных изменений.Однако для него характерно снижение пластических свойств.

зона термического влияния сварного шва

Общая длина зоны термического влияния сварного шва при газовой сварке, в зависимости от толщины металла, составляет от 8 до 28 мм. Для улучшения структуры и свойств металла шва и зоны термического влияния проводят газовую сварку, горячую ковку металла шва, термообработку нагревом сварочной горелкой и общую термическую обработку сварного изделия нагревом в печах и медленным охлаждением. используются.

Влияние зоны термического влияния сварного шва на коррозионное растрескивание трубопроводной стали под напряжением в среде, близкой к нейтральной pH | КОРРОЗИЯ NACE

РЕФЕРАТ

Колонии коррозионных трещин под напряжением часто наблюдаются вокруг зон термического влияния сварных швов (HAZ) на трубопроводах, которые работают в полевых условиях в контакте с окружающей средой с почти нейтральным pH (NNPH). Исследования коррозионного растрескивания под напряжением (SCC) стали для сварных трубопроводов могут дать знания, которые важны для установления целостности трубопровода.В проекте, описанном в этой статье, образцы, которые были изготовлены из сварной газотранспортной трубы большого диаметра, были подвергнуты испытаниям на медленную скорость деформации (SSRT) при разных скоростях деформации в почвенном растворе и в растворе NS4, оба очищены 5% CO ₂ / баланс N ₂ газовая смесь. На поверхностях излома образцов ЗТВ сварного шва участков квази-скола было намного больше, чем на поверхностях излома основного металла. Повышенная подверженность SCC образцов ЗТВ сварного шва по сравнению с базовой сталью объяснялась крупнозернистой неоднородной микроструктурой образцов ЗТВ, а также более высоким остаточным напряжением.Склонность к SCC увеличивалась с уменьшением скорости нагрузки и с более отрицательными потенциалами. Возникновение SCC было связано с точечной коррозией.

ВВЕДЕНИЕ

Для строительных конструкционных материалов, как правило, требуется соединение деталей из одного или разных металлов сваркой. К сожалению, особенности, которые могут вызвать ухудшение механических и коррозионных свойств сварных соединений, иногда, если не часто, вносятся в процесс сварки.Даже химический состав в зоне сварки значительно отличается от основной стали. Термические остаточные напряжения возникают при сварке и эксплуатации из-за разной теплопроводности и коэффициентов расширения основной стали и металла шва. Сварные соединения обычно считаются особенно склонными к SCC, потому что в зоне сварного шва существует значительное поле остаточных напряжений растяжения, если только не будет эффективного снятия напряжений после сварки, обычно путем термообработки. Было замечено, что растягивающие остаточные напряжения и концентраторы напряжений в сварном шве, такие как вершина сварного шва или угол боковой поверхности, несоосность в значительной степени способствуют возникновению и распространению трещин и могут вызывать катастрофические разрушения _1, 2, 3, 4, ₅ .Когда эти сварные стальные конструкции подвергаются воздействию агрессивной среды и эксплуатационных нагрузок, эти проблемы становятся более выраженными, и может возникнуть коррозионное растрескивание под напряжением (SCC), поскольку в сварных конструкциях неизменно присутствуют небольшие дефекты. Если этих дефектов достаточно, может произойти распространение трещины ₂ , и разрушение конструкции станет неизбежным. Однако, поскольку существуют значительные различия в составе и структуре между зонами термического влияния сварного шва (ЗТВ) и основной сталью, характер роста трещин в сварных соединениях намного сложнее, чем в основном металле.Были исследованы SCC _{6, 7} и коррозионная усталость (CF) _{8, 9} сварных соединений. Итатани и др. . ₁ 0 исследовал поведение роста усталостных трещин в сварных HAZ из нержавеющей стали типа 304 в высокотемпературной воде, моделировав среду кипящего реактора, и обнаружил, что скорость роста трещин в HAZ была ниже, чем в основном металле, в результате остаточного напряжения сжатия. Но иногда подверженность точечной коррозии и SCC в ЗТВ выше, чем в базовой стали ₁ 1, в зависимости от используемой техники сварки.

Влияние термообработки после сварки и присадочных металлов на микроструктуру и механические свойства сварных швов GTAW и SMAW между сталями P11 и P91

Влияние термообработки после сварки и присадочных металлов на микроструктуру и механические свойства сварных швов GTAW и SMAW между P11 и P91 Стали

Международный журнал научных и инженерных исследований, том 6, выпуск 4, апрель 2015 г. 620

ISSN 2229-5518

Влияние термообработки после сварки и присадочных металлов на микроструктуру и механические свойства сварных швов GTAW и SMAW между P11 и P91 Стали

A.Эйсса Абд эльмаула1, Хусейн. М. Абдельазиз1, Э. С. Моза1, М. А. Морси2, А. Атлам1

(1) Университет Аль-Азхар, инженерный факультет, Департамент горного дела и нефтяной инженерии. (2) Центральный металлургический научно-исследовательский институт (CMRDI), Египет.

Реферат — Целью данной работы является проведение оптимальных условий термообработки после сварки GTAW (газовая дуговая сварка вольфрамовым электродом) и SMAW (дуговая сварка в среде защитного металла) между P11 (1.1 Cr) и P91. (8.5 Cr) стали; с использованием E9018B3 / ER90SB и E9015B9 / ER90SB9 в качестве присадочного металла. Термическую обработку после сварки проводили при 750 ° C в течение 0,5, 1 и 2 часов для изменения микроструктуры, твердости и прочности на разрыв; требуется для высоких механических характеристик; при повышенных температурах. Результаты исследования показали, что: оптимальные условия послесварочной термообработки — 750 ° C в течение 1 часа с E9018B3 / ER90SB в качестве присадочного металла и послесварочная термообработка при 750 ° C в течение 0,5 часа с E9015B9 / ER90SB9 в качестве присадочного металла являются подходящими условиями для снижения твердости в зоне термического влияния (HAZ) стали P91 и регулярного распределения твердости.

