СВАРКА разнородных металлов и сплавов

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ДЛИТЕЛЬНОСТИ ЭКСПЛУАТАЦИИ СВАРНЫХ ИЗДЕЛИЙ НА ИХ СВОЙСТВА

Одним из важных показателей свойств сварных соединений из разнородных металлов с различными теплофизическими свойствами является их работоспособность при изменении температурных усло-
вий. На примере нескольких сочетаний металлов (сталь — медь, алюминий — сталь, ниобий — сталь и др.) рассмотрим влияние /температуры и условий эксплуатации на их свойства.

Поведение биметалла медь — сталь при изменяющихся темпера­турах рассмотрено, например, в работе [116]. Фурмы доменных печей и конвертеров, кристаллизаторы для рафинирующих пере­плавов и непрерывной разливки металлов, детали теплообменного оборудования в процессе эксплуатации подвергаются циклическому нагреву и охлаждению. Возникающие при этом термомеханические и диффузионные процессы вызывают изменение свойств биметалла и его разрушение вследствие термической усталости. В зависимости от условий эксплуатации при изменяющихся температурах (градиент температур по сечению), а также свойств соединения разрушение биметалла может происходить как по наплавленному металлу, так и по зоне сплавления. Методикой исследования предусматривали раздельное определение сопротивления усталости при нагревах наплавленного металла и зоны сплавления, изучение изменения структуры и свойств биметалла, а также процесса его разрушения при воздействии теплосмен.

В работах [116, 117] заготовки биметалла для исследований получали путем совместного нагрева пластин из углеродистой стали и шихты, состоящей из меди и небольшого количества латуни. Время выдержки при температуре 1150 °С после расплавления шихты 30 мин. Толщина основного металла 14—30 мм, а наплавленного слоя 12—25 мм. Химический состав основного металла соответствовал составу сталей 10, 20, 30. Наплавленный металл содержал 1,2 % Fe, 0,08 % 02, 0,2 % Zn, остальные примеси — в пределах состава меди МЗр.

Для определения сопротивления усталости при нагревах напла­вленного металла из него вырезали полые образцы с наружным диаметром рабочей части 7,5 мм и внутренним — 6 мм. Образцы испытывали по следующему термическому циклу: нагрев (током) до максимальной температуры, затем охлаждение (на воздухе) до 100 °С. Максимальную температуру цикла варьировали в пределах 325—450 °С.

В состоянии после наплавки медь имела крупнозернистую литую структуру с равноосным зерном размером до 1,3 мм. В наплавлен­ном металле встречались включения легированного медью железа (a-фазы). Плотность распределения включений непосредственно у ли­нии сплавления была выше, чем в объеме наплавленного металла. По всей линии сплавления отмечалось проникновение меди в железо по границам зерен (в виде клиньев) на глубину до 60 мкм, в отдель­ных местах наблюдался отрыв зерен стали по границам и попадание их в наплавленный металл, а со стороны стали — мелкозернистая структура основного металла со слабыми следами перегрева.

Методами количественной металлографии вблизи линии сплавле­ния обнаружено значительное увеличение содержания углерода. Неоднородность по углероду образовалась за счет его диффузии из растворенного медью слоя стали в поверхностные слои основного

8 В. Р. Рябов и др.

Рис. 88. Зависимость числа циклов до разрушения образцов из наплав­ленной меди от температуры

металла. Результаты ис­пытаний наплавленного металла представлены на рис. 88. В полулогарифми­ческой системе координат зависимость имеет харак­терный для этого вида испытаний линейный ха­рактер. Металлографиче­ские исследования пока­зали, что в диапазоне максимальных температур нагрева 400—450 °С происходит уско­ренное разрушение наплавленного металла, число циклов на­грев — охлаждение до появления трещин весьма небольшое и измеряется только сотнями. При температуре ниже 350 °С стойкость наплавленного металла до появления трещин составляет уже тысячи теплосмен. Разрушение образцов при максимальной температуре цикла (325—350 °С) от усталости при нагревах начиналось с по­верхности у выхода на нее полос скольжения, причем трещины распространялись преимущественно по телу зерна. При температуре выше 350 °С наблюдался смешанный характер разрушения, т. е. трещины распространялись как по границам, так и по телу зерна.

Средняя концентрация железа в меди после завершения распада пересыщенного раствора в результате термоциклирования пони­жается с 1,2 до 0,8 %. Влияние содержания железа на термостой­кость изучено в работе [117]. Повышение содержания железа в ме­талле шва увеличивает число циклов до разрушения образцов, причем это особенно заметно при максимальных температурах цикла (выше 450 °С). Пластическая деформация меди вблизи линии сплавления ускоряет процесс распада твердого раствора железа в меди. Формирование состава наплавленного металла вблизи линии сплавления в основном завершается после 70—120 циклов (Гтах = = 325-ь450 °С соответственно).

В результате выпадения a-фазы несколько понижается микро­твердость наплавленного металла. После большого числа циклов (1000—1500) у линии сплавления наблюдаются провалы значений микротвердости, связанные с попаданием индентора в месте раз­рыхления структуры металла, предшествующие образованию тре­щин. Распад пересыщенного твердого раствора, появление новых включений a-фазы и следов пластической деформации в меди вблизи линии сплавления несколько отражаются на результатах испытаний наплавленных образцов на срез по линии сплавления. На основе определения средних статистических значений при погрешности оценки 3,3 % построены зависимости, приведенные на рис. 89.

Термоциклирование биметалла медь — сталь вызывает повыше­ние сопротивления срезу в результате упрочняющего воздействия

выделений железа вблизи линии сплавления. Повышение макси­мальной температуры цикла выше 400 °С приводит к ускоренному разрушению медного слоя вследствие появления трещин на поверх­ности или у линии сплавления [116]. Эксплуатация соединений меди со сталыо при изменяющихся температурах вызывает помимо рас­пада пересыщенного твердого раствора железа в меди уменьшение его электросопротивления и снижение твердости медной матрицы.

Об эффекте последующего нагрева, сопротивлении усталости при нагревах и тепловом ударе соединений алюминий — сталь известно крайне мало. По данным работы [136], стальные подшип­ники с алюминиевым рабочим слоем и цилиндры авиадвигателей с алюминиевыми ребрами работают несколько лет без каких-либо недостатков. Обычно в случае нагрева сварного шва таких разнород­ных металлов в результате ускорения взаимной диффузии интер - металлический слой растет еще более интенсивно, чем при сварке. В результате нагрева стали и алюминия и изменения объемов кон­тактирующих металлов, по-видимому, снижаются механические свой­ства участка шва сварного соединения. С целью уточнения этих предположений механические свойства шва изучали при непре­рывном подогреве испытуемых образцов при температурах 150, 250 и 350 °С в течение 15 сут. При этом исследовали качество сварного шва между алюминием АД1, сплавами АМц, АМгб и. низкоуглеро­дистой и среднеуглеродистой листовой сталью с цинковым покры­тием, выполненного присадочной проволокой с содержанием 5 % Si. Образцы, которые нагревали до температуры 150 °С в течение 15 сут, разрушались по основному металлу — алюминию. Образцы, которые нагревали до температуры 350 °С в течение 15 сут, разрушались в граничной зоне расплавленного металла и мягкой стали. Различие механических свойств сварного шва после термообработки в зависи­мости от материала покрытия на стали, а также влияние нагрева и охлаждения на свойства биметаллического соединения сталь 12Х18Н10Т + сплав АМгб показано на рис. 90.

Для определения качества сварных швов в случае применения различных покрытий необходимо проведение испытаний с еще боль­шим временем цикла нагрева. Во всяком случае, можно считать, что применение таких швов при высокой температуре (выше +300 °С)

нецелесообразно, но возможно в температурных интервалах работы алюминия.

В работе [153] свойства соединений ниобия со сталью исследо­вали на образцах из сплава ниобий ВН2АЭ и стали 12Х18Н10Т толщиной 0,5 мм, сваренных внахлестку с отбортовкой стали по ре­жимам, вызывающим образование интерметаллической прослойки. Кратковременные высокотемпературные механические испытания проводили в камере с контролируемой атмосферой. Прочность сварных соединений при испытании на статический разрыв при нормальной температуре определялась прочностью ниобия (540— 590 МПа), при повышенных температурах (700—120Q°C) с кратко­временной выдержкой — прочностью стали (270—280 МПа). Дли­тельный нагрев (700—1300 °С) сварных соединений ниобия со сталью осуществляли в тигельной вакуумной печи при вакууме 1,33—0,133 МПа. После охлаждения образцов проводили механи­ческие испытания и металлографические исследования.

Сварное соединение ниобия со сталью работоспособно при кратко­временном нагреве до температуры 700 °С (см. рис. 15). Увеличение выдержки до 50 ч при этой температуре не снижает прочности соеди­нений. Это можно объяснить тем, что при взаимодействии ниобия со сталью на границе контакта образуется диффузионный барьер из карбида ниобия NbC, который препятствует взаимной диффузии ниобия и компонентов стали. Карбид ниобия устойчив до темпера­туры 760 °С при выдержке 9300 ч. При температурах выше 760 °С диффузионный барьер начинает растворяться и имеет место взаимная диффузия железа, никеля, хрома, ниобия с образованием хрупкой прослойки. Рост толщины интерметаллической (прослойки при тем­пературе выше 1000 °С приводит к резкому снижению механических свойств сварных соединений, что связано как с повышением хруп­кости, так и с появлением трещин в самой прослойке.

Интерметаллическая прослойка, образовавшаяся в процессе сварки ниобия со сталью, в меньшей степени снижает прочность сварных соединений, чем интерметаллическая прослойка, образо­вавшаяся в процессе нагрева. Это связано с тем, что при сварке прослойка образуется только в средней части сечения шва (в зоне максимальных температур), а при нагреве — по всей ширине шва, т. е. в зоне контакта ниобия со сталью. Выдержка сварных образцов с интерметаллической прослойкой при температуре 700 °С в течение 50 ч не приводит к растворению, ростучи ли "растрескиванию про­слойки. При температуре 1000 °С (3 ч) прослойка также не раство­ряется и не растет, но начинает растрескиваться, при температуре 1200 °С (3 ч) она полностью разрушается.

Исследование влияния нагрева на структуру, механические свой­ства и характер разрушения сварных соединений стали с ванадием показывают, что охрупчивание пластичных соединений коррозионно - стойких сталей с ванадием и его сплавами при повышенных темпе­ратурах развивается с различной интенсивностью в зависимости от температуры, времени, условий нагрева и композиции металла шва. Снижение пластичности связано с образованием в структуре шва интерметаллической о-фазы. Влияние нагрева на механические свойства и характер разрушения сварных швов стали 09Х16Н4Б с ванадием, выполненных электронно-лучевой сваркой с примене­нием присадочных материалов 000Х17Н4, 000Х35Н8 (0,007 % С) и 09Х16Н4Б (0,1 % С), рассмотрено в работе [29]. Изучены свойства швов в интервале температур от —196 до +1250 °С с содержанием 0,007—0,09 % С, 5—17 % V, до 35"% Сг и до 8 % N1.

Исследованием установлено, что увеличение содержания хрома и никеля в швах понижает температуру и сокращает время начала образования ст-фазы. Наиболее устойчивую структуру при темпе­ратурах 550—700 °С имеют швы ванадия с чистым железом. При указанных температурах в швах, выполненных присадочным мате­риалом 000X17Н4 с содержанием 0,09 % С или до 17 % V, не наблю­дается ускорения процесса образования о-фазы и снижения ударной вязкости соединений. Испытания сварных соединений на ударный изгиб показывают, что их охрупчивание связано с накоплением о-фазы, зарождающейся у границы сплавления с ванадием [30].

Исследование влияния нагрева на механические свойства и струк­туру сварных соединений стали 08Х15Н5Д2Т со сплавом V8W, выполненных автоматической аргонодуговой сваркой присадочной проволокой 08Х15Н5Д2Т при содержании в шве «0,08 % С, 6— 12 % V, 3,5—4 % Ni, 12—14 % Сг, показало, что длительные нагревы (1000 ч) в воздушной атмосфере при температурах 250—300 °С не вызывают заметных изменений в структуре, химическом составе металла шва или диффузионной прослойке на границе сплавления с ванадиевым сплавом. Указанные нагревы не оказывают влияния и на механические свойства сварных соединений. Так, при ав = 430 ч - -5-480 МПа и а = 110° в исходном состоянии после нагрева до тем­пературы 250 или 300 °С при выдержке 1000 ч указанные сварные соединении имеют о8 == 450 - f48Q МПа и а ~ 100°.

Нагрев в интервале температур 500—900 °С в вакууме 0,00133 Па вызывает снижение механических свойств сварных со­единений, обусловленное развитием диффузионных процессов на границе шва с ванадиевым сплавом. При этом охрупчивание соеди­нений развивается с различной интенсивностью в зависимости от температуры и времени. Нагрев до 600 °С при выдержке 1 ч не оказывает влияния на прочность сварного соединения, в то время как снижение пластичности наблюдается уже при нагреве выше 400 °С, а при 600 °С происходит резкое ее падение. При температурах 700 и 900 °С охрупчивание соединений происходит при продолжи­тельности нагрева, равной соответственно 30 и 5 мин.

Исследование структуры металла шва и зоны сплавления с вана­диевым сплавом показало, что с повышением температуры и времени нагрева происходит увеличение ширины диффузионной прослойки на границе сплавления и рост ее микротвердости, причем микро­твердость диффузионной прослойки неодинакова. Наибольшую мик­ротвердость имеет часть диффузионной прослойку расположенная непосредственно у границы сплавления с ванадиевым сплавом. Нагрев до температуры 500 °С в течение 1 ч повышает микротвер­дость диффузионной прослойки на границе сплавления до 3600 МПа при микротвердости металла шва 2300—3000 МПа. Увеличение про­должительности нагрева при этой температуре до 10 ч повышает микротвердость в зоне сплавления до’5000 МПа. При повышении температуры нагрева до 600 °С отмечается рост диффузионной про­слойки на границе сплавления с ванадием. Увеличение времени выдержки до 10 ч при 600 °С приводит к увеличению толщины диф­фузионной прослойки до 100 мкм с повышением микротвердости в узкой зоне, прилегающей к границе сплавления, до 7000— 8000 МПа. В диффузионной прослойке наблюдаются трещины. Нагрев до температуры 700 °С в течение 1 ч увеличивает толщину диффузионной прослойки до 100 мкм и повышает ее микротвердость до 5000 МПа. Повышение температуры нагрева до 900 °С и выдержки до 1 ч сопровождается ростом толщины диффузионной прослойки до 160 мкм и ее микротвердости до 7000 МПа, а также ростом микро­твердости металла шва. В металле шва наблюдается выделение g-фазы по границам зерен.

При нагревах в интервале температур 500—900 °С происходит значительное перераспределение концентрации ванадия, железа, хрома в металле шва у границы сплавления с ванадиевым сплавом в зоне шириной ~50—80 мкм. Содержание ванадия в диффузионной прослойке при нагреве повышается до 26—45 % при содержании его в шве 6—12 %; содержание железа снижается до 34 %, хрома — до 6 % при содержании их в шве соответственно 75 и 14 %.

Приведенные данные показывают, что сварные соединения стали 08Х15Н5Д2Т с ванадиевым сплавом V8W, выполненные аргоно­дуговой сваркой присадочной проволокой 08Х15Н5Д2Т при содер­жании в шве 0,08 % С, 6—12 % V, 12—14 % Сг и 3,5—4 % Ni, обладают устойчивой структурой и стабильными механическими свойствами при длительных нагревах (1000 ч) при температурах
250—300 °С, что подтверждает их работоспособность при указанных режимах. Повышение температуры приводит к ограничению дли­тельности работы сварных соединений.