Сварка в машиностроении.Том 1 (1041435), страница 27
Текст из файла (страница 27)
с оростей н Существенное влияние на свойства сварных соединений закалнвающей ста н образование в пей холодных трещин оказывает состояние мартенснта в околошовной зоне. В стали, у которой мартенснтное превращение происходит прн положительных температурах, в условиях сварки при данной мгновенной температуре т„ 7и 7;с 7м„ 7и Рнс. 14. Диаграммы аннзотермнческого превращення аустеннта исследованной стали в околошовной зоне прн сварке 7В ' 7 7С 7С' 7С' см» Ев гс Активизирующее влнянне фазового наклепа аустеннта в процессе превращення с образованием малого количества бейннта подобно аналогичному влиянию характерной для условий сварки малой пластической деформации аустеннта (0,5 — 2%) нлн эффекту автокаталнтнческого действия фазового наклепа в процессе самого мартенснтного превращения на ранних его стадиях. Важно отметить, что резкое падение пластичности стали в процессе непрерывного охлаждения начинается прн температурах, когда количество еще непревращенного аустеннта становится меньше 50%.
Выше этой температуры сталь сохраняет высокую пластичность. Чем меньше скорость охлаждения, тем в более широком интервале температур сохраняется высокая способность стали к пластической деформации. увеличивается также н время, в течение которого возможна релаксация напряжений первого " второго рода благодаря деформации аустеннта.
Для сплавов титана диаграммы аннзотермнческого превращения могут быть разделены на четыре типа соответственно для четырех групп сплавов с возрастающей степенью легнровання элементами, стабилизирующими (1-фазу (рнс. 15). Днаграммы 1 типа характерны для технического титана (ВТ1, ИМП1А), его «с-сплавов с алюминием (сплав с 3,7% А1, ВТ5) н оловом (ВТ5-1), а также количество образующегося мартенснта тем выше, чем быстрее идет охлаждение [6).
С уменьшением скорости охлаждения интенсивность превращения уменьшается. Когда бейннтное превращение либо совсем не происходит, либо разанвается очень ограниченно, основной причиной задержки мартенситного превращения является термическая стабилизация аустеннта. Прн меньших скоростях охлаждения возможно действие фазового наклепа аустеннта, возникающего вследствне бейннтного превращения. Прн большом количестве бейннта фазовый наклеп вызывает механическую стабилизацию аустеннта, которая наряду с термической стабилизацией задерживает мартенснтное превращение, н количество остаточного аустеннта возрастает. 1!5 Процессы и околошовной зоне !!4 Кристаллиза1(ия ванны, фазоеые изменения и режим сварки а+ !)-сплавов при содержании р-стабилизаторов до предела нх растворимости в а- азе (ОТ4, ОТ4-!, ОТ4-2, АТЗ вЂ” АТ8).
награммы П типа присущи се+ р-сплавам с более высоким содержанием р-стабилизаторов (ВТ6С, ВТ6, ВТ14), что обусловливает возможность протека- НИЯ ВСЛЕД За !) -~- СС-ПРЕВРаЩЕНИЕМ ПРОМЕжУтОЧНОГО Р -ч- Го-ПРЕВРаЩЕНИЯ ПРИ тЕМ- пературах соответственно ниже 600' С (ВТ6С) и 700' С (ВТ14). У более легированного сплава ВТ14 (А) это превращение происходит во всем исследованном интервале скоростей охлаждения (4 — 300'С/с), а у менее легированного (ВТ6С)— только при относительно невысоких скоростях (4,8 — 60' С/с).
Изменение температуры начала этого превращения в сплаве ВТ14, характеризующееся максиму- 10'~ 1 10,101 101 1О 1 1 10 10т с, с Рис. 15. Диаграммы анизотермячгского превращения сплавов титана в зоне полной перекристаллизации при сварке (схема): 1 — технический титан ВТ1, а-сплавы (с 8,7% А1, ВТ5, ВТ5-1 и т. д.). ниаколегированные а + Р-сплавы (АТЗ вЂ” АТ8, ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4, ВТ4, ОТ4-2, ВТ! 8, ВТ20 и т. д.); П вЂ” среднелегированные а + ()-сплавы (ВТ6С, ВТ6, ВТ14, ВТ8, ВТ9, ВТЗ-1 и т. д.); 11! — высоколегированные а + ))-сплавы (ВТ16, ВТ22 и т, д.); 1'и' — ыетастабильные Р-сплавы (ВТ15, ИВТ-1 и т.
д.) мом, косвенно свидетельствует о влиянии скорости охлаждения на химическую неоднородность Р-фазы по содержанию молибдена и ванадия. Основная структура этих сплавов представляет собой игольчатую сс'-фазу (возможно и и") на фоне остаточной р-фазы, количество которой с увеличением скорости охлаждения возрастает, У сплава ВТ!4 количество !)-фазы больше, чем у сплава ВТ6С. Изменение температуры )1 — ~. сс -превращения в случае диаграмм 1 и 11 типов характеризуется Б-образной кривой. В определенном интервале скоростей охлаждения наблюдается резкое ступенчатое снижение температуры начала и конца превращения.
Это обусловлено неравномерным распределением кислорода и азота в р-фазе после завершения а-ч- р-превращения при быстром нагреве и зависимостью процесса гомогенизацни р-фазы от скорости последующего охлаждения. С увеличением скорости охлаждения о выравнивание распределения этих газов в р-твердом растворе заметно затрудняется, и, начиная с некоторого критического значения о„ интервал Р -~и'-превращения резко смещается в область более низких температур.
При этом чем больше в сплавах элементов, способных затруд- нять диффузию кислорода и азота в р-фазе, тем меньше эти критические скорости охлаждения. Чем выше содержание кислорода и азота, тем менее резкое влияние оказывает скорость охлаждения на снижение температуры р -ч- я'-превращения. Это обусловлено существенным ускорением превращения в присутствии больших количеств кислорода и азота. По мере увеличения содержания в (се+ Р)-сплавах легирующих элементов, образующих с титаном сплавы с диаграммами эвтектоидного типа (Мп, Ге, Сг, Я!) или непрерывный ряд твердых растворов (Мо, Ч), интервал р -ч- а'-превращения с ростом скорости охлаждения смещается в область более низких температур и расширяется.
Полиморфное превращение в сплавах! и 11 групп протекает по мартенснтному механизму во всем исследованном интервале скоростей охлаждения (3 — 400' С/с), и а'-фаза имеет соответственно пластинчатое или игольчатое строение. Отличительной особенностью )) -4- сс'-превращения в титане и его сплавах по сравнению с мартенситным превращением в стали является его малый объемный эффект, который в зависимости от легирования колеблется в пределах 0,13 — 0,27%. Поэтому, в частности, са'-фаза значительно менее хрупка, чем мартенсит в стали. При охлаж'(енни со скоростями выше критических и'-фаза приобретаст характерную мелкоигольчатую структуру с более высокой плотностью дефектов крисгаллической решетки.
Такая структура отличается более высокими твердостью и проуностью и пониженной пластичностью. В наиболее сильно легированных а+ р-сплавах группы 11 (ВТ6, ВТ14) с частичным р — ~ го-превращением и небольшими количествами остаточной р-фазы пластичность снижается еще более резко. Диаграмма превращения 111 типа свойственна еще более легированным а+ рсплавам типа ВТ!6. Для них характерны две ступени превращения: при относительно низких скоростях охлаждения происходит р -э и-превращение по диффузионному механизму; основная же часть р-твердого раствора превращается затем по мартейснтной кинетике при температуре, обозначенной штриховой линией (см. Рис. 15).
Начиная с некоторых критических скоростей охлаждения, сохраняется только бездиффузионное )1 — сс -пренращение. Диаграммы 1тг типа характеризуют высоколегированные метастабильные р-сплавы типа ВТ15, Они также претерпевают сначала диффузионное, а затем мартенситное превращение„однако при очень малых скоростях охлаждения са-фаза выделяется по границам зерен р-фазы, а а'-фаза — во внутренних участках. При более высоких скоростях охлаждения сохраняется метастабнльная 1)-фаза. Это обусловлено прежде всего внутрикрнсталлической неоднородностью металла шва, обогащением границ зерен в околошовной зоне хромом и молибденом и обеднением алюминием.
При содержании водорода более 0,003 — 0,007% в а- и а + 1)-сплавах 1 группы обнаруживается гидридное а' — Т-превращение. Оно протекает в процессе охлаждения и при последу1ощей выдержке при комнатной температуре со значительным увеличением объема. При малых и средних скоростях гидриды выделяются в виде крупных пластинок, а при высоких скоростях — равномерно в виде дисперсных мелких включений. В случае грубых пластинчатых выделений гидридной фазы заметно снижается сопротивление основного металла и сварных соединений замедленному разрушению (образованию холодных трещин). Поэтому для предупреждения резких локальных искажений и концентрации микронапряжений, связанных с гидридным превращением, а также для ограничения роста зерна !)- и а'-фаз, наиболее благоприятна сварка с высокими скоростями охлаждения.
Наиболее опасным дефектом околошовной зоны являются холодные трещины. Оии образуются в стали с высоким содержанием мартенсита н сплавах титана с и'- и сс'+ р-структурами. Чем выше содержание углерода и стали и кислорода и азота в сплавах титана, тем вероятнее их возникновение. Особенно опасным является растворенный водород. Как поверхностно- 116 Кристаллизация ванны, фазовые из иенения и режим сварки Критерии выбора технологии и режимов сварки активное вещество он облегчает возникновение и особенно распространение трещин.
Механизм образования холодных трещин как одного из видов хрупкого разрушения поликристаллических сплавов обусловлен развитием проскальзывания по границам зерен под влиянием остаточных или внешних напряжений, накоплением напряжений на поперечных действующим усилиям границах и образованием в них зародышевых трещин (6). В чистом виде подобные механизмы характерны для разрушения мартенситной стали [6), а также высокопрочных и хрупких сплавов титана с повышенным содержанием газовых примесей, Однако в пластичных сплавах титана разрушение зарождается в соответствии с дислокационными моделями вследствие нелинейности скольжения в полосах скольжения в местах нагромождения дислокаций у препятствий или в результате искривления плоскостей скольжения при воздействии дислокаций в других действующих плоскостях скольжения. Сдвиг по изогнутым плоскостям вызывает появление нормальных напряжений, приводящих к отрыву скользящих плоскостей.
Это характерно для металлов с гексагональной плотноупакованной решеткой с высокой анизотропией скольжения, у которых, как у и-титана, плоскости скольжения и спайности совпадают: плоскость базиса (1010). Количественно оценивать сопротивляемость сварных соединений образованию холодных трещин принято по данным испытаний на замедленное разрушение ЛТ под постоянной растягивающей или изгибающей нагрузкой (методы ИМЕТ-4 П и т.
д.). Критериями оценки являются минимальное разрушающее напряжение, время до разрушения и предельная деформация. Полуколичественные оценки основаны на данных сварки жестких технологических проб, имитирующих отдельные узлы конструкций (например, крестовая проба, проба СТЗ с накладкой и регулируемой термической жесткостью).
В этих пробах критериями служат допустимые твердость и количество хрупкой фазы в структуре, например количество мартенсита, и соответствующая им скорость охлаждения (6,5). КРИТЕРИИ ВЫБОРА ТЕХНОЛОГИИ И РЕЖИМОВ СВАРКИ И ПОСЛЕДУЮЩЕЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ Применяемые в сварочной технике разнообразные конструкционные материалы должны удовлетворять определенным требованиям не только эксплуатации (прочность при статической или динамической нагрузке, при нормальной, низкой или высокой температуре, под действием тех или иных активных сред), но и технологии сварки. Поэтому исследования свариваемости, представляющей комплексную технологическую характеристику поведения металлов при сварке, уже давно стали составной частью работ по созданию новых марок металла.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