Ключевые слова: P11, P91, Послесварочная термообработка, микроструктура, твердость, зона термического влияния,

1 ВВЕДЕНИЕ

———————————  ——————————
HE Термическая обработка после сварки (PWHT) является наиболее распространенным методом снятия нагрузки; остаточные напряжения, вызванные сваркой и ее ремонтом. Помимо основной цели снижения влияния напряжений, вызванных сваркой, PWHT также предназначена для закалки металлургической структуры зоны термического влияния (HAZ) [1].На паровых электростанциях Управления по производству электроэнергии Таиланда (EGAT) разнородные сварные швы TIG между сталью P22 (2,25Cr) и сталью P91 (9Cr) с использованием Income 625 в качестве присадочного металла После сварки высокие значения твердости в зоне термического влияния (ЗТВ) этих разнородных сварных швов, возможно, была получена твердость между сталью Р91 и металлом шва, приводящая к предшествующим трещинам и разрушению во время высоких. Такое высокое значение твердости в ЗТВ является результатом превращения аустенита в мартенсит из-за высокой скорости охлаждения [2].Термическая обработка проходит в три основных этапа; первый этап — медленный нагрев металла; для обеспечения равномерного распределения температуры второй этап — выдержка (выдержка) металла при заданной температуре в течение заданного времени и третий этап;
Охлаждение металла до комнатной температуры [3], [4]
Число различных параметров, которые необходимо учитывать при реализации процесса PWHT. Во-первых, нельзя превышать нижнюю критическую температуру превращения
.
Это требует, чтобы химический состав как основного металла
, так и присадочного металла был известен, чтобы можно было оценить нижнюю критическую температуру
(A1). Далее, необходимая продолжительность выдержки
при температуре зависит от толщины материала
[5]. Целью этой исследовательской работы является определение подходящих условий PWHT для
, которые обеспечивают надлежащую микроструктуру и твердость, чтобы избежать более раннего выхода компонентов из строя; для длительной эксплуатации при высоких температурах.

2 МАТЕРИАЛЫ И ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ПРОЦЕДУРЫ:

Стыковые швы с одной V-образной канавкой (с учетом угла скоса: 40 °) были приготовлены путем сварки труб из сплава P11 (состояние: феррит) и P91 (состояние: отпущенный мартенсит) толщиной 10 мм. с использованием присадочной проволоки ER90SB9 и ER90SB3 для первых двух корневых проходов и электродов E9015B9 и E9018B3 для последующих проходов.Химический состав стали P11, стали P91, E9018B3 / ER90SB3 и E9015B9 / ER90SB9 показан в таблицах 1, 2, 3 и 4 соответственно. В таблице 5 показаны параметры сварки TIG и SMAW, использованные в этой работе, а в таблице 6 показана система кодирования для различных условий образца (термическая обработка). Все образцы стали секции P11 были сварены с образцами труб секции P91 с использованием E9015B9 / ER90SB9 и E9018B3 / ER90SB3 в качестве присадочного металла, как показано на Рисунке 1 с последующей термообработкой при 750 ° C для 0.5,1 и 2 часа. Затем их шлифовали и полировали с использованием стандартной металлографической техники, а затем протравливали в реагенте Виллелла (25 мл этанола, 1,5 мл HCl и 0,3 г пикриновой кислоты). Пикриновая кислота смешивалась с этанолом, затем добавлялась HCl. Микроструктуру всех образцов просматривали с помощью оптической микроскопии.

Таблица 1

Химический состав P11 (1.1Cr).

IJSER © 2015 http://www.ijser.org

Международный журнал научных и инженерных исследований, том 6, выпуск 4, апрель 2015 г. 621

ISSN 2229-5518

Таблица 2

Химический состав P91 (8.5 Кр).

4

46 S

0,215

Химический состав P91, мас.%
C	Si	Mn	P
0,1	0,26	0,31	0,012	0,002	0,10				5
Mo	Al	V	Nb	N	46 Cu
0,077	0,04	0,03

Таблица 3

Химический состав E9018B3 и ER90SB3.

Cr

Cr

0,5

Электрод / стержень	C	Si	Mn	Mo	Cr
1,1	0,9	2,4
E9018-B3	0,05	0.6	1,1	1	2,6

Таблица 4

Химический состав E9015B9 и ER90SB9.

Таблица 6

Электрод

/ Стержень

C Si Mn P S Ni Cr

ER90SB9

E9015-B9

0,09 0,2 0,49 0,004 0,003 0,66 8,7

N

N 9 Cu Al V9 0,03 0,006 0,19 0,08 0,05

0,11 0,13 0,85 0,01 0,007 0,7 8,1

Mo Cu Al V Nb N

1,12 0,0015 0,24 0,22 0,09 0,053

Таблица 5

Система кодирования для различных условий образца (Heat

Параметры сварки TIG и SMAW Образцы 1 и 2.

IJSER © 2015 http: // www.ijser.org

Международный журнал научных и инженерных исследований, том 6, выпуск 4, апрель 2015 г. 622

ISSN 2229-5518

3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

3.1. РАЗВИТИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ

3.1.1 РАЗВИТИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ ПЕРЕД СВАРКОЙ

На рис. 2 а показана микроструктура основного металла P91, представляющего собой фазу мартенситного отпуска. На рис. 2, б показана микроструктура основного металла Р11 — ферритной и перлитной фаз.
Рис. 5. Существование мартенситной структуры из-за высокой скорости охлаждения в этой области, как показано на рис. 6. На рис. 4b показана зона раздела около металла сварного шва E9015B9 / ER90SB9, которая имеет более крупную зернистую структуру, чем у металла шва E9015B9 / ER90SB9. В ЗТВ это может быть связано с высокой температурой во время сварки, которая также способствует разложению карбида, в результате чего карбид не препятствует росту зерен и демонстрирует типичную структуру мартенсита без отпуска. Микротравление четко показывает корневой проход GTAW с несколькими наполняющими валиками SMAW в состоянии после сварки.Шарики зоны плавления частично закалены

a

Рис. 2a P91 Основной металл

BM

100 мкм

последующими валиками. Небольшое количество мартенсита существует вдоль междендритных границ в металле сварного шва, как показано на рис. 4c, такие же результаты были получены при сварке P91 с P22 с помощью Inconel 625. [8].
На рисунках 7 a, b и c показана микроструктура P11. Основной металл показывает фазу феррита и фазу перлита с измельчением зерна, как показано на рис.7а эта зона удалена от металла шва. Эффекта сварочного нагрева в этой зоне не наблюдалось. На рис. 7б показана микроструктура ЗТВ, состоящая из фаз феррита и перлита с измельчением зерна и сферодированного перлита. На рис. 7в показана микроструктура Р11, соединенная с металлом шва (граница раздела). Однако именно бейнитная структура грубее, чем в ЗТВ. Этот результат подтверждается ре-

b BM

100 мкм

BM

100 мкм

Рис.2b Основной металл P11

Рисунок 2 Микроструктуры основного металла P91 и P11

3.1.2 ЭВОЛЮЦИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ СВАРОЧНЫХ СТАЛЬНЫХ СВАРОК

Рисунок 3 Микроструктура основного металла P91 после сварки и промежуточной сварки

PW HT

ПОСЛЕ СВАРКИ CGHAZ

HAZ

3.1.2.1. ИСПОЛЬЗОВАНИЕ МЕТАЛЛА НАПОЛНИТЕЛЯ ER90S-B9 / E9015-B9

На Рисунке 3 показана микроструктура основного металла P91, являющегося фазой мартенситного отпуска. Эта зона находится далеко от зоны сварного шва, и эффекта сварочного тепла не наблюдалось.Такие же результаты были получены [6, 7].
Оптические микрофотографии образца после промежуточных условий термообработки показаны на рис. 4 а, б и в. На рис. 4а показана микроструктура ЗТВ. Это крупнозернистая зона мартенситной фазы, это можно отнести к повышению температуры зоны до более чем 1100 oC, как показано на рис. 5. Кроме того, имеется область измельчения зерна, которую можно отнести к повышение температуры зоны с 850 oC до 1100 oC, как показано в

FGHAZ

WM

100 мкм

Рис.4a HAZ P91

• CG = крупнозернистый

• FG = мелкозернистый

IJSER © 2015 http://www.ijser.org

International Journal of Scientific & Engineering Research, Volume 6, Issue 4, Апрель 2015 г. 623

ISSN 2229-5518

• IF = Интерфейс

b

WM

HAZ IF

100 мкм

во время сварки P91 [6].

Рис. 4b Интерфейс P91 с металлом шва

C WM

Рис. 6 Диаграмма CCT стали P91 [6].

a BM

100 мкм

Рис. 4 c металл сварного шва образца P91

Рис. 4 (a, b и c) HAZ и микроструктуры металла сварного шва с использованием присадочного металла E9015B9 / ER90SB9.

Рис. 7a Основной металл P11

b

SP

100 мкм

HAZ

FGHAZ

100 мкм

Рис.7b ЗТВ P11

WM

c

IF

Рис. 5 Схематическое изображение микроструктур, образовавшихся в металле шва, и ЗТВ в зависимости от пиковой температуры

ЗТВ

100 мкм

IJSER ©

//www.i

Рис. 7c Интерфейс P11

Рисунки 7 Микроструктуры P11 с использованием присадочного металла E9015B9 / ER90SB9.

Международный журнал научных и технических исследований, том 6, выпуск 4, апрель 2015 г. 624

ISSN 2229-5518

3.1.2.2. ИСПОЛЬЗОВАНИЕ МЕТАЛЛА НАПОЛНИТЕЛЯ ER90S-B3 / E9018-B3

На рисунке 8 показана микроструктура основного металла P91, являющегося фазой мартенситного отпуска. Эта зона находится далеко от металла шва, и эффекта нагрева при сварке не наблюдалось. такие же результаты были получены в [8, 9].
Оптические микрофотографии HAZ после промежуточных условий PWHT показаны на рис. 9а, б и в. На рисунке 9а показана микроструктура ЗТВ. Это зона зерен Корсе мартенситной фазы, это можно объяснить повышением температуры зоны до более чем 1100 ° C, как показано на рис.5. Кроме того, существует область измельчения зерна

a

HAZ

CGHAZ

FGHAZ

WM

100 мкм

, это можно отнести к повышению температуры зоны с 850 до 1100 ° C, как показано на Рис. 5. Существование мартенситной структуры из-за высокой скорости охлаждения в этой области, как показано на рис. 6. На рис. 9b показана зона раздела около металла сварного шва ER90SB3 / E9018B3, которая имеет более крупную зернистую структуру, чем в ЗТВ, что может быть связано с высокая температура во время сварки также способствовала разложению карбида, в результате чего карбид не препятствовал росту зерен и имел типичную структуру мартенсита без отпуска.Микротравление четко показывает корневой проход GTAW с несколькими наполняющими валиками SMAW в состоянии после сварки. Шарики зоны сплавления частично закаляются последующими валиками. Небольшое количество мартенсита существует вдоль междендритных границ в металле сварного шва, как

b

HAZ

Рис. 9a HAZ P91

IF

WM

100 мкм

, показанное на рис. c результаты шва были получены при сварке
P91 с P22 с помощью Inconel 625.[8].
Микроструктура основного металла P11 показывает фазу феррита
и фазу перлита с измельчением зерна, как показано на рис. 10a.
Эта зона находится далеко от металла шва. Эффекта от сварки
в этой зоне не наблюдалось. На рис. 10b показана структура микро-
ЗТВ, состоящая из фаз феррита и перлита с мелкозернистостью зерен
и сферодизированного перлита. На рис. 10в показана микроструктура P11
, соединенная с металлом шва (граница раздела). Однако у
бейнитная структура грубее, чем в ЗТВ.
Эти результаты подтверждаются результатами распределения твердости, рассмотренными в разделе 3. 2. 1. 1

Рис. 9b Интерфейс P91 с наплавленным металлом

c WM

100 мкм

BM Рис. Металл сварного шва 9c P91

Рисунок 9 HAZ и микроструктура металла шва с использованием присадочного металла ER90SB3 / E9018-B3

.

a BM

100 мкм

Рис. 8 Микроструктура основного металла P91 после сварки и промежуточной сварки

PW HT

100 мкм

Рис.10a Основной металл P11

IJSER © 2015 http://www.ijser.org

Международный журнал научных и технических исследований, том 6, выпуск 4, апрель 2015 г. 625

ISSN 2229-5518

b

FGHAZ

HAZ

lam, et al. [7]. Термическая обработка привела к отпуску мартенситной структуры металла шва, зоны термического влияния и основных металлов.Эти результаты подтверждаются результатами жесткого

SPHAZ

a BM

CGHAZ

100 мкм

Рис. 10b ЗТВ P11

c WM

Рис. 11a 0,5 часа

100000 мкм

BM

IF

HAZ

100 мкм

Рис. 10c Интерфейс P11

100 мкм

Рис. 11b 1 час

3.1.3. ЭВОЛЮЦИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ СВАРОЧНОЙ СТАЛИ

ПОСЛЕ СВАРОЧНОЙ ТЕПЛООБРАБОТКИ c

3. 1.3. 1. ИСПОЛЬЗОВАНИЕ МЕТАЛЛА-НАПОЛНИТЕЛЯ E9015B9 / ER90SB9 ПРИ 750 ° C

На рисунках 11a, b и c показаны микроструктуры основного металла P91 после термообработки после сварки при температуре
750 ° C в течение 0,5, 1 и 2 часов соответственно. Существенной разницы в микроструктурных характеристиках при этой температуре для разных интервалов времени не наблюдалось.Однако следует отметить, что все полученные микроструктуры представляют собой мартенсит отпуска. такие же результаты были получены с помощью. [7, 8, 10 и
11]. Эти аналогичные характеристики были также обнаружены в HAZ после

Рис. 11c 2 часа

BM

100 мкм

PWHT; как показано на рисунках 12a, b и c. Однако структура зерен мартенсита после сварки в ЗТВ после термообработки меньше, чем у основного металла после термообработки после сварки micro-

Рис. 11 Микроструктура основного металла стали P91 после PW HT при 750 ° C.

строений. На рисунках 12a, b и c показаны термообработанные после сварки микроструктуры межфазной зоны, прилегающей к металлу шва, после нагрева при температуре 750 ° C в течение 0,5, 1 и 2 часов соответственно. Было обнаружено, что микроструктуры в этих интерфейсных областях имеют более крупный размер зерна по сравнению с микроструктурами основного металла и ЗТВ; это может быть связано с достаточным количеством тепла при сварке, которое обеспечивает фазовый переход от мартенсита к более крупной зернистой структуре аустенита.
Когда эти грубые структуры зерен аустенита охлаждаются WM
, они, наконец, повторно трансформируются в крупнозернистые структуры зерен мартенсита
. Такие же результаты были получены Ма. Al-

IF HAZ

CG

FG

100 мкм

IJSER

http://www.ijser.org

Рис. 12a 0,5 часа

International Journal of Scientific & Engineering Research, Volume 6, Выпуск 4, апрель 2015 г. 626

ISSN 2229-5518

ЗТВ a

b BM

IF

CG FG

WM

100 мкм

Рис.12b 1 час

c IF

CG

HAZ

Рис. 13a 0,5 часа

b

BM

FG

WM 100 мкм

100 мкм

Fig7.12.12

Рисунок 12 Микроструктуры HAZ стали P91 и границы контакта P91 с металлом сварного шва

ER90SB9 / E9015B9 после PW HT при 750 ° C c

На рисунках 13a, b и c показаны микроструктуры основных металлов P11 после нанесения PWHT при температуре 750 ° C для 0.5, 1 и
2 часа соответственно. Все эти микроструктуры состоят из феррита и феррита с карбидами (перлит). Не было обнаружено значительного влияния различной продолжительности PWHT на микроструктуру. На рисунках 14a, b и c, d показана микроструктура HAZ после PWHT при 750 ° C в течение 0,5, 1 и 2 часов соответственно. Эти микроструктуры ЗТВ после термообработки после сварки намного лучше, чем микроструктуры основных металлов после термообработки. В ЗТВ после термообработки после сварки были обнаружены зерна феррита. Рисунки 15a, b и c

Рис.13b 1 час

Рис. 13c 2 часа

BM

100 мкм

показывают микроструктуры интерфейса P11, соединяющегося с металлом сварного шва, после PWHT при 750 ° C в течение 0,5, 1 и 2 часов соответственно. Полученные микроструктуры отличаются от микроструктуры ЗТВ P11 и зон основного металла. Как правило, микроструктуры состоят из более крупных зернистых структур, возникающих из-за достаточного уровня нагрева при сварке, чтобы преобразовать структуру в крупнозернистую зернистую структуру аустенита, и охлаждаются позже, чтобы вместо этого стать более крупной зеренной структурой бейнита.Однако после нанесения PWHT при 750 oC все микроструктуры снова трансформируются в структуру феррита с выделением карбида. Этот результат подтверждается результатами распределения твердости, обсуждаемыми в разделе 3. 2. 1. 2. 1

Рис. 13 Микроструктура основного металла стали P11 после PW HT при 750 ° C.

a FGHAZ SPHAZ

100 мкм

Рис. 14a SPHAZ и FGHAZ 0,5 часа

IJSER © 2015 http://www.ijser.org

Международный журнал научных и инженерных исследований, том 6, выпуск 4, апрель -2015 627

ISSN 2229-5518

b SPHAZ

c

FGHAZ

HAZ

IF

100 мкм

WM

CG 100 µм14b SPHAZ и FGHAZ 1 час

C GRHAZ

SPHAZ

100 мкм

Рис. 14c SPHAZ и FGHAZ 2 часа

Рисунок 36. Микроструктуры HAZ стали P11 после PW HT при 750 ° C.

a WM

IF

CG

Рис. 15c IF 2 часа

Рисунок 15 Микроструктура IF (межфазная зона) P11 после PW HT при 750 OC

3.1.3.2. ИСПОЛЬЗОВАНИЕ МЕТАЛЛА-НАПОЛНИТЕЛЯ E9018B3 / ER90SB3 ПРИ 750 ° C

На рисунках 16a, b и c показаны микроструктуры основного металла P91 после термообработки после сварки при температуре
750 ° C для 0.5, 1 и 2 часа соответственно. Существенных различий по микроструктурным характеристикам у этих образцов не обнаружено. Однако следует отметить, что все полученные микроструктуры представляют собой мартенсит отпуска. эти аналогичные характеристики были также обнаружены в HAZ после PWHT; см. рисунки 17a, b и c. Однако структура зерна мартенсита отпуска в ЗТВ после термообработки после сварки более мелкая, чем в микроструктурах основного металла после термообработки. На рисунках 17a, b и c показаны термообработанные после сварки микроструктуры межфазной зоны, примыкающей к металлу шва, после нагрева при температуре 750 ° C в течение 900 ± 1 0.5, 1 и 2 часа соответственно. Обнаружено, что микроструктуры в этих интерфейсных областях имеют более крупный размер зерна по сравнению с микроструктурами основного металла и ЗТВ из-за достаточного тепла сварки, обеспечивающего фазовый переход от мартенситной к более крупной зернистой структуре аустенита. При охлаждении этих крупных структур зерна аустенита

