Разрез сварочного шва

Структура сварного шва

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Следует отметить, что многие годы при анализе строения и структуры металла шва не привлекалось на первый взгляд вполне очевидное положение о том, что металл шва непосредственно после кристаллизации первых объемов претерпевает достаточно сложный процесс пластического деформирования.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Добавить комментарий