Metod_2542

Рис. 3.2. Строение сварного шва и превращения

взоне термического влияния:

1 — подложка (малоуглеродистая сталь); 2 — зона сплавления; 3 — слой с мелкозернистой структурой; 4 — зона крупного зерна и дендритных кристаллов.

А— граница зоны неполного расплавления; А–В — участки

перегрева подложки с температурой 1100–1450 С; В–С — участки нормализации с температурой 900–1100 C; С–Д — участки неполной перекристаллизации с температурой 725–900 C

По мере удаления от зоны сплавления скорость кристаллизации уменьшается, растет зерно наплавленного металла. При относительно малой скорости охлаждения, например при кристаллизации под слоем флюса, структура сердцевины шва будет формироваться из вытянутых, древовидных кристаллов-дендритов 4.

На определенной стадии роста соседние дендриты начинают препятствовать развитию друг друга, в результате образуются зерна неправильной формы.

Процесс перехода металла из жидкого в твердое состояние сопровождается уменьшением объема, что вызывает явление усадки и образование усадочных раковин. Так как кристаллизация заканчивается в пограничной зоне между отдельными кристаллами, то здесь должны образовываться микроскопические пустоты (рыхлоты) — горячие трещины. Последние являются наиболее характерным дефектом шва. Конечная структура металла шва зависит главным образом от способа сварки, условий ее проведения, а также от химического состава материалов подложки и электрода.

В околошовной зоне под действием тепла дуги и расплавленного металла происходят существенные изменения структуры и свойств материала. Зона, в которой наблюдаются структурные превращения, называется зоной термического влияния.

103

На участке перегрева при температуре 1100–1450 °С после охлаждения в малоуглеродистой стали образуется грубоигольчатая структура (видманштетовая структура). Металл при такой структуре имеет повышенную хрупкость, поэтому на участке А–В образуются холодные трещины — один из опасных дефектов при сварке и наплавке деталей.

На участке нормализации (900–1100 °С) образуется типичная для этой операции мелкозернистая структура с высокими прочностными характеристиками.

На участке неполной перекристаллизации в зоне термического влияния происходят процессы, аналогичные тем, которые наблюдаются при нагревании доэвтектоидной стали выше точки АС1, но ниже точки АС3 диаграммы Fe – Fe3C. Поэтому структура на этом участке зоны будет типичной для указанного режима нагрева — феррит с перлитом.

При сварке и наплавке среднеуглеродистых и легированных сталей, которые способны закаливаться при условиях, характерных для охлаждения околошовной зоны, появляются участки закалки на мартенсит, неполной закалки со структурами мартенсита, феррита и перлита и участок отпуска.

В этом случае холодные трещины чаще всего наблюдаются на участках полной и неполной закалки, когда мартенситные превращения вносят в металл большие термические напряжения.

Размеры участков в зоне термического влияния для низкоуглеродистой стали, по данным [11], представлены в табл. 3.2.

Таблица 3.2

104

Из табл. 3.2 видно, что термическое влияние электрической дуги, газового пламени и наплавляемого металла на подложку достаточно велико. Это влияние зависит от вида сварки или наплавки, а также свойств свариваемых материалов, их химического состава, теплопроводности, пластичности и прочности, величины критической скорости охлаждения и других характеристик. Совместное влияние указанных и других факторов на возможность получения неразъемного соединения или наплавленного слоя определяет такое свойство материала, как свариваемость.

3.2.4. Восстановление чугунных деталей сваркой и наплавкой

Чугун является распространенным машиностроительным материалом, так как обладает комплексом положительных качеств:

высокие литейные свойства (повышенная жидкотекучесть) позволяют получать отливки сложной формы различных размеров;

чугуны, за исключением белых, хорошо обрабатываются резанием (точением, сверлением, фрезерованием и др.);

чугун обладает повышенными антифрикционными свойствами, поэтому часто применяется для изготовления деталей, работающих в условиях недостаточной смазки, например гильз цилиндров двигателей внутреннего сгорания;

чугун обладает способностью гасить колебания, возникающие в сопряжениях или сборочных единицах.

Вместе с тем чугун, прежде всего серый, относится к группе материалов, характеризующихся плохой свариваемостью, так как при сварке его возникают дефекты:

трещины;

отбел в шовной и околошовной зонах, т.е. высока склонность чугуна к образованию ледебурита;

образование структуры мартенсита в зоне термического влияния при закалке;

образование газовых пор и раковин в зоне кристаллизации

шва;

неметаллические включения в виде окислов и нитридов в зоне шва.

Трещины при сварке чугуна образуются под действием напря-

жений, появляющихся вследствие торможения усадки металла шва

105

при кристаллизации. Механизм образования трещин при сварке чугуна иной, чем механизм образования «холодных» трещин при сварке закаливающихся сталей. Отличие заключается в том, что трещины в нем образуются под действием не постоянных, а нарастающих напряжений, т.е. в процессе охлаждения сплава. Под действием напряжений растяжения на гранях пластинок графитовых включений, которые можно рассматривать как надрезы, создаются зоны перенапряжения материала. Релаксации не происходит, так как пластичность чугуна ничтожна. Когда значение напряжения превосходит определенную величину, происходит разрушение, т.е. зарождается трещина. Таким образом, графитные включения пластинчатого типа действуют как концентраторы напряжений.

Для возникновения трещин при сварке чугуна совершенно необязательно наличие в шве или околошовной зоне закалочных структур. Появление мартенсита лишь усугубляет опасность зарождения трещин. Таким образом, фазовые превращения при охлаждении сплава в шовной и околошовной зонах играют второстепенную роль в процессе трещинообразования.

Следовательно, определяющее влияние на образование трещин оказывает величина линейной усадки чугуна, которая зависит от химического состава сплава.

При содержании углерода в чугуне около 5 % отмечается наименьшая усадка сплава и наименьшая склонность к трещинообразованию, в структуре наблюдается большое количество розеточного эвтектического графита.

Кремний в меньшей степени снижает усадку сплава, хотя обеспечивает большую степень графитизации, увеличивает количество междендритного точечного графита, но в меньшей степени, чем углерод, увеличивает содержание розеточного графита.

На величину линейной усадки и форму графитовых включений сильное влияние оказывает скорость охлаждения. Так, при увеличении скорости охлаждения доэвтектического серого чугуна от 1 до 12 °С/с наблюдаются изменения форм графитных включений: розеточный крупный — розеточный мелкий — междендритный точечный при 10–12 °С/с. При скорости охлаждения 7–8 °С/с наблюдается появление цементита (Fe3C). Таким образом, подавление процесса трещинообразования можно осуществить снижением скорости кристаллизации и охлаждения, введением в сплав опти-

106

мального количества углерода (около 5 %), а также введением в

шовную зону высокопластичного металла, способного возбудить релаксацию, предотвратить процесс хрупкого разрушения чугуна.

Отбел чугуна — это процесс кристаллизации и охлаждения сплава с образованием структуры ледебурита — для эвтектического состава. Доэвтектические чугуны в структуре наряду с ледебуритной основой имеют такую структурную составляющую, как перлит. Заэвтектические чугуны вместе с ледебуритом имеют избыточный цементит.

Таким образом, при кристаллизации и охлаждении сплава с большой скоростью получим метастабильное состояние системы, в которой углерод находится в связанном состоянии в виде химического соединения Fe3C — цементита, т.е. углерод в свободном состоянии (в форме графита) в отбеленных чугунах отсутствует.

Цементит характеризуется высокой твердостью и хрупкостью, поэтому отбеленный чугун относится к группе труднообрабатываемых материалов.

Для предотвращения отбела необходимо создать такие условия кристаллизации, при которых процесс образования Fe3C был бы подавлен или заторможен, а процесс графитизации был ведущим.

На процесс графитизации и образование структуры чугуна первостепенное влияние оказывает скорость кристаллизации и охлаждения. При сварке эта скорость будет всегда высокой, так как объем расплавленного металла относительно небольшой, теплоотдача в металл подложки и в окружающую среду протекает интенсивно. Поэтому введение в жидкий чугун графитизирующих элементов можно рассматривать как компенсацию скорости охлаждения.

К элементам-графитизаторам следует отнести углерод С, кремний Si, никель Ni, алюминий Al и др. [8, 17].

Увеличение содержания углерода сильно влияет на структуру наплавленного слоя — увеличивается количество графитных включений в ледебуритной матрице, изменяется форма графитных включений, т.е. точечные включения графита перерастают в крупные розеточные (коагулированные) гнезда. Влияние увеличения содержания углерода на степень графитизации отражено на рис. 3.3.

107

Очень эффективно влияние кремния на процесс графитизации. При содержании Si около 4 % степень графитизации достигает 90 % (см. рис. 3.3). Si и С оказывают существенное влияние на твердость чугуна — они активно ее снижают

(рис. 3.4).

Алюминий эффективно влияет на процесс графитизации при концентрации его около 2,0–2,5 % (см. рис. 3.3). При содержании алюминия около 1,0 % графитные включения главным образом то-

чечные (дендритные), но можно встретить и включения хлопьевидного (розеточного) графита в ледебуритной основе.

Влияние никеля на процесс графитизации выражается намного слабее, чем кремния. При содержании Ni 0,5–1,0 % в структуре чугуна встречаются участки точечного (дендритного) графита и участки хлопьевидного графита в ледебуритной матрице. При содержании Ni 4 % отмечается максимальное количество дендритного графита в феррито-перлитной матрице, твердость при этом наблюдается наименьшая (см. рис. 3.4).

При содержании Ni 5,0–6,0 % основа становится мартенситной (закалка матрицы), твердость резко увеличивается.

Таким образом, наиболее сильными графитизаторами при сварке и наплавке чугуна являются углерод и кремний.

Влияние карбидообразующих элементов на процесс графитизации чугуна показано на рис. 3.5. К таким элементам можно отне-

сти Mn, Cr, Mo, W, V, Тi, Zr, Nb и др.

108

При содержании марганца в количестве 0,8–1,2 % степень графитизации не снижается, графит несколько размельчается, основа ферритная. При повышении содержания Mn степень графитизации уменьшается, как следствие, уменьшается количество графита, основа становится перлитной (можно встретить в основе участки сорбита), твердость чугуна повышается.

Следовательно, легирование чугуна марганцем полезно при его количестве 1,0–1,2 % при достаточно высоком содержании С и Si. Дальнейшее повышение концентрации Mn в сплаве не целесообразно с точки зрения графитизации.

Влияние Ti и Сr во многом похоже на влияние Mn, т.е. при содержании этих легирующих добавок до 1,0 % наблюдается измельчение эвтектического графита, что способствует повышению прочности чугуна.

Увеличение содержания этих карбидообразователей в сплаве приводит к тем же результатам, что и наличие элементовграфитизаторов, — в матрице появляются перлит, цементит.

Ванадий оказывает сильное отбеливающее влияние уже при содержании менее 1 %. Процесс графитизации подавляется полностью при концентрации этого элемента около 3 %.

Таким образом, можно предотвратить отбел чугуна полностью или в значительной мере уменьшением скорости кристаллизации и охлаждения сплава или путем легирования жидкой ванны графитизирующими элементами, в первую очередь углеродом и кремнием.

Существенно можно изменить структуру белого или отбеленного чугуна термической обработкой. Процесс графитизации его наблюдается уже при нагреве до температуры 650–750 °С. Такой графитизирующий отжиг белого чугуна следует проводить при температуре около 950 °С.

109

Наиболее интенсивно распад Fe3C происходит при температуре 1050–1100 °С. При этом необходимо помнить, что темпе-

турным интервалом между началом и концом кристаллизации, т.е. температурным интервалом между линиями ликвидуса и солидуса диаграммы состояния сплава Fe–Fe3C. Предотвратить образование такого дефекта можно путем уменьшения скорости кристаллизации, например за счет предварительного нагрева детали. Многочисленные технологические процессы сварки (наплавки) чугуна можно разделить на два вида: горячие и холодные.

Отличительной особенностью горячей сварки чугуна является предварительный нагрев детали до 650–700 °С, нагрев до более высоких температур не допускается, так как при температуре 727 °С происходят эвтектоидные превращения перлита. Нагрев деталей перед сваркой ведется для уменьшения скорости охлаждения наплавленного металла. При сварке предварительно нагретой детали скорость охлаждения наплавленного металла составляет 3–4 °С/с, без подогрева она достигает 25–30 °С/с при одинаковых режимах сварки (величина тока, скорость сварки и др.), т.е. выше в 6–8 раз.

Уменьшение скорости охлаждения снижает линейную усадку металла и уровень растягивающих напряжений, создает благоприятные условия для графитизации.

Таким образом, указанный технологический прием позволяет предотвратить образование наиболее распространенных и трудноустранимых дефектов: трещин, отбелов, а также закалку чугуна.

Нагрев чугунных деталей ведется в электроили пламенных муфельных печах для предотвращения прямого контакта детали и пламени, т.е. для предотвращения интенсивного окисления.

Скорость нагрева выбирается в зависимости от содержания углерода: с увеличением содержания углерода скорость нагрева снижается.

110

мелкие пластинчатые включения графита не успевают каогулировать, т.е. не образуются крупные графитные колонии, это предотвращает разупрочнение чугуна.

После нагрева деталь помещают в термос, что позволяет уменьшить скорость охлаждения в 13–15 раз в сравнении со сваркой на открытом воздухе.

Сварка может вестись газовым или электродуговым способом. Газовая сварка предпочтительна.

Газовая сварка ведется нейтральным пламенем или с небольшим избытком ацетилена (С2Н2). Горелка должна обеспечить расход С2Н2 в объеме 100–120 л/ч на 1 мм толщины металла.

Присадочный материал — литые прутки диаметром 6–8 мм из чугуна марки А (ГОСТ 2671–70). Характерной особенностью этого чугуна является повышенное содержание графитизирую-

щих элементов: С — 3,0–3,6 %; Si — 3,0–3,5 %; Mn — 0,5–0,8 %.

При горячей сварке не следует допускать охлаждения ниже

500 °С. При необходимости делается вторичный нагрев до 650– 700 °С.

Электрическая сварка ведется чугунными электродами с обмазкой. Стержни отливают диаметром 8–25 мм.

Электроды с тонким покрытием марки ОМЧ-1 имеют стабилизирующую и графитизирующую обмазку: мел — 25 %, графит — 41 % и другие компоненты.

Сварочный ток рекомендуется принимать из расчета 50–60 А на 1 мм диаметра чугунного стержня электрода.

Сварка должна проводиться дугой, длина которой равна диаметру стержня.

111

(рис. 3.8).

Из рис. 3.8 видно, что для разрядки детали от внутренних напряжений на 50 % требуется отпуск при температуре 400–450 °С.

Выполнение высокого отпуска при 550–580 °С позволяет уменьшить внутренние напряжения почти на 80 %.

Горячая сварка обеспечивает высокое качество сварочного соединения или наплавочных работ, но это дорогой и трудоемкий процесс. Поэтому сварку и наплавку чугунных деталей без предварительного нагрева (холодную сварку) в ремонтном производстве выполняют гораздо чаще.

Сварка ведется главным образом электродуговым способом, электродами, содержащими в своем составе медь или никель. Свар-

ка может осуществляться биметаллическими (медно-стальными)

электродами марок ОЗЧ-1, ОЗЧ-2, разработанными Московским опытным электродным заводом МПС. Такие электроды содержат 80–90 % Сu и 20–10 % Fe. Электроды ОЗЧ-1 изготавливают из медного стержня с нанесением обмазки УОНИ, в которую добавлен железный порошок — около 50 % по объему.

В качестве стержня в медно-стальных электродах может использоваться низкоуглеродистая сварочная проволока Св-08, Св10Г2 с медным покрытием (обмотка проволокой или одевание медной трубки).

Медь не образует химических соединений с железом и углеродом, а также твердых растворов указанных элементов в своей кристаллической решетке, поэтому обеспечивает высокую пластичность и вязкость наплавленного металла, что позволяет гасить растягивающие напряжения при линейной усадке без образования трещин.

112