HAZ

b

HAZ

Рис. 15a IF 0,5 часа

IF

CG

100 мкм

100 мкм

мартенситная зеренная структура.Термическая обработка привела к изменению мартенситной структуры металла шва, зоны термического влияния и основных металлов. Рис. 17a, b и c показаны термообработанные после сварки микроструктуры металла шва, прилегающие к межфазной зоне, после нагрева при температуре 750 ° C в течение 0,5, 1 и 2 часов соответственно. Обнаружено, что микроструктуры на этих поверхностях раздела состоят из зерен большего размера, что является результатом преобразования структуры в более крупнозернистую структуру аустенита и охлаждения позже, чтобы вместо этого стать крупнозернистой структурой бейнита.Однако после применения PWHT все микроструктуры снова трансформируются в структуру феррита с выделением карбида. P11 микроструктурирует проницаемый шов, результаты подраздела 4.1.3.1 см. Рис. № 13, 14 и 15. Эти результаты подтверждаются результатами распределения твердости, обсуждаемыми в разделе 3.
2. 1. 2. 2

Рис. 15b IF 1 час

IJSER © 2015 http: //www.ijser .org

Международный журнал научных и инженерных исследований, том 6, выпуск 4, апрель 2015 г. 628

ISSN 2229-5518

a BM b

HAZ

CG

IF

WM

100 мкм

100 мкм

Рис.16a 0,5 час

Рис. 17b 1 час

b BM c

HAZ

CG

IF

WM

100 мкм

100 мкм

Рис.167

Рис.16

Рис. 16c 2 часа

BM

100 мкм

Рис. 17c 2 часа

Рис. 39. Микроструктуры ЗТВ стали P91, металла шва и области

Интерфейс Контакт P91 с ER90SB3 / E9018B3 после PW HT при 750 ° С.

3. 2. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА:

3. 2. 1. ИСПЫТАНИЕ НА ЖЕСТКОСТЬ

3.2.1. 1. РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА ЖЕСТКОСТЬ ПОСЛЕ СВАРКИ:

№ образца. S1L1 На рис. 18 показан профиль твердости свариваемого образца. Значения твердости ЗТВ стали Р91 превышают 360HV, что обычно является ограниченной твердостью ЗТВ углеродистой стали [8, 12]. Это связано с мартенситным микро-

Рис. 16 Микроструктура основного металла стали P91 после PW HT при 750 °

a

WM IF

CG HAZ

100 мкм

Рис.17a 0,5 часа

Структура

, как показано на рис. 3, 4 и 7 Однако; значение твердости

ЗТВ Р11 не превышало 205 HV. P91 HAZ
имеет более высокое значение твердости, чем P11 HAZ, из-за его более высокой прокаливаемости. Взаимодействие микроструктуры со слишком высокой твердостью
с водородом может привести к возникновению трещины
. Этот механизм хорошо известен как растрескивание, вызванное водородом (HIC) [8]. Следовательно, для снижения этой высокой твердости HAZ необходима термообработка после сварки.
Образец № S2L2 На рисунке (19) показан профиль твердости свариваемого образца. Значения твердости ЗТВ стали Р91 превышают 340 HV, что обычно является ограниченной твердостью ЗТВ углеродистой стали [5, 8]. Это связано с микроструктурой
мартенсита, как показано на фиг. 8, 9 и 10 Однако; значение твердости ЗТВ Р11 не превышало 210 HV. P91 HAZ имеет более высокое значение твердости, чем P11 HAZ, из-за его более высокого

© 2015

.ijser.org

Международный журнал научных и инженерных исследований, том 6, выпуск 4, апрель 2015 г. 629

ISSN 2229-5518

закаливаемость.Кроме того, существует опасность растрескивания, вызванного водородом. Следовательно, термообработка после сварки также необходима для уменьшения этой высокой твердости HAZ. Номер
на рисунках 18 и 19 показывает профиль твердости сваренного образца. Значения твердости HAZ и металла сварного шва образца S1L1 выше, чем у S2L2, что еще раз увеличивает процентное содержание Cr в присадочных металлах. Этот Cr является стабилизатором феррита и образующими карбиды; образует твердые (часто сложные) карбиды, повышая твердость и прочность стали [10].

Рисунок 18.Профиль твердости разнородного сварного шва между P91 и

Сталь P11 с присадочными металлами E9015B9 / E90SB9.

Рис. 19. Профиль твердости разнородного сварного шва между P91 и

Сталь P11 с присадочными металлами E9018B3 / ER90SB3.

3.2.1.2. РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА ТВЕРДОСТЬ ПОСЛЕ PWHT

3.2.1.2.1. РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА ТВЕРДОСТЬ ПОСЛЕ PWHT при

750OC и E9015B9 / ER90SB9: —

Плавление Микроструктура зоны сварки при 750 ° C и E9015B9 и ER90SHTB9 изменяется во время PWHT.На рисунках 20 a, b и c показано влияние температуры термообработки на твердость. Микроструктура после сварки представляет собой смесь отпущенного мартенсита
и некоторого количества неотпущенного мартенсита с твердостью 460Hv. PWHT при 750 ° C в течение 0,5, 1 и 2 часов значительно улучшает микроструктуру до отпущенного мартенсита. к ферриту. Жесткость снижается еще больше до 300HV, как показано на рис. a, b и 260Hv, как на рис. c. показано на рис. 12. Твердость HAZ областей P91 с PWHT при температуре 750 ° C постоянно снижается по мере отпуска мартенсита.По мере укрупнения зерна твердость ЗТВ участков P11 последовательно снижается. Отсутствие значительного изменения твердости основных металлов при 750 ° C. результаты по швам получены в [5, 11].

Рис. 20. Профиль твердости разнородного сварного шва между P91 и

Сталь P11 с присадочными материалами E9015B9 / E90SB9 при 750 ° C 0,5 часа, 1 час и

2 часа.

3.2.1.2.2. РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА ТВЕРДОСТЬ ПОСЛЕ ПТО НА

750OC И E9018B3 / ER90SB3: —

На рисунках 21a, b и c показаны профили твердости сваренных образцов после PWHT при 750 ° C для 05, 1 и 2 часа. В зоне P91 было обнаружено, что PWHT может резко снизить твердость, и не было обнаружено значительных различий в твердости при различной продолжительности PWHT. Это снижение твердости произошло из-за фазового превращения мартенсита в мартенсит отпуска, как показано на рисунках 16 и 17. Уменьшение твердости также было обнаружено в зоне P11 из-за фазового превращения. Результаты твердости, полученные в зоне присадочного металла E9018B3 / ER90SB3, очень похожи.Таким образом, следует предложить PWHT при 750 ° C в течение 1 часа как подходящее условие для этой работы. Результаты шва были получены с помощью Nattaphon Tammasophon [5, 8]. Микроструктура зоны сварки плавлением при 750 ° C и E9018B3 и ER90SB3 изменяется во время PWHT. На рисунке 16 показано влияние температуры термообработки на твердость. Микроструктура после сварки представляет собой смесь отпущенного мартенсита и некоторого количества неотпущенного мартенсита с твердостью 400HV. PWHT при 750 ° C в течение 0,5, 1 и 2 часов значительно улучшает микроструктуру до отпущенного мартенсита.Твердость снижается еще больше до
265Hv, как показано на фиг. 21a и c, и 225Hv, как показано на фиг. 52b. Твердость контакта зоны сварки с P91 fu-

IJSER © 2015 http://www.ijser.org

International Journal of Scientific & Engineering Research, Volume 6, Issue 4, April 2015 630

ISSN 2229- 5518

ионная линия при 750 ° C и E9018B3 и ER90SB3 — самая мягкая область, поскольку мартенсит разлагается до самого большого размера зерна из феррита, как показано на рис.17. Твердость HAZ областей P91 с PWHT при температуре 750oC последовательно снижается по мере того, как мартенсит отпускается в HAZ областей P11, последовательно уменьшается по мере укрупнения зерна из феррита и увеличивается по мере увеличения сфероидизированного перлита. Твердость областей основного металла P91 и P11 после PWHT Никаких значительных изменений в основных металлах не происходит. Твердость не происходит при 750 ° C, как показано на Рис. 13.

Рис. 21. Профиль твердости разнородного сварного шва между P91 и

Сталь P11 с присадочными металлами E9018B3 / E90SB3 при 750oC 0.5 часов, 1 час и 2 часа.

Рис.23. Предел прочности на разрыв при различных термообработках Образцы S2L2, S2L4, S2L6 и S2L8

3.2.2 РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА РАСТЯЖЕНИЕ

На рисунках 22 и 23 показаны значения UTS образцов, исследованных в этой работе. как в сварном состоянии, так и в послесварочном режиме; Прочность на разрыв уменьшалась с увеличением времени замачивания. Это могло быть связано с укрупнением зерна и чрезмерным отпуском.

ВЫВОДЫ

Эффект послесварочной термообработки при 750 ° C на 0.5, 1 и 2 часа на микроструктуру, твердость и растяжение сварного шва TIG и SMAW между трубами P11 и P91 с использованием E9018B3 / ER90SB3 и E9015B9 / ER90SB9 в качестве присадочных металлов. Можно сделать следующие выводы. №
1. Термическая обработка после сварки обеспечила более однородную микроструктуру после процесса сварки и уменьшила различия в твердости сварных микроструктур, что могло привести к уменьшению растрескивания сварных швов.
2. Наиболее подходящие условия термообработки после сварки для этих сварных соединений TIG и SMAW — 750 ° C для 0.5 часов для Образца 1 и при 750 ° C в течение 1 часа для Образца 2. Это условие обеспечивает предел прочности на разрыв и минимальную твердость зоны сварного шва между сталью P91 и металлом шва, а также минимальную разницу в твердости между P11 и металлом шва.
3. Предел прочности снижается с увеличением температуры и времени выдержки

Рис.22. Предел прочности на разрыв при различной термообработке Образец S1L1, S1L3, S1L5 и S1L7

2015

.ijser.org

Международный журнал научных и инженерных исследований, том 6, выпуск 4, апрель 2015 г. 631

ISSN 2229-5518

ССЫЛКИ

1- A.Алорайер, Р. Ибрагим, П. Томсон, «Процесс FCAW, позволяющий избежать использования термической обработки после сварки», Международный журнал сосудов под давлением и трубопроводов, Том 83, стр. 394–398, 2006 г.
2-Electricity Generation Власти Таиланда, Отчет о сбоях, (2008).
3- Основная термообработка, раздел 2, стр. 2, www.globalsecurity.org
4- «ТЕПЛОВАЯ ОБРАБОТКА СВАРОЧНЫХ КОНСТРУКЦИЙ ПОСЛЕ СВАРКИ», Руководство 6 PWHT, Австралийский институт сварочных технологий, info @ wtia .com.au, стр. 1-10, февраль 2003 г.
5- Лейджун Ли, «Влияние термической обработки после сварки на свойства ползучести сварных швов толстого сечения из стали марки 91», Университет штата Юта, Проект №09-799, pp.16-72, 2012
6- В. Томас Пол, С. Сароджа, М. Виджаялакшми «Микроструктурная стабильность модифицированной стали 9Cr – 1Mo при длительном воздействии при повышенных температурах» Журнал ядерных материалов. т. 378, стр.
273–281, 2008 г.
7- Ma. Аллам, «Исследование влияния тепловложения и термообработки на механические свойства и сопротивление ползучести сварных деталей из котельной стали P91 (9Cr-1Mo-V-Nb)», стр.104-145, доктор наук Дессирт, Каирский университет, 2012.
8- Т. Наттафон, Х.Вирасак, Л. Гоббун «Влияние послесварочной термообработки на микроструктуру и твердость сварки TIG между сталями P22 и P91 с присадочным металлом Inconel 625» Journal of Metals, Materials and Minerals, Vol.21 No.1 pp.93-99 ,
2011.
9- G. Qiuzhi, D. Xinjie, L. Yongchang, Y. Zesheng, «Восстановление и рекристаллизация сварных деталей из модифицированной стали 9Cr-1Mo после термообработки после сварки», Международный журнал сосудов под давлением и трубопроводов, том .93-94, стр. 69-74,2012
10- Дж. Ф. Ланкастер, «Металлургия сварки» (6-е изд.). Кембридж: Abington Publishing: стр. 244-249, 1999 г.
11- Х. Юнджин, К. Сангхун, Л. Чжонхо, «Влияние циклов термообработки после сварки на микроструктуру и механические свойства сварных швов труб, сваренных сопротивлением» , Материалы и дизайн, Том. 34, pp.685–690, 2012

IJSER © 2015 http://www.ijser.org

Растрескивание в зоне теплового воздействия

При оцинковке каркасной конструкции мы вынули ее из котла, и я заметил небольшие трещинки вокруг одной из областей сварного шва.Что вызывает это растрескивание?

Область сварного шва и окружающая зона термического влияния (HAZ) могут изменять свойства стали в локальной области вокруг сварного шва. Эта область может стать местом сильных напряжений и может привлекать дефекты стали во время нагрева стальной сборки. Таким образом, эта область испытывает нагрузки от сварочной операции, примесей стали и двух стальных секций, пытающихся сдвинуться во время нагрева стальной сборки. Пластичность стали обычно достаточна, чтобы предотвратить что-либо, когда все эти напряжения сочетаются; но когда условия превышают предел текучести материала, сталь вступает в реакцию, образуя небольшую трещину где-то рядом с областью сварного шва.

Небольшая трещина может затем расшириться в виде цинкового и свинцового фитиля в трещину, проталкивая его в окружающую стальную поверхность. Цинк не может проникать в отверстия размером менее 3/32 дюйма; но в этом случае, когда трещина открывается при нагревании стали, цинк втягивается в трещину за счет капиллярного действия и помогает трещине расширяться и расти. Другие металлы с низкой температурой плавления, такие как олово и свинец, также могут быть найдены внутри трещины, поскольку они также проникают в пустоту. Они будут находиться возле вершины трещины, так как они остаются расплавленными в течение длительного времени после того, как деталь удалена от источника тепла расплавленного цинка в котле.

Весь этот процесс известен как охрупчивание жидким металлом (LME), но это не означает, что стальные детали охрупчиваются. Единственное возникающее охрупчивание — это область вокруг сварного шва и ЗТВ, где могут образовываться небольшие трещины. Тот же самый процесс происходил много раз с балками, вырезанными из выступа, где зона выступа становится областью с высоким напряжением, которая привлекает больше напряжений и может растрескиваться при изгибе выступа под углом 90 градусов.

Что действительно сложно в этой проблеме взлома, так это то, что это происходит не постоянно, а только изредка, когда условия являются подходящими.Частота появления трещин на руле составляет около 10%. Это очень затрудняет прогнозирование и предотвращение. В середине 90-х ILZRO провела очень тщательное исследование причин появления трещин. Результатом этой работы стал ряд факторов, которые сделали определенную стальную балку восприимчивой к этому типу растрескивания. Существует множество различных факторов, необходимых для превышения порогового уровня, прежде чем сталь станет склонной к растрескиванию. Самым контролируемым фактором было остаточное напряжение в области выемки.Этот коэффициент был уменьшен за счет наложения валика сварного шва по краю ригеля с обеих сторон. Основное преимущество этого процесса состояло в том, чтобы разогреть область рамы и снять часть остаточного напряжения в этой области. Это изменение в процедурах изготовления снизило частоту возникновения до менее 1.

Поскольку мы говорим о многих факторах, необходимых для того, чтобы стальная сборка была подвержена растрескиванию, что может сделать цинкователь, чтобы избежать такой ситуации? Один из основных контролируемых факторов — прогрессивный.Если есть большие стальные детали, сваренные вместе в раму, которую необходимо постепенно погружать, то цинкователь должен уведомить изготовителя о наличии конечной вероятности появления трещин на сварных участках. Если производитель дает добро, значит, гальванизатор проинформировал его о потенциальной проблеме. Если деталь можно окунуть в чайник большего размера, можно избежать растрескивания.

Что делать с треснувшим куском? Опыт борьбы с растрескиванием показал, что изделие можно отремонтировать и ввести в эксплуатацию.Трещина выдолбливается примерно на ½ дюйма за вершиной, и область засыпается сварочным материалом. Ремонт выполнен в соответствии с ASTM A780, чтобы обеспечить защиту от коррозии. Затем деталь готова к вводу в эксплуатацию, если это одобрено инженером записи. Прошлый опыт и проверка открытых трещин, отремонтированных с использованием этого процесса, показывают, что балки больше не испытывают проблем, многие из них существуют более 15 лет.

Цинк можно затянуть в трещину за счет капиллярного действия, что приведет к расширению и росту трещины.Зона термического влияния находится в очень напряженном месте. Когда условия превышают предел текучести материала, сталь вступает в реакцию, образуя небольшую трещину где-то рядом с областью сварного шва, как показано маркировкой на детали слева.

Истина, лежащая в основе коррозии сварных швов — и как с ней бороться

До недавнего времени основная причина коррозии и утечек из точечных отверстий в водяных спринклерных системах пожаротушения не была хорошо изучена. Таким образом, было много неправильных представлений о причинах выхода из строя пожарных спринклерных труб, что в конечном итоге привело к дорогостоящей замене труб.

Один из самых известных мифов о коррозии заключался в том, что пожарная спринклерная труба имела материальный дефект — этот миф принимал множество различных форм и варьировался от акцента на трубе, произведенной за рубежом, до сосредоточения внимания на составе переработанной стали в трубе.

Коррозия сварного шва: определение и причины

Существует несколько причин, по которым в отрасли противопожарной защиты возникла мысль о материальных проблемах с трубопроводами пожарных спринклерных систем.Во многих случаях во время процесса мониторинга коррозии то, что было ошибочно принято за дефект материала, на самом деле могло быть связано с типом кислородной коррозии, называемой Коррозия сварного шва , также называемая Коррозия пореза ножа .

Потенциал кислородной коррозии этого типа создается, когда труба сваривается сопротивлением в процессе производства. ВНИМАНИЕ !!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!! Чрезвычайно высокая температура, используемая для сварки металла, создает зону теплового воздействия (HAZ), которая существенно изменяет структуру зерен металла.Эта ЗТВ создается только в областях, непосредственно прилегающих к сварному шву. Если труба не подвергается термообработке и все зерна металла не нормализованы, ЗТВ создаст в трубе область, которая будет преимущественно подвергаться коррозии.

Как и любая кислородная коррозия, коррозия сварного шва агрессивно удаляет металл со стенок трубы. Однако коррозия сварного шва визуально различима, и, в отличие от кислородной коррозии, точечная коррозия сварного шва создает узкую выемку по длине трубы ( см. Фото выше) .Некоторые случаи коррозии сварных швов настолько отчетливы, что кажется, что металл был удален в процессе механической обработки.

Изменение стандартов NFPA

NFPA 13: Стандарт для установки спринклерных систем определяет свойства материала для черных металлических пожарных спринклерных труб посредством включения стандартов ASTM A795, ASTM A53 и ASTM 135. ASTM 135 — это стандартная спецификация для электрического сопротивления- сварная стальная труба и является наиболее распространенным стандартом, по которому производятся черные стальные трубы для систем пожаротушения.Коррозия сварного шва обычно является причиной утечек из точечных отверстий , потому что большая часть пожарных спринклерных труб, используемых в противопожарных спринклерных системах, производится в соответствии с ASTM 135.

В 2013 году NFPA 13 во всем мире обратилось к тому факту, что азот является жизнеспособной альтернативой сжатому воздуху в борьбе с коррозией в спринклерных системах сухого или предварительного срабатывания. Следующее издание NFPA 13, выпущенное в 2016 году, пошло еще дальше в рассмотрении кислорода как основной причины коррозии в спринклерных системах пожаротушения, поскольку требует установки вентиляционного отверстия на любой спринклерной системе влажного пожаротушения, в которой используется металлическая труба (см. фото) .

По мере того, как отрасль противопожарной защиты продолжает осознавать первопричину коррозии в спринклерных системах мокрого, сухого и предварительного срабатывания, миф о материально дефектных пожарных спринклерных трубах начнет исчезать, и можно будет сосредоточить внимание на внедрении решений , которая предотвратит возгорание.
утечки в спринклерной системе.

Как контролировать коррозию сварных швов

Контроль коррозии сварных швов требует ограничения количества свободного кислорода, попадающего в трубопроводную сеть через атмосферу.Для влажных систем это может быть достигнуто путем размещения вентиляционного отверстия в системе , чтобы обеспечить выход для захваченного воздуха, когда система наполняется водой.

Для систем сухого пожаротушения и пожарных спринклерных систем с предварительным срабатыванием замена традиционного воздушного компрессора на генератор азота и добавление вентиляционного отверстия для удаления кислорода позволит очистить трубопроводную сеть от газообразного кислорода.

*****

Для более полного ознакомления с примерами и методами борьбы с коррозией сварных швов скачайте наш подробный технический документ ниже.

Страница не найдена — Братья Хобарт

Переключить меню

• Дом
• Логин партнера
• Доплаты
• SDS

• Безопасность при сварке
  • SDS
• Где купить
• Продукты
  • Алюминий — MIG / TIG
  • Порошковая проволока (газ)
  • Порошковая проволока (внутренняя)
  • MEGAFIL®: Цельнотянутый ПРОВОД
  • Наплавка
  • Металлопорошковая проволока (газ)
  • Жесткие провода
  • Нержавеющая сталь
  • Электроды стержневые
  • Подводная дуга
  • Доплата за сплав (U.Долларов)
  • Ссылка на базовый материал
  • Перекрестная ссылка на продукт для наплавки
• Поддержка
  • Брошюры / листовки
  • Каталоги
  • Плакаты / Графики / Прочее
  • Руководства по выбору трубных и сварочных электродов
  • Запрос на литературу
  • Актуальный поиск сертификации
  • Алюминиевые сертификаты
  • Руководство по одобрениям продукции
  • QPL — Квалифицированный список военной продукции
  • AWS D1.8 металлических заполнителей для критически важных сейсмических приложений
  • Сертификат ISO 9001
  • Сертификат FPC братьев Хобарт
  • Глоссарий по присадочным металлам
  • Фирменный магазин
• Новости
  • Рассказы о функциях
  • Пресс-релизы
  • Выставки / События
• О нас
  • Региональные офисы
  • Карта объектов Хобарта
  • История Хобарта
  • Партнеры Welding Group
  • Вакансии
  • Политика конфиденциальности
  • Условия использования сайта
  • Наша служба поддержки клиентов
  • Условия продажи
• Свяжитесь с нами

• Безопасность при сварке
  • SDS
• Где купить
• Продукты
  • Алюминий — MIG / TIG
  • Порошковая проволока (газ)
  • Порошковая проволока (внутренняя)
  • MEGAFIL®: Цельнотянутый ПРОВОД
  • Наплавка
  • Металлопорошковая проволока (газ)
  • Жесткие провода
  • Нержавеющая сталь
  • Электроды стержневые
  • Подводная дуга
  • Доплата за сплав (U.Долларов)
  • Ссылка на базовый материал
  • Перекрестная ссылка на продукт для наплавки
• Поддержка
  • Брошюры / листовки
  • Каталоги
  • Плакаты / Графики / Прочее
  • Руководства по выбору трубных и сварочных электродов
  • Запрос на литературу
  • Актуальный поиск сертификации
  • Алюминиевые сертификаты
  • Руководство по одобрениям продукции
  • QPL — Квалифицированный список военной продукции
  • AWS D1.8 металлических заполнителей для критически важных сейсмических приложений
  • Сертификат ISO 9001
  • Сертификат FPC братьев Хобарт
  • Глоссарий по присадочным металлам
  • Фирменный магазин
• Новости
  • Рассказы о функциях
  • Пресс-релизы
  • Выставки / События
• О нас
  • Региональные офисы
  • Карта объектов Хобарта
  • История Хобарта
  • Партнеры Welding Group
  • Вакансии
  • Политика конфиденциальности
  • Условия использования сайта
  • Наша служба поддержки клиентов
  • Условия продажи
• Свяжитесь с нами

Братья Хобарт

• Дом
• Логин партнера
• Доплаты
• SDS

Разделы новостей

• Рассказы о функциях
• Новости
• Пресс-релизы

ООО «Братья Хобарт»,
101 торговая площадь Восток
Трой, Огайо 45373
(937) 332-4000
[адрес электронной почты]
Дополнительная контактная информация (PDF)

Подписывайтесь на нас:

.