Влияние присадочного материала на формирование металла шва при лазерной и гибридной сварке

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Дипломный проект

Тема:

«Влияние присадочного материала на формирование металла шва при лазерной и гибридной сварке»

1. Литературный обзор

Способы комбинирования лазерного излучения с дугой применительно к процессу сварки жести (тонких металлов) известны еще с конца 1970-х годов, однако долгое время данное направление практически не развивалось. В последние годы внимание исследователей снова привлечено к этому процессу и предпринята попытка объединить преимущества дуги с преимуществами лазера в рамках единого гибридного процесса сварки. При этом подразумевается, что лазерный луч и дуга совместно воздействуют на изделие в зоне сварки, оказывая взаимное влияние и поддерживая друг друга.

Успешное применение лазерной сварки требует не только лазерных установок высокой мощности, но и высокого качества лазерного пучка, необходимого для обеспечения желаемого эффекта глубокого проплавления. Более высокое качество пучка может быть использовано либо для получения меньшего диаметра пятна фокусировки, либо для применения более длиннофокусной оптики.

При сварке металлических изделий пучок Nd:YAG-лазера достигает плотности излучения около 106 Вт/см². Когда пучок лазера попадает на поверхность материала, он нагревает ее до температуры кипения и в шве образуется канал вследствие выхода паров металла. Отличительной особенностью такого сварного шва является большое отношение глубины проплавления к ширине. Плотность потока энергии от свободногорящей дуги несколько выше 104 Вт/см², что не позволяет производить сварку с глубоким проплавлением.

Лазерный пучок переносит тепло к металлу шва в верхней его части дополнительно к теплу, поступающему от дуги. В отличие от последовательного варианта, когда два процесса используются независимо (лазерный пучок и дуга действуют на некотором расстоянии друг от друга), гибридная сварка может рассматриваться как комбинация двух сварочных процессов, реализуемых одновременно как один процесс в одной и той же зоне. В зависимости от используемых видов дуги, лазера и технологических особенностей, эти процессы влияют друг на друга в разной степени и разными путями.

Рис. 1.1. Схема процесса лазер - МИГ сварки: 1 - лазерный пучок; 2 - электрод; 3 - дуга; 4 - зона сплавления; 5 - направление сварки; 6 - изделие; 7 - паровой канал; 8 - плазма; 9 - пары металла, образующиеся под действием лазерного излучения

Благодаря комбинации лазерного процесса с дуговым можно увеличить как глубину проплавления соединения, так и скорость сварки. Пары металла, истекающие из парового канала, оказывают действие на плазму дуги, в то же время поглощение излучения Nd:YAG-лазера в плазме остается незначительным. В зависимости от соотношения двух подводимых мощностей, характер общего процесса может быть определен в большей или меньшей степени, либо лазером, либо дугой.

На поглощение лазерного излучения существенно влияет температура поверхности изделия. Перед началом процесса лазерной сварки следует устранить исходное отражение, что особенно важно на алюминиевых поверхностях. Это можно сделать с помощью специальной программы начала сварки. После достижения температуры испарения образуется паровой канал и почти вся энергия излучения может передаваться изделию. Необходимый уровень ее определяется, таким образом, поглощением, зависящим от температуры, и количеством энергии, потерянной за счет теплопроводности в остальной части изделия. При лазер-МИГ сварке испарение имеет место не только с поверхности изделия, но и с присадочной проволоки. Это обеспечивает большее количество паров металла и предотвращает проседание шва.

Далее рассмотрим основные преимущества и недостатки гибридной сварки, микроструктурные изменения в металле, способы зашиты шва путем применения различных защитных газов, виды присадочных материалов и их влияние на структуру металла, а также перспективность и значимость гибридных технологии в современном мире.

1.1 Тенденции развития и перспективы использования гибридных технологий

К настоящему времени дуговой разряд, как один из самых распространенных и дешевых видов сварочных источников, наталкивается в своем дальнейшем развитии на существенные трудности, связанные с недостаточной концентрацией энергии в электродуговой плазме и неустойчивостью горения дуги при высоких скоростях сварки. В связи с этим дуговой разряд, как технологический инструмент для реализации процессов сварки и металлообработки, не удовлетворяет современным требованиям промышленности в отношении производительности и качества сварных соединений. Лазерная сварка также имеет определенные недостатки. Гибридная лазерно-дуговая сварка позволяет в значительной мере нивелировать недостатки, присущие каждому из указанных методов сварки [4].

Лазерно-дуговые способы сварки были разработаны во второй половине 1970-х гг. в Англии [5]. Исследования в этой области проводили специалисты многих научно-исследовательских институтов. Материалы, изложенные в работах различных авторов, дают представление о физических процессах, происходящих во время сварки указанными способами, и содержат ряд экспериментальных данных, на которых базировались авторы при попытке произвести оценку перспектив дальнейшего технологического развития комбинированных лазерно-дуговых процессов и выбор направлений собственных исследований. В литературе встречаются термины «гибридный» и «комбинированный» способы сварки. В дальнейшем под понятием гибридный будем подразумевать такой способ сварки, при котором лазерное излучение и электрическая дуга действуют совместно на одну точку и физическая сущность такого действия отличается от действия каждой из составляющих. Под понятием комбинированный будем понимать способ сварки, при котором лазерное излучение и дуга создают единый термический цикл процесса, однако физическая сущность действия каждой из составляющих остается неизменной.

С 1978 по 1981 гг. исследования проводили ученые научной школы профессора Стина. После того как их результаты стали достоянием мировой научной общественности, их подвергли критическому изучению. Затем наблюдается повышенный интерес к исследованиям в данной области (см. пики в 1983-1986 и 1988-1991 гг. на рисунке 1.2). После непродолжительной паузы в 1992-1993 гг. происходит постепенный подъем.

Рис. 1.2. Хронология интенсивности исследований лазерно-дуговых способов обработки материалов

Можно выделить пять основных направлений исследований: сварка тонколистовых металлов; сварка толстолистовых металлов; наплавка и термообработка; физические исследования; прочие (оригинальные оборудование и технологии сварки, резки и т.д.). Со времени появления лазерно-дуговых способов по 1985 г. наблюдалось доминирование экспериментальных исследований и рост интереса к патентованию всевозможных способов обработки и конструкций для их реализации. Затем после накопления достаточного фактического материала (1988-1991 гг.) произошла интенсификация исследований в области физики процесса. На этом фоне с 1978 по 1990 гг. вопросы сварки толсто- и тонколистовых металлов исследовались достаточно планомерно. Начиная с 1994 г. и по настоящее время установился паритет во всех направлениях научных исследований в указанной области. Это свидетельствует о системном подходе к решению возникающих проблем, а также о расширении круга исследований. Такая стабильность работ тематической направленности позволяет надеяться на то, что гибридные и комбинированные способы займут такое же место в науке и технике, как и их составляющие (лазерные и дуговые технологии). При относительно стабильном интересе исследователей к сварке тонко- и толстолистовых металлов, все же в 1984 и 1988 гг. акцент делался на сварку толстолистовых металлов, а в 1994 и 1996 гг. - на сварку тонколистовых.

Так называемый синергетический эффект от совместного использования лазерного излучения и электрической дуги (эффект нарушения аддитивности теплового воздействия на изделие лазерного пучка и дуговой плазмы) вызван переходом от теплопроводностного режима сварки к режиму кинжального (глубокого) проплавления. При использовании сравнительно маломощных лазерного и дугового источников в отдельности определено, что ни у одного из них не хватает плотности мощности для достижения сквозного проплавления металла (обычно тонколистового). В случае их комбинации дуга, согласно механизму, описанному в работе [6], «привязывается» и к месту действия лазерного излучения на изделие (анод). Дуга сжимается в пределах факела лазерной плазмы, при этом эффект блуждания анодного пятна устраняется. Благодаря дополнительному энерговкладу дуги, застабилизированной лазерным излучением, а также увеличению поглощательной способности перегретого металла режим проплавления от теплопроводностного переходит к кинжальному. При этом возникает характерный для лазерной сварки парогазовый канал, в который, следуя за лазерным излучением и образуемой им из паров металла плазмой, опускается анодная область столба сжатой дуги. Как только преодолевается порог между теплопроводностным и кинжальным режимами проплавления, объем переплавленного металла резко возрастает, что позволяет увеличить глубину провара или скорость сварки в 1,5…2,0 раза.

Преимуществом способа гибридной лазерно-дуговой сварки является переход к режиму глубокого проплавления. Поэтому использование этого способа оправдывает себя при сварке тонколистовых металлов, когда требуются сравнительно малые лазерные мощности (до 1,0…1,5 кВт для СО₂-лазера или 300…1000 Вт для Nd:YAG-лазера) и дуга мощностью около 1 кВт, способная оказать воздействие, эквивалентное увеличению мощности лазерного излучения на 1 кВт. Важным моментом также является применение малых и средних токов дуги. Схема такой гибридной сварки аналогична показанной на рисунке 1.3.

При сварке металла большой толщины возможно применение разнообразных технологических приемов. Одним из способов может быть лазерно-дуговая сварка с использованием дуги, горящей на плавящимся электроде (рисунок 1.4). Разделка шва выполняется таким образом, чтобы с помощью лазерного излучения производилась заварка корневого шва и заполнение разделки металлом плавящегося электрода.



Рис. 1.3. Схема процесса лазерно-дуговой сварки при использовании дуги с неплавящимся электродом [10]: 1 - шов; 2 - лазерный пучок; 3 - неплавящийся электрод; 4 - сопло; 5 - дуга; 6 - изделие.

При этом, варьируя расстояние а между зонами действия лазерного излучения и дуги, можно подобрать такой общий сварочный термический цикл, при котором устраняются негативные последствия лазерной сварки. Так, например, при стыковой сварке листов стали толщиной 20 мм с V-образной разделкой кромок подобрали термический сварочный цикл, при котором происходила нормализация корневого шва, а распределение твердости между основным металлом и металлом шва было однородным. При этом использовали следующий режим сварки: мощность лазера - 6.3 кВт; мощность дуги - 18.55 кВт; скорость сварки - 0.6 м/мин; расстояние между лазерным и дуговым источниками - 30 мм.

Интересен вопрос о влиянии дуговой плазмы на лазерное излучение. В ходе проведенных исследований сварки излучением СО₂-лазера, комбинированным с дугой неплавящегося вольфрамового электрода, наблюдалось проявление известного эффекта - экранирование лазерного излучения аргоновой плазмой. Он был устранен при замене плазмообразующего газа на гелий. Некоторыми исследователями [7, 8].было предложено применить дополнительное фокусирование лазерного излучения в плазме гибридного разряда при использовании специальных лазерно-дуговых плазмотронов, а также управление плазменной линзой, что должно способствовать повышению эффективности процессов сварки, резки, термообработки и нанесения покрытий.

Рис. 1.4. Схема процесса лазерно-дуговой сварки с использованием дуги, горящей на плавящемся электроде: 1 - изделие; 2 - разделка; 3 - защитный газ; 4 и 7 - сопла; 5 - лазерный пучок; 6 - электродная проволока; 8 - шов; а - расстояние между источниками тепла.

В настоящее время лазерная сварка тонколистовых металлов используется (например, при изготовлении заготовок для штамповки кузовных элементов автомобилей), не только для повышения производительности, но и для получения качественного узкого шва с минимальной ЗТВ. При гибридной и комбинированной сварке получаемые швы уже, чем при дуговой сварке, но шире, чем при лазерной. При этом их ЗТВ больше, чем в случае лазерной сварки. Небольшое «провисание» лазерных швов может быть устранено за счет подбора режимов сварки. Скоростные преимущества гибридных способов сварки весьма относительны, так как наращивание мощности излучения при лазерной сварке способствует линейному повышению скорости, а наращивание мощности лазера и дуги при лазерно-дуговой сварке может привести к прекращению устойчивости эффекта контрагирования анодной области дуги и, как следствие, к потере роста глубины провара или ухудшению качества реза при гибридной резке.

1.2 Особенность совместного воздействия лазерного излучения и дуги на металл

К настоящему времени дуговой разряд, как один из самых распространенных и дешевых видов сварочных источников, наталкивается в своем дальнейшем развитии на существенные трудности, связанные с недостаточной концентрацией энергии в электродуговой плазме и неустойчивостью горения дуги при высоких скоростях сварки. В связи с этим дуговой разряд, как технологический инструмент для реализации процессов сварки и металлообработки, не удовлетворяет современным требованиям промышленности в отношении производительности и качества сварных соединений. Лазерная сварка, как было сказано, также имеет определенные недостатки. Гибридная лазерно-дуговая сварка позволяет в значительной мере нивелировать вышеперечисленные недостатки, присущие каждому из указанных методов сварки.

Гибридная лазерно-дуговая сварка - это такой метод сварки, при котором формирование сварочной ванны происходит при одновременном действии лазерного излучения и сварочной дуги.

Процесс лазерно-дуговой сварки может осуществляться неплавящимся или плавящимся электродом. При использовании неплавящегося электрода дуга зажигается впереди по ходу сварки. Дуга подогревает металл и расплавляет его верхний слой, а лазерный луч осуществляет глубокое проплавление. В случае использования плавящегося электрода электрическую дугу зажигают позади сфокусированного лазерного излучения, которое проплавляет только соприкасающиеся части металла, например в V-образной разделке его кромки, а заплавление скоса кромок осуществляет электрическая дуга с расходуемым электродом.

Преимуществами гибридной лазерно-дуговой сварки являются возможность частичной замены мощности лазерного излучения мощностью дугового источника при сохранении геометрии швов; трансформация сварочного термического цикла, снижающая склонность к образованию закалочных структур в металле шва и околошовной зоны и пр. Первое из перечисленных преимуществ особенно интересно для промышленного внедрения лазерно-дуговой сварки, поскольку может способствовать снижению капитальных затрат на приобретение оборудования (учитывая его сравнительно невысокую стоимость для дуговой сварки).

Формирование геометрии проплавления при лазерно-дуговой сварке определяется энергетическим балансом энергии лазерного излучения и электрической дуги и их количественным соотношением между собой. При лазерной сварке с Wp Wкр формирование шва происходит в режиме кинжального проплавления, который характеризуется узким и глубоким швом с большим значением коэффициента формы шва.

Механизм формирования геометрии шва при дуговой сварке определяется механизмом теплопроводности и характеризуется низким значением коэффициента формы шва. Формирование геометрии проплавления при лазерно-дуговой сварке отвечает некоторому промежуточному соотношению глубины и ширины шва и может регулироваться относительным вкладом энергии каждого источника.

В зависимости от соотношения мощностей лазерного луча и дуги геометрия проплавления изменяется от типично лазерной до типично дуговой.

Анализ полученных экспериментальных данных показывает, что если мощность лазерного излучения P?U_ДI форма проплавления практически соответствует получаемой при лазерной сварке. Увеличение мощности дуги, при выполнении условия U_Д I < Р, приводит к расширению литой зоны у поверхности. Если Р<<UдI, то геометрия проплавления соответствует такой же форме, как при дуговой сварке. Так как при лазерно-дуговой сварке наблюдается, по сравнению с дуговой, снижение напряжения на дуге, то это оказывает такое же влияние, как и уменьшение длины дуги. В свою очередь уменьшение длины дуги приводит к увеличению ее силового воздействия и повышению интенсивности теплового потока от дугового источника. Вероятно, именно этим обусловлено, что в области относительно малых токов формирование зоны проплавления близко к лазерной сварке. Для больших токов эффект уменьшения напряжения менее выражен и зона проплавления расширяется.

Характер формирования зоны проплавления хорошо согласуется с результатами исследования эффективности процесса лазерно-дуговой сварки. При соотношении мощностей P?U_ДI полный КПД лазерно-дугового процесса не ниже, чем при лазерной сварке, и уменьшается лишь при дальнейшем увеличении мощности дуги.

Формирование геометрии шва и глубины проплавления зависит от скорости сварки. С увеличением скорости сварки уменьшается ширина и глубина шва.

Лазерно-дуговая сварка характеризуется большим количеством независимо изменяемых параметров, к которым относятся мощность лазерного излучения P, сварочный ток I, скорость сварки V_св, положение фокуса лазерного излучения относительно свариваемой поверхности ?F, диаметра электрода, угол его заточки и т.д. Обычно параметры режима сварки оптимизируют таким образом, чтобы обеспечить заданную глубину проплавления.

При лазерно-дуговой сварке глубина проплавления определяется не только параметрами сварки, но и взаимным геометрическим положением энергетических центров источников нагрева на поверхности свариваемого материала. Очевидно, что если источники не совмещены и не оказывают влияние друг на друга, то глубина проплавления определяется действием лишь лазерного или дугового источника. Исследования зависимости глубины проплавления от смещения положения дуги относительно точки фокусировки лазерного излучения в продольном и поперечном направлении показали, что смещение на величину порядка диаметра сфокусированного луча лазера d_f не оказывает существенного влияния на глубину проплавления при лазерно-дуговой сварке. Поэтому для получения максимальной глубины проплавления необходимо достаточно точно совмещать центра пятна нагрева обоих источников.

При лазерно-дуговой сварке неплавящимся электродом с увеличением тока дуги (т.е. с увеличением мощности источника нагрева за счет увеличения мощности дуги) резкое возрастание глубины проплавления происходит только в области Р?U_дI, а при Р<UдI дальнейшее увеличение глубины происходит, как и в случае дуговой сварки (рис. 1.8). Выше было показано, что при выполнении условия Р?U_дI лазерно-дуговой источник эквивалентен по эффективности нагрева лазерному.

По результатам исследований, в широком диапазоне скоростей, глубина проплавления при лазерно-дуговой сварке изменяется в зависимости от положения точки фокуса лазерного луча относительно поверхности свариваемого металла, аналогично лазерной сварке. Поэтому для случая Р?U_дI можно воспользоваться методом расчета глубины проплавления, разработанным для лазерной сварки. Заменяя лазерно-дуговой источник на эквивалентный лазерный с мощностью P_экв = P + UдI и диаметром , получаем:

, (8)

где, E - теплосодержание,

Эффективный тепловой КПД для лазерной сварки определяется через полный тепловой КПД . ( - предельное значение полного КПД).

1.3 Использование присадочного материала при лазерно-дуговой сварке

При изучении свойств мартенситной теплоустойчивой стали с повышенным содержанием хрома (9 мас. %) установлено, что в сварных соединениях, полученных с использованием идентичных по легированию сварочных материалов, между швом и металлом ЗТВ образуется область с морфологией литого металла, но отличающаяся от структуры шва [9]. Показано, что эта область относится к основному металлу (ОМ), в котором зерна подвергались нагреву до температур их частичного и полного расплавления. Образующийся при этом расплав ОМ не участвовал в перемешивании с наплавляемым присадочным металлом и образовывал так называемую несмешанную зону [10,11]. В таких участках зоны сплавления (ЗС) отмечено появление отдельных светлых зерен, предположительно отнесенных к д-ферриту, который образовался в результате фазового превращения при перегреве металла до начала оплавления межзеренных областей и перераспределения углерода [9]. Образование подобной структуры в соединениях исследуемых теплоустойчивых высокохромистых сталей носит закономерный характер и наблюдается как при ручной, так и механизированной сварке плавлением. Эксперименты с использованием аустенитных сварочных материалов при сварке хромистых сталей показали, что структура металла в ЗС может приобретать иное строение. В общем случае изменение содержания легирующих элементов в составе сварочных материалов (уровня легирования) сопровождается получением не только определенного структурного состояния наплавленного металла (металла шва), но и достижению иных значений его критических температур ликвидус - солидус (T_L-T_S).

Опираясь на данные эксперимента [12], проведем анализ и изучении закономерностей формирования структуры металла ЗС в сварных соединениях, полученных при сочетании нескольких типов основных и присадочных материалов, отличающихся как структурным классом, так и уровнем температур интервала кристаллизации T_L - T_s.

Представленные в настоящей работе стали, сварочные проволоки и электроды (табл. 1.1) имеют различные области применения и выбраны только с целью моделирования различных типов опытных соединений. Значения T_L - T_s определяли с помощью дифференциального термического анализа. Комбинации материалов, применяемых при получении опытных соединений, указаны в табл. 1.2.

Таблица 1.1. Перечень материалов с различным типом легирования

Материал	Структурный класс	T s,°С	TL,°С
Сталь Р91 (0,1C-9Cr-MoVNbNiN)	М*	1480	1515
Сталь ЭП-794 (02Х8Н22С6)	А*	1250	1380
Порошковая проволока ПП9 (0,1C-9Cr-MoVNbNiN)	М	1480	1515
Проволока (Св-04Х19Н9Т)	А	1380	1440**
Покрытые электроды Р89 (0,1C-9Cr-MoVNbNiN)	М	1480	1515
Покрытые электроды КТИ-9А (0,12C-11Cr-NiMoV)	М	Не определяли
Покрытые электроды АНВ-17 (02Х19Н18Г5АМ4)	А	1330	1380
Покрытые электроды МНЧ-2 (65Ni-Cu)	А	1290	1330**

Таблица 1.2. Сочетание материалов в исследованных соединениях и условия их получения

Сочетание типов материалов	Характеристика процесса сварки (наплавки)
Свариваемая сталь (структурный класс)	Электродный материал
Р91 (М)	ПП9 (М)	Автоматическая наплавка валика на пов-ть стали под флюсом СФТ9: диаметр проволоки 3,2 мм; Iсв =350-370 А; U =37-39 В; vсв =19 м/ч
Р91 (М)	Св-04Х19Н9Т(А)	Автоматическая наплавка валика на пов-ть стали под флюсом СФТ9: диаметр проволоки 3 мм; Iсв =330-360 А; U =37-39 В; vсв =19 м/ч
Р91 (М)	АНВ-17 (А)	Наплавка валика ручной дуговой сваркой: диаметр проволоки 3 мм; Iсв =110-115 А; U =22-24 В
Р91 (М)	МНЧ-2 (А)	Наплавка валика на V-образную канавку ручной дуговой сваркой: диаметр проволоки 3 мм; Iсв =110-115 А; U =22-24 В
ЭП-794 (А)	Р89 (М)	Ручная сварка стыкового соединения с V-образной разделкой: диаметр проволоки 3 мм; Iсв =110-115 А; U =22-24 В

Шлифы для металлографических исследований вырезали поперек продольной оси выполняемых валиков. Выявление микроструктуры ЗС в металле, имеющем мартенситную структуру, проводили путем химического травления в растворе азотной кислоты, в высоколегированном - электролитически в растворе щавелевой кислоты. При изучении микроструктуры использовали световой микроскоп «Neophot-32». Микротвердость измеряли твердомером ПМТ-3. Микрорентгеноспектральный анализ проведен на установке фирмы «Camebax».

Стали и сварочные материалы подобраны таким образом, чтобы в получаемых соединениях значения температур интервала кристаллизации (T_L~ T_s) наплавленного металла были идентичны, меньше и больше, чем у ОМ. Эксперименты главным образом выполнены с использованием стали с 9 мас.% Сг, относящейся к группе новых теплоустойчивых сталей и представляющей исследовательский интерес.

1.3.1 Однородное сочетание мартенситных материалов (М-М)

Представление значений Т_L - T_s позволяет ориентировочно оценить значения этих температур для металла шва в зависимости от долевого участия основного и присадочного металлов (ПМ). Б данном случае вне зависимости от степени перемешивания сохраняется идентичность значений температур интервала кристаллизации стали, чистого электродного материала и металла шва. В этих условиях, как отмечалось ранее, структура в ЗС (при ручном и механизированном процессах сварки) образуется при развитии оплавления зерен ОМ, начиная от межзеренных границ и практически до полного их расплавления. На полноту расплавления зерен ОМ оказывают влияние степень предварительного разогрева прилежащих к сварочной ванне кромок (в результате тепла, выделяемого сварочной дугой, отходящими от нее газами и натекающими конвективными потоками) и характер рассеяния тепла, проходящего через стенки ванны.

Конвективные потоки представляют собой достаточно мощный инструмент вовлечения в процесс перемешивания жидких фракций в сварочной ванне. Под действием этих потоков происходит даже отделение сцепленных между собой групп зерен ОМ, хотя такие группы, очевидно, имеют меньшую подвижность, чем жидкий металл.

Причиной отделения следует считать образование жидких межзеренных прослоек, вдоль которых происходит отрыв групп более прочно сцепленных между собой зерен. Хотя жидкость и имеет большую подвижность по мере приближения к стенкам сварочной ванны скорость ее перемещения ослабевает из-за действия межфазного натяжения у границы металл - жидкость и трения (касательных напряжений) между слоями. В результате перемешивание ухудшается и формируется область переменного химического состава. Отсюда можно заключить, что вероятным условием сохранения вблизи стенок ванны слоя жидкого ОМ, несмешиваемого с металлом сварочной ванны, является ослабление и отсутствие конвекции в пристеночной области. Последнее условие возможно только при достаточном развитии затвердевания определенной части металла шва. В таком случае расплав вдоль границы «шов - ОМ» должен возникнуть после начала кристаллизации прилежащих участков металла шва как следствие дополнительного перегрева ОМ теплом, отдаваемым металлом шва при его остывании до начала изменения агрегатного состояния, и высвобождаемой скрытой теплотой плавления. Таким образом, в начале будет наблюдаться кристаллизация металла шва, сопровождающаяся остыванием расплава и формированием в нем кристаллического каркаса, исключающего конвекцию, и выделением скрытой теплоты плавления, а затем образование (или сохранение и увеличение количества ранее образовавшейся) прослойки жидкого ОМ в результате потребления им порции выделенной швом его остывании до начала изменения агрегатного скрытой теплоты плавления. Согласно [13,14] именно выделяющаяся скрытая теплота плавления является основным фактором, способным вызвать дополнительный перегрев металла от околосолидусных температур до температур плавления и образования слоя расплавленного ОМ по краям шва.

Отсюда следует, что чем выше температура интервала кристаллизации металла шва по сравнению с таковой свариваемой стали, тем более развитым должно быть ее оплавление при кристаллизации шва. Данное положение подтверждается представленными ниже результатами экспериментов.

В однородных соединениях, подобных рассмотренному выше, наиболее благоприятные условия для развития оплавления зерен ОМ и образования несмешанной зоны создаются в окрестностях уступов, образующихся в результате резкого перехода от менее глубокого к глубокому проплавлению, что характерно для швов с центральным «языкоподобным» проваром в поперечном сечении. Здесь наложение тепловых потоков, отходящих от шва нормально поверхности его раздела с ОМ (указаны стрелками), способствует более эффективному прогреву прилежащих участков околошовной зоны. В результате в этой области максимальную ширину приобретают как ЗТВ (в виде матовой полосы вокруг шва, где произошла фазовая перекристаллизация), так и ЗС [9]. Под областью узкого и глубокого провара вследствие более быстрого рассеяния тепла ЗТВ и ЗС имеют минимальную ширину.

1.3.2 Разнородное сочетание мартенсит - аустенит (М-А)

Структуры металла в области ЗС при использовании сварочных материалов с меньшими значениями T_L-T_S чем у ОМ, рассмотрены на примерах сочетаний вида мартенситная сталь (Р91) - аустенитные сварочные материалы со следующими типами легирования: Fe-Cr-NL (проволока Св-04Х19Н9Т), Fe-Cr-Ni-Mo-Mn (электроды АНВ-17) и Ni-Cu (электроды МНЧ-2).

Значения температур интервала кристаллизации металла наплавляемых валиков в зависимости от долевого участия ОМ (~ 50% при автоматической наплавке проволокой типа 18-10 и - 23% при наплавке электродами АНВ-17) сдвигаются в область более высоких температур по сравнению с наплавленным присадочным металлом. В отличие от комбинации М - М в данном случае крупнокристаллической структуры в ЗС металла шва и ОМ не образуется. Наблюдается отчетливый переход от ОМ с мартенситной структурой к более светлой литой аустенитно-мартенситной структуре шва. Возле стенок ванны, в основном в периферийных частях поперечного сечения шва, вследствие несовершенного перемешивания наплавляемого и отслоившегося ОМ структура шва имеет участки с ярко выраженной неоднородностью. В зоне активного пятна столба дуги дно ванны более гладкое и структура более однородна.

Часто в таких разнородных сочетаниях в ОМ параллельно границе со швом образуются ряды светлых зерен - предположительно д-феррита. Сопоставление распределения основных легирующих элементов (хрома, никеля, молибдена) с микроструктурой в области перехода от ОМ ко шву показывает, что граница шва проходит весьма близко к участкам «белой» фазы. Принимая во внимание особенности микроструктуры, можно заключить, что в процессе формирования соединения между светлыми зернами и расплавом могла существовать тонкая прослойка из нерасплавившихся полностью фрагментов зерен ОМ, от которых началась кристаллизация зоны переменного состава с мелкоячеистой первичной структурой.

«Белая» фаза отличается от окружающего мартенсита весьма малой твердостью, что свидетельствует об отсутствии склонности этой фазы к закалке. Среднее значение микротвердости мартенсита в околошовной зоне составляет HV0,2 - 527, светлых зерен HV0,2 - 243, аустенитно-мартенситного шва (в центре шва) HV0,2 - 488. В состоянии после отпуска микротвердость светлых зерен остается на уровне, близком к исходному (HV0,2 -180…212), тогда как микротвердость мартенсита (среднее значение) падает до HV0,2 - 290; микротвердость металла шва в центральной его части также снижается до HV0,2 - 209…220. Для сравнения с исходной структурой соединения типа М-А после сварки представлен вид того же соединения в состоянии после отпуска (760°С, 1 ч) с указанием значений микротвердости металла шва возле: стенки сварочной ванны и фазовых составляющих в околошовной зоне.

Поскольку рассматриваемые светлые зерна д-феррита почти не отличаются по содержанию легирующих элементов от окружающей мартенситной стали, основной причиной их образования следует считать обеднение этих микроучастков углеродом при его миграции в шов и в области оплавленных границ зерен. Так, результирующее распределение углерода между металлом ЗС и швом показывает, что в шве наблюдается некоторое повышение его среднего базового содержания (точечная кривая). Пиковые значения скоплений углерода наблюдаются на границах раздела д-феррит-мартенсит (в районе точек с и d) и в области границ зерен, отличающихся более темным контрастом. Пик в содержании углерода в центре зерна д-феррита, очевидно, связан с его внутренней микронеоднородностью. Распределение углерода на участке околоитовной зоны т-п также фиксирует его пиковые содержания у межфазных границ. При этом наблюдается некоторая тенденция снижения его базового уровня в области зерен д-феррита. В пользу обезуглероживания светлых д-ферритных зерен свидетельствует также отсутствие в них дисперсных выделений в состоянии после отпуска.

Таблица 1.3. Результаты локального микрорентгеноспектрального анализа в ЗС при наплавке на сталь Р91 валиков аустенитными сварочными материалами

Объект анализа*	Массовая доля элементов, %
	Si	Cr	Mo	Nb	Ni	Mn	Ti
Мартенситная фаза (Т №3) (Т №4)	Наплавка под флюсом проволокой Св-04Х19Н9Т**
	0.603	10.158	1.308	0.02	0.21	0.08	0.05
	0.578	10.249	1.203	0.085	0.120	0.094	0.002
	Наплавка электродами АНВ-17***
	0.582	10.293	1.258	0.026	0.844	0.232	0.005
Светлое зерно д-феррита (Т №2) (Т №1)	Наплавка под флюсом проволокой Св-04Х19Н9Т**
	0.556	10.010	1.198	0.271	0.367	0.138	0.000
	0.622	10.206	1.427	0.369	0.126	0.024	0.000
	Наплавка электродами АНВ-17***
	0.505	10.344	1.211	0.000	0.360	0.140	0.005
* - номера точек в скобках соответствуют индексам перекрытий на рис. 5 а, обозначающих места локального микрорентгеноспектрального анализа. ** - наплавка на сталь: 0.1C-0.34Si-0.47Mn-0.003S-0.18P-8.5Cr-0.28Ni-0.93Mo-0.2V-0.072Nb-0.06N; *** - наплавка на сталь: 0.085C-0.33Si-0.43Mn-0.015S-0.013P-8.85Cr-0.12Ni-1.0Mo-0.25V-0.069Nb - (N не опр)

Можно полагать, что выход углерода из микроучастков ОМ в шов может происходить следующим образом: 1) непосредственно через границу контакта ОМ - расплав, если таковая возникала, путем диффузии в твердом растворе и ликвации через границу раздела фаз; 2) через жидкие каналы, образующиеся вследствие межзеренного оплавления и частичного расплавления самих зерен, через которые сообщаются микроучастки ОМ, отдающие углерод, и расплав шва. Повышенная микротвердость шва около стенки сварочной ванны в состоянии после термообработки, по-видимому, связана с выходом углерода в эту зону.

При использовании присадочного металла (системы Cu - Ni) с еще более низким температурным интервалом кристаллизации металл околошовной зоны не имеет гетерофазности, связанной с образованием д-феррита. В данном случае это может быть связанно не только с теплофизическими свойствами наплавленного металла и степенью перегрева околошовной зоны, а и с влиянием его легирования на термодинамическую активность углерода и его перераспределение в ЗС. Как известно, при сварке менее легированной стали сварочными материалами, содержащими большое количество хрома и сильные карбидообразующие элементы, углерод в большей степени мигрирует в шов [15,16]. Использование сварочных материалов на основе никеля способствует большему «удержанию» углерода ОМ.

Исходя из характера распределения легирующих элементов, следует, что во всех рассмотренных случаях использования аустенитных сварочных материалов при сварке мартенситной стали у границы раздела ОМ - шов сразу образуется зона переменного состава. Чисто расплавленного ОМ, не перемешавшегося с наплавленным металлом, в рассмотренных сочетаниях мартенситной стали с аустенитными материалами с более низкими температурами кристаллизации в этих случаях не выявлено.

Как отмечалось выше, при сварке мартенситной стали аустенитными материалами типа Св-04Х19Н9Т и Св-01Х19Н18Г19АМ4 металл переходной области имеет аустенитно-мартенситную структуру с высокой микротвердостью. В случае использования высоконикелевого сплава мартенсит в переходной области не образуется. У границы раздела имеется резкий переход от мартенситного ОМ к менее твердому аустенитному металлу шва. Микротвердость ОМ у границы со швом составляет HV0,2 - 488…600, расположенного рядом металла шва HV0,2 - 162…248.

Таким образом, в случае применения сварочных материалов, обеспечивающих более низкие, чем у свариваемой стали, температуры кристаллизации металла шва, несмешанная зона практически не образуется. Однако следует ожидать, что при значениях температурного интервала кристаллизации шва, частично перекрывающего область температур около T_S свариваемой стали, в результате выделяемого кристаллизующемся швом тепла возможно развитие расплавления вдоль границ зерен в околошовной зоне, либо поддержание той степени межзеренного оплавления, которая возникла при первичном перегреве металла сварочной дугой.

1.3.3 Разнородное сочетание аустенит - мартенсит (А - М)

При сварке и наплавке стали сварочными материалами, обеспечивающих более низкие, чем у нее значения температур Т_L - T_s шва, создаются условия, достаточные для образования несмешанной зоны. Данное положение подтверждается экспериментом, проведенным при использовании в качестве ОМ аустенитной стали 02Х8Н22С6 и сварочных материалов (электродов Р89, КТИ - 9А), обеспечивающих мартенситный наплавленный металл с более высокими значениями температур интервала кристаллизации, чем у ОМ (рис. 1.18, а). При сварке стыкового соединения электродами Р89 и наплавке валика на поверхность стали электродами КТИ - 9А в области ЗС всегда образовывался слой литого металла с ячеистой и ячеисто-дендритной структурой. Такая структура с образованиями в межосных областях легкоплавкой фазы, обогащенной кремнием и никелем, характерна для металла швов (а также расплавленного ОМ) типа 02Х8Н22С6 [17].

В заключение можно отметить, что в работе подтверждено положение о возможности расплавления зерен ОМ на границе со швом теплом, выделяемым расплавом сварочной ванны при его остывании и кристаллизации. Тенденция к образованию прослоек жидкого ОМ (несмешанной зоны) при кристаллизации шва усиливается с увеличением значений температур интервала кристаллизации шва T_L-T_S по сравнению со свариваемой сталью. В случае равенства значений T_L-T_S шва и стали степень расплавления зерен в ЗС зависит от их предварительного прогрева до подсолидусных температур и условий отвода тепла. При значениях T_L~T_S шва несколько меньших, чем у свариваемой стали, полного расплавления зерен ОМ не выявлено, хотя при этом не исключалась возможность развития межзеренного оплавления.

При сварке мартенситной высокохромистой стали аустенитными материалами с большим содержанием хрома и с энергичными карбидообразующими элементами вследствие перераспределения углерода в ЗС в отдельных ее участках образуются зерна д-феррита. При использовании сварочной проволоки на никелевой основе из-за изменения характера перераспределения углерода образования остаточного (стабильного до комнатных температур) д-феррита в ЗС не происходит.

2. Экспериментальное исследование изменения металла при сварке

2.1 Постановка задачи и описание эксперимента

Задачей эксперимента ставилось определение влияние присадочного материала и различных режимов сварки на формирование металла шва и его физико-химических свойств при лазерной и гибридной лазерно-дуговой сварке; исследование и сравнительный анализ сформировавшейся структуры металла, и определение микротвердости в металле шва, ЗТВ и основного металла.

Экспериментальные образцы были произведены посредством сваривания двух заготовок из стали 25 лазерной и гибридной сваркой с различными режимами. Сварка осуществляется прямолинейными стыковыми швами в нижнем пространственном положении.

В качестве экспериментального оборудования использовали волоконный лазер ЛС-5 мощностью = 5 кВт, сварочный полуавтомат ВДУ - 506ДК, механизм подачи проволоки ПДГО-511, сварочную головку, которые представлены на рис. 2.1-2.3.

Рис. 2.1. Иттербиевый волоконный лазер ЛС - 5



Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Рис. 2.2. Источник питания дуги ВД - 506ДК

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Рис. 2.3. Сварочная головка

Образцы сварных швов под номерами 1, 2, 3 были сделаны лазерной сваркой в среде защитного газа аргона со скорость сварки равной 30, 25 и 15 мм/с соответственно. Образцы 4, 5, 6 были произведены на установке для лазерно-дуговой сварки в защитной среде, состоящей из смеси углекислого газа и аргона, скорости сварки составляли 25, 20 и 15 мм/с соответственно. Сварку производили без раздела кромок с зазором 0.1 мм для лазерной сварки и 0.8 мм для гибридной. В качестве присадочного материала была принята порошковая проволока Power Bridge 60М (ПГ49МА4У). Данные представлены в таблице 2.1.

Газы должны удовлетворять требованиям:

- аргон чистый марки А ГОСТ 10157, содержание влаги не более 0,03 г/м³, содержание кислорода не более 0,003%, азота не более 0,01%;

- двуокись углерода сжиженная, сварочная, I сорт по ГОСТ 8050 с содержанием водяных паров при нормальных условиях (760 мм. рт.ст. и 20єС) не более 0,178 г./мм³.

Присадочная проволока должна обеспечивать:

- введение необходимого количества металла для заполнения зазора шириной до 0,5 мм в сварном соединении;

- введение необходимого количества легирующих элементов для компенсации выгорания легирующих в сварочной ванне и получения требуемых механических свойств сварного соединения.

Коэффициент заполнения металлической составляющей в поперечном сечении металлопорошковой проволоки в первом приближении составляет 0.85. Коэффициент потерь на разбрызгивание примем - 0,9.

Проволока удовлетворяет требованиям ГОСТ 26271.

Таблица 2.1. Исходные данные для эксперимента

№ образца	Материал	Вид сварки	, мм/с	Толщина, мм	Мощность Р, кВт
1	Ст 25	ЛС	30	7	4.5
2	Ст 25	ЛС	25	7	4.5
3	Ст 25	ЛС	15	7	4.5
4	Ст 25	ГС	25	10	5
5	Ст 25	ГС	20	10	5
6	Ст 25	ГС	15	10	5

Начальная структура стали Ст 25 феррито-перлитная; химический состав 0.22C - 0.17Si - 0.5Mn - 0.25Cu - 0.08As - 0.25Ni - 0.04S - 0.35P - 0.25Cr.

1.2 Исследование микроструктуры сварных швов и ЗТВ

Шлифы для металлографических исследований вырезали поперек продольной оси выполняемых валиков. Выявление микроструктуры металла шва, основного металла и ЗТВ, проводили путем химического травления в 4-х % растворе азотной кислоты. Панорамные фотографии шлифов с увеличением 50-х представлены на рис 2.4, 2.5.

Рис. 2.4. Панорамный вид образцов выполненных лазерной сваркой

Рис. 2.5. Панорамный вид образцов выполненных гибридной сваркой

После изготовления шлифов приступили к металлографическим исследованиям для определения структуры металла шва, ЗТВ, и дальнейшему сравнительному анализу с исходным металлом. При изучении микроструктуры использовали световой микроскоп «Neophot-32».

Анализируя снимки, мы измерили ширину шва и ЗТВ. Условные обозначения характерных размеров зон образцов представлены на рис. 2.6., 2.7. Результаты анализа снимков представлены в Таблице 2.2. Снимки структур представлены на рис 2.8-2.13.

Рис. 2.6. Условные обозначения характерных размеров ЗТВ образцов

Рис. 2.7. Условные обозначения характерных размеров швов образцов

Таблица 2.2. Размеры ЗТВ и шва

№Образца	ЗТВ, мм	Шов, мм
	Низ,	Верх,	Середина,	Низ,	Верх,	Середина,
1	0.25	0.7	1.2	0.8	4	0.5
2	0.35	0.6	0.1	0.75	2.5	1
3	0.3	0.6	0.1	0.5	2.3	0.7
4	0.6	1.2	1.1	1	7	4
5	0.6	1	1.6	2.4	7	1
6	0.5	1.9	2.2	2.5	9	1.5

Микроструктурный анализ показал, что у всех образцов основной металл имеет феррито - перлитную структуру, что хорошо видно на снимках. В ЗТВ наблюдается характерный переход Феррит>Мартенсит - на снимках отчетливо наблюдаются зерна феррита и мартенсита. На границе ЗТВ - шов мы видим мартенсит, который образовался в следствии быстрого охлаждения. Металле шва состоит из бейнита. При изготовлении шлифов были допущены некоторые технологические ошибки, которые не повлияли на исследования и анализ. Так, при изготовлении шлифов №4 и 6 поверхность была недостаточно отшлифована, в результате чего на поверхности остались крупные царапины, которые можно увидеть на рис. 2.4. Также при выполнении химического травления Образца №5 была нарушена технология травления и на шлифе остались следы просочившегося воздуха. Ни одна из данных ошибок не повлияла на возможность анализа структуры металла. На снимках образцов №3,4,5 как в основном металле, так и в шве и ЗТВ, наблюдаются неметаллические включения по всей площади, которые, скорее всего связаны с низким качеством изготовления стали, и которые не влияют на возможность проведения эксперимента.

2.2.1 Измерение микротвердости структур шва и ЗТВ

Микротвердость измерялась на приборе Buehler Micromet 5103. Измерения производили в четырех точках образца (верх и низ сварного шва, переходная зона и свариваемый металл) при нагрузке 300г (HV 0.3). Проводилось по три измерения на точку. Результаты представлены в таблицах 2.3-2.8.

Таблица 2.3 Микротвердость образца №1

Место измерения	1	2	3	Среднее значение
Низ шва	334.7	320.4	338.3	331.1
Верх шва	308.2	319.3	340.7	322.7
ЗТВ	320.1	360.6	419.9	366.9
Исходный металл	132.5	124.3	138.4	131.7

Таблица 2.4 Микротвердость образца №2

Место измерения	1	2	3	Среднее значение
Низ шва	303.3	294.8	307.2	301.8
Верх шва	281.2	261.2	236.9	259.8
ЗТВ	313.6	314.0	304.7	310.8
Исходный металл	111.3	109.7	118.2	113.1

Таблица 2.5 Микротвердость образца №3

Место измерения	1	2	3	Среднее значение
Низ шва	210.1	192.0	193.2	198.4
Верх шва	201.1	217.8	225.7	214.9
ЗТВ	203.9	231.1	204.2	213.1
Исходный металл	131.0	131.5	141.2	134.6

Таблица 2.6 Микротвердость образца №4

Место измерения	1	2	3	Среднее значение
Низ шва	236.8	254.2	242.6	244.5
Верх шва	221.7	223.9	244.1	229.9
ЗТВ	260.6	255.2	265.9	260.7
Исходный металл	170.6	174.5	157.8	167.6

Таблица 2.7 Микротвердость образца №5

Место измерения	1	2	3	Среднее значение
Низ шва	222.7	234.9	217.4	225.0
Верх шва	229.8	218.0	219.8	222.5
ЗТВ	253.7	283.4	246.7	261.3
Исходный металл	173.4	163.0	160.2	165.3

Таблица 2.8 Микротвердость образца №6

Место измерения	1	2	3	Среднее значение
Низ шва	211.8	216.0	219.0	215.6
Верх шва	217.7	205.5	201.2	208.1
ЗТВ	274.1	264.7	261.7	266.8
Исходный металл	155.0	170.5	160.8	162.1

Анализ результатов микротвердости показал, что металл шва в образцах 2-6 имеет бейнитную структуру, образца 1 - мартенситную. Мартенсит образовался в следствие высокой скорости сварки (v=30 мм/с) и быстрого охлаждения. Это не приемлимо, т. к. под нагрузкой может произойти разрыв сварного соединения. После обработки данных были составлены графические зависимости микротвердости от скорости сварки, представленные на рис. 2. 14,2.15. На них отчетливо видно, как резко увеличивается микротвердость ЗТВ и шва образцов с ростом скорости лазерной сварки, по сравнению с гибридной.

Рис. 2.14. Графическая зависимость микротвердости различных зон образцов, выполненных лазерной сваркой



Рис. 2.15. Графическая зависимость микротвердости различных зон образцов, выполненных гибридной сваркой

2.2.1 Измерение твердости по Виккерсу структур шва и ЗТВ

Измерения твердости по Виккерсу производили на твердомере ZHU в пяти точках слева на право, начиная с центра шва по прямой линии с шагом 1 мм, под нагрузкой 5 кг на площадку 0.126 мкм². Результаты измерений представлены в таблице 2.9. После обработки данных была графически определено изменение твердости металла по ширине в различных зонах, представленное на рис. 2.17, 2.18.

Рис. 2.16. Положение экспериментальных точек для измерения твердости

Таблица 2.9. Результаты измерений твердости образцов по Виккерсу под нагрузкой 5 кг на площадку 0.126 мкм²

Номер образца	Твердость, HV
	Номера точек
	1	2	3	4	5
1	292.3	-	332.8	191.9	142.2
2	323.1	319.3	-	158.8	140.9
3	231.1	-	249.4	215.7	142.3
4	279.9	274.4	277.7	246.6	184.7
5	240.6	232.2	260.6	214.7	192.7
6	245.3	240.1	263.4	214.6	186.1

Рис. 2.17. Изменения твердости металла по ширине различных зон образцов, выполненных лазерной сваркой

Рис. 2.18. Изменения твердости металла по ширине различных зон образцов, выполненных гибридной сваркой

2.2.2 Сравнительный анализ полученных результатов

Сравнивая полученные данные, нужно отметить, что значения твердости различных зон образцов, выполненных лазерной сваркой, значительно отличается друг от друга, в то время как при гибридной сварке твердость изменяется плавно, без резких скачков (Рис. 2.19., 2.20).

Рис. 2.19. Сравнительный анализ изменения твердости металла шва образцов для различных видов сварки, выполненных на режимах: 1 - скорость сварки V=15 мм/с; 2 - скорость сварки V=25 мм/с; ЛС - лазерная сварка; ГС - гибридная сварка

Рис. 2.20. Сравнительный анализ изменения твердости металла ЗТВ образцов для различных видов сварки, выполненных на режимах: 1 - скорость сварки V=15 мм/с; 2 - скорость сварки V=25 мм/с; ЛС - лазерная сварка; ГС - гибридная сварка

Можно предположить, что такая стабильность изменения твердости связана с влиянием присадочного материала. На рис. 2.21., 2.22 представлено изменение твердости соединения от шва до исходного металла по экспериментальным точкам образцов.

Рис. 2.21. Изменение твердости соединения от шва до исходного металла по экспериментальным точкам 1 - 5 с шагом 1 мм (скорость сварки V = 15 мм/с; ЛС - лазерная сварка, ГС - гибридная сварка)