Типы структур в шве н зоне термического влияния

Металлографические исследования проводят для определения структуры основного металла и сварных соединений аппарата. Исследуя структуру металла сварного соединения, можно установить правильность выбора режимов сварки, типа электродов, флюсов, присадочного металла и других факторов, определяющих качество сварного шва, а также выявить дефекты шва и установить причины их образования. Полный металлографический анализ должен состоять из исследования макро- и микроструктуры металла шва, зоны термического влияния и определения структуры основного металла. [c.301]

Механические свойства сталей и сплавов определяются их химическим составом, структурой и отсутствием или наличием различного типа дефектов. Вьппе бьши рассмотрены основные типы и виды дефектов, характерные для сварных соединений. В настоящем разделе остановимся на рассмотрении ряда особенностей, связанных с неоднородностью химического состава и структуры сварных соединений, которые определяют механические характеристики металла шва, зоны термического влияния, зоны сплавления и других локальных участков. При этом необходимо иметь в виду, что развитие дефектов происходит именно в данных участках, а работоспособность сварных соединений определяется комплексом сложных процессов, связанных с механическими характеристиками металла различных зон, геометрическими размерами последних, видом и условиями нагружения, типом дефекта и др. [c.13]

В результате закалки а-сплавов из р-области, как было показано выше, образуется структура мартен-ситного типа, но не являющаяся пересыщенным твердым раствором. Поэтому механические свойства сплавов, не содержащих р-стабилизаторов или содержащих их в пределах растворимости в а-фазе, изменяются незначительно (табл. 15). Указанное обстоятельство обусловливает отличную свариваемость а-сплавов, так как значение механических свойств околошовной зоны и зоны термического влияния при сварке а-сплавов остается практически на уровне значения их для основного металла. [c.56]

Таким образом, различные участки основного металла характеризуются различными максимальными температурами и различными скоростями нагрева и охлаждения, т.е. подвергаются своеобразной термообработке. Поэтому структура и свойства основного металла в различных участках сварного соединения различны. Зону основного металла, в которой под воздействием термического цикла при сварке произошли фазовые и структурные изменения, называют зоной термического влияния. Характер этих превращений и протяженность зоны термического влияния зависят от состава и теплофизических свойств свариваемого металла, способа и режима сварки, типа сварного соединения и т.п. [c.259]

Металлографический анализ позволяет установить характер структуры, величину зерна, распределение в металле серы и фосфора, наличие структурных составляющих, могущих резко снизить пластичность и вязкость металла, ширину зон термического влияния, наличие повреждений типа водородной и межкристаллитной коррозии, коррозионного растрескивания, определить оны зарождения трещины и ее характер. [c.85]

Структурные напряжения в зоне термического влияния шва при сварке закаливающихся сталей. Образование закалочной структуры мартенситного типа сопровождается объемным расширением металла, встречающим сопротивление смежных незакаленных участков. Возникающие при этом скалывающие напряжения способствуют образованию мелких трещин. Появление микротрещин объясняют также на- [c.662]

Зона термического влияния будет зависеть от квалификации сварщика, толщины свариваемого металла, типа соединения, геометрии и массы изделия, структуры, на которую оказывает влияние скорость охлаждения и нагревания, а также от размеров области, на которую распространяется это влияние. Соответственно в тех случаях, когда относительно свойств сварных соединений имеются определенные сомнения, особенно тогда, когда явно отрицательные результаты не очевидны, проводят испытания в коррозионных средах с целью определения стойкости зоны термического влияния. [c.540]

Проблемы, связанные с тепловым воздействием на металл при сварке алюминия и его сплавов. Изменение структуры и свойств металла в зоне термического влияния. При сварке технического алюминия, а также сплавов типа АМц и АМг, не подвергающихся упрочнению термической обработкой, существенных изменений в зоне термического влияния не наблюдается. Если сваривается нагартованный металл, то вследствие процесса рекристаллизации в зоне термического влияния может иметь место некоторое снижение его твердости. Прочность такого сварного соединения также снижается — на 10—20% по сравнению с прочностью основного металла (сплавы АМц и АМг). [c.385]

Если свариваемая сталь является закаливающейся при рассмотренном режиме сварки, то весь участок зоны термического влияния первого слоя шва, который при сварке второго слоя будет нагреваться выше Ас вновь после охлаждения будет закален. Для металла шва, который, как отмечалось ранее, обычно содержит меньше углерода, чем основной металл, режим дополнительного термического воздействия по кривой 1 (рис. VII. 18, б) может не приводить к закалке, а являться термической обработкой типа нормализации. В этом случае структура металла шва во всей зоне, на- [c.362]

Теплота, выделяемая при сварке, распространяется вследствие теплопроводности в основной металл. В каждой точке околошовной зоны температура вначале нарастает, достигая максимума, а затем снижается. Чем ближе эта точка расположена к границе сплавления, тем быстрее в ней происходит нагрев металла и тем выше максимальная температура нагрева. Поэтому структура и свойства основного металла в различных участках зоны термического влияния различны. Протяженность зоны термического влияния и характер структурных преврашений в ней зависят от состава и теплофизических свойств свариваемого металла, способа и режима сварки, типа сварного соединения и т.п. Основной металл — нагартованный или после отжига на снятие напряжений — претерпевает в этой зоне возврат и рекристаллизацию. Если свариваемый материал является полиморфным, т. е меняет кристаллическую решетку в зависимости от температуры, то в зоне термического влияния сварки происходят фазовые превращения. Степень развития этих превращений в каждом слое зоны зависит от максимальной температуры нагрева слоя, длительности нахождения выше температуры фазового превращения, скорости нагрева и охлаждения. [c.52]

Типы структур в шве и зоне термического влияния [c.163]

Стали типа 15Х5М относятся к числу термически стабильных. Однако при длительном воздействии высокой температуры в сварных разнородных соединениях могут образовываться переходные прослойки, обусловленные диффузионно м перераспределением в них диффузионно-подвижных Э1 с,ментов. Исследования, проведенные Н.М. Королевым во ВНИИнефтемаше, показали, что интенсификацию диффузионных процессов вызывают циклические термические напряжения, обусловленные различием температурных коэффици-ешов линейного расширения аустенитного шва и основного металла. Помимо термических напряжений действуют также напряжения, возникающие вследствие наличия закаленных участков в околошовных зонах. Мартенситная пересыщенная структура закалки всегда обладает более высокой свободной энергией, чем равновесные фазы с таким же номинальным составом, т.е. околошовные зоны термического влияния закаливающейся стали характеризуются более структурнонапряженным состоянием. Как известно, напряженное состояние металла значительно влияет на скорость диффузионных процессов и их коррозионную стойкость. [c.155]

Таким образом, структура титана, а- и а + Р-сплавов имеет после медленного охлаждения из р-области два характерных морфологических признака крупные полиэдрические зерна превращенной р-фазы, величина которых зависит от степени предшествующей деформации, температуры и длительности перегрева в р-области, и пластинчатый характер внутризеренной структуры, причем размеры пластин и фрагментов из параллельных пластин зависят только от скорости охлаждения (рис. 3). В практике изготовления машиностроительных конструкций структуры такого типа могут возникать в зоне термического влияния при сварке и газовой резке, местных прижогах, случайных перегревах и т. п. В связи с этим металлографический анализ позволяет выявлять технологические нарушения, полноту удаления газорезных кромок и т. д. Кроме того, последовательно повышая температуру закалки проб, можно достаточно точно определить температуру а + р— Р-перехода. Наконец, при входном контроле металлографический анализ позволяет установить соответствие качества полуфабриката требованиям технических условий. [c.13]

Как видно из данных табл. 6.7 и рис. 6.5 скорость охлаждения для низкоуглеродистых сталей оказывает большое влияние на их механические свойства. При повышении содержания марганца это влияние усиливается. Поэтому даже при сварке горячекатаной низкоуглеродистой стали марки СтЗкп при указанных выше условиях не исключена возможность получения в сварном соединении закалочных структур. Если сталь перед сваркой прошла термическое упрочнение - закалку, то в зоне термического влияния шва на участках рекристаллизации и старения будет наблюдаться отпуск металла, т.е. снижение его прочностных свойств. Уровень изменения этих свойств зависит от погонной энергии, типа сварного соединения и условий сварки. [c.266]

Приведенные данные показывают, что превращение б -> у в сварных швах идет сравнительно медленно. Поэтому не приходится ожидать аустенитизации структуры двухфазных сварных швов в процессе многослойной сварки. При многослойной сварке аустенитной стали Х18Н12М2Т в зоне термического влияния верхнего слоя, располагающейся в нижележащем слое, превращение б 7 успевает произойти лишь частично (рис. 41). В процессе многопроходной сварки, ввиду кратковременности нагрева нижележащего слоя до высоких температур, превращение у б также не успевает произойти. Вместе с тем, при сварке катаных аусте-нитных сталей типа 18-8, имеющих в состоянии поставки однофазную структуру, но изготовленных из слитка с двухфазным строением, сварочный термический цикл может вызвать появление высокотемпературного феррита (рис. 41, в, г). [c.135]

Наплавка электродами из сплава типа 1 (см. табл. 7.13) (слева) на сталь 28 rMoV11.28 (справа) с подогревом до 450 °С. Наплавленный слой имеет структуру аустенита с мелкодендритными выделениями по границам зерен, бейнит в Зоне термического влияния основного металла. 200 1, (16) табл. 2.4. [c.258]

Разрушение заводского продольного сварного шва отвода диаметром 720 мм, с толщиной стенки 22 мм трубопровода, соединяющего УКПГ с ОГПЗ. Отвод сооружен из трубопроводной стали типа сталь 20 и был отключен с помощью крана от газопровода, по которому транспортировался серо-водородсодержащий газ с давлением 5,5 МПа. Очаг разрушения длиной ПО мм находился в месте выпучиваШ1я кромок листа, имеющего форму полуволны синусоиды. Разрушение произошло по зоне перегрева (0,5 мм от зоны сплавления) продольного шва, расположенного в верхней части трубы. Участок излома в районе очага имеет явно выраженную кристаллическую структуру и характерный шевронный узор. Отсутствие видимой пластической деформации в зоне очага исключает возможность аварии от перегрузки. Трещина от очага разрушения распространялась по зоне термического влияния продольного шва и по основному металлу в плоскости, перпендикулярной окружным направлениям. С одной стороны остановившейся трещины наблюдалось ее ветвление. Переход сварного шва к основному металлу трубы плавный, без наплывов и подрезов. Сплошной контроль места разрушения ультразвуковым толщиномером и выборочный анализ металло- [c.19]

Металлографические исследования показывают, что микроструктура металла на раскатанных кромках — крупнозернистая (видманштеттова), имеются поры и микротрещины. По мере удаления в глубь шва структура становится все более близкой к структуре исходного металла (участок нормализации с мелким зерном), а непосредственно в зоне сварки имеется участок перекристаллизации (старые зерна феррита, между которыми расположены новые, более мелкие зерна). Образцы сварного соединения, вырезанные поперек шва, выдерживают перегиб на 180° и испытания на разрыв при напряжениях 0,85—0,95 от предела прочности исходного металла. Разрыв образцов происходит в местах концентрации напряжении в зоне термического влияния, обусловленных наличием рисок и задиров на трубе, как правило, неизбежно появляющихся в формовочном устройстве втулочного типа. Наличие таких поперечных концентраторов напряжений не приводит к снижению прочности всей трубы, так как ее разрыв происходит не от осевых, а от радиальных напряжений, в два раза превышающих осевые. [c.177]

Комбинированные железомедные электроды марок ОЗЧ-2, ОЗЧ-6 и др. довольно широко применяются в промышленности. Электроды марки ОЗЧ-2 изготовляют из медного стержня, оплетенного полосками белой жести толш,иной 0,25 мм с покрытием основного типа (мрамор, плавиковый шпат, корунд зеленый, мар-шаллит, ферромарганец, жидкое стекло). Электроды марки 034-1 состоят из медного стержня с покрытием основного типа, куда входит 50 % железного порошка. Применялись и другие комбинации пучковые электроды, состоящие из пучка стальных и медных проволок стальные стержни с оплеткой из медной проволоки и т. п. При сварке железомедными электродами получается достаточно качественный шов, состоящий из медно-стального сплава (меди 90, стали 10%), медь не соединяется с углеродом основного металла, а железо электрода насыщается углеродом и распределяется в меди в виде включений, упрочняя шов. Однако в зоне термического влияния наблюдаются закалочные структуры, а в зоне сплавления — участки от-бела. Железомедные электроды используются для заварки дефектов в необрабатываемых частях отливок, раковин, мест течи, трещин, а также для сварки разбитых частей и в комбинации с никелевыми или железоникелевыми электродами. Сварку ведут короткими валиками, иногда шов проковывают легкими ударами молотка. Режимы сварки не допускают сильного разогрева деталей, величины погонной энергии и тока пониженные. Для исправления небольших дефектов в ответственных изделиях и для наплавки последнего слоя на поверхность изделия, работающего при ударной нагрузке или на истирание, употребляют никелевые электроды с толстым покрытием марки ОЗЧ-З (стержень из проволоки, содержащей 99 % N1) и ОЗЧ-4 (стержень содержит 95 % N1). [c.246]

Итак, стабилизированные стали должны содержать достаточное по отношению к углероду количество карбидобразующего элемента (достаточная стабилизация), который должен связать углерод в специальные карбиды и этим сделать невозможным выпадение карбидов хрома. В этом случае стали ведут себя приблизительно так, как если бы они почти совсем не содержали углерода. Напомним (см. 4.1), что стабилизация стали 1Х18Н9 титаном и ниобием в соответствии с эмпирическими формулами, приведенными выше (табл. 18), в большинстве случаев полностью подавляет склонность к межкристаллитной коррозии того типа, который проявляется у нестабилизированных сталей после сварки (см., например, рис. 31). Изделия, изготовленные с применением сварки из правильно стабилизированных сталей [226, 244], оказываются и без последующего отжига стойкими к межкристаллитной коррозии в зонах, подвергшихся термическому влиянию. Однако, при более длительных выдержках в условиях критических температур и стабилизированные таким образом стали становятся также в различной мере склонными к межкристаллитной коррозии в зависимости от степени стабилизации. Действительно, ранее было установлено, что растворяющий отжиг при температуре 1150° С уже может оказать влияние на стойкость стали с более низким содержанием титана и ниобия. При этой температуре еще не может произойти значительный рост зерна, поэтому увеличение количества карбидов хрома, выделяющихся по границам зерен в зоне термического влияния сварного соединения, нельзя в этом случае объяснить только уменьшением всей поверхности границ за счет роста зерна. Точно так же гипотеза о значительной поверхностной активности углерода по отношению к хромоникелевому аусте-ниту, основанная на современных представлениях о роли поверхностных слоев кристаллов твердого раствора при термообработке поликристаллических веществ и очень хорошо описывающая распределение углерода в аустените, не объясняет процесс освобождения связанного в специальном карбиде углерода во время растворяющего отжига при высоких температурах. Чтобы в поверхностных слоях аустенитных зерен могла повыситься концентрация углерода, прежде всего должна произойти диссоциация присутствующих в структуре карбидов титана, ниобия или тантала, а для этого углерод и карбидобразующий элемент должны перейти в твердый раствор. Реально ли это с термохимической точки зрения, можно вывести [c.128]

В данном конкретном случае структура стали (наружной оболочки) состоит из 80 % мартенсита и 20 % аустенита. Наряду с указанным содержанием составляющих в структуре стальной оболочки имеются зоны, в которых концентрация мартенсита и аустенита отличается от приведенной выше. Оболочка изготовлена из трех колец, сваренных между собой кольцевыми швами с помощью аргонодуговой сварки. В сварном шве структура стали состоит из 80 % аустенита и 20 % мартенсита, а в зоне термического влияния —50 % аустенита и столько же мартенсита, а также 0,5 % карбидной фазы типа МегзСб. [c.475]

Свойства ферритных сталей в значительной степени зависят от содержания примесей внедрения - углерода и азота. При суммарном содержании этих элементов начиная с 0,02 % и вьш1е ферритные стали после высокотемпературного нагрева выше 1000 °С становятся хрупкими. Переходу в хрупкое состояние способствует склонность к росту зерен феррита начиная с 850-900 °С. Крупнозернистая структура феррита образуется во всем объеме металла после высокотемпературного нагрева и в зонах термического влияния сварных соединений. Скорость роста зерен велика. В образцах из стали типа Х17 после термической обработки, имитирующей цикл сварочного нагрева и охлаждения (нагрев до 1100 °С и выдержка 10 мин), образуется крупнозернистая структура с размерами зерен феррита [c.246]

Технология сварки низколегированных сталей должна проектироваться с учетом того обстоятельства, что при уменьшении погонной энергии и увеличении интенсивности охлаждения в металле шва и зоны термического влияния возрастает вероятность расцада аустенита с образованием закалочных структур. При это будет отмечаться снижение сопротивляемости сварных соединений образованию холодных треш,ин и хрупкому разрушению. При повышенных погонных энергиях наблюдается рост зерна аустенита и образуется грубозернистая феррито-перлитная структура видманштеттового типа с пониженной ударной вязкостью. [c.172]

Полуферритные хромистые стали (марок 1X13, Х18, Х17К2) также склонны к частичной закалке и трещинообразованию, поэтому при их сварке желателен предварительный подогрев до 200—250°. Сварка их ведется теми же способами, что и сварка хромистых сталей мартенситного класса. Применяется нормальное или слегка науглероживающее пламя. Эти стали также склонны к перегреву и росту зерна, вследствие чего их следует сваривать с максимально возможной скоростью. После сварки изделие следует охладить до 100— 150° и затем подвергнуть отпуску с нагревом в печи до установленной температуры. Стали этого типа реже дают грещины при сварке благодаря наличию в их структуре достаточно пластичной ферритной составляющей. Высоколегированные ферритные хромистые стали (марок Х17, Х28) весьма склонны к росту зерна в зоне термического влияния при длительном нагреве. Поэтому применение газовой сварки для этих сталей вообще нежелательно. [c.213]

Появление хрупких кристаллизационных прослоек обычно со структурой мартенсита может иметь место в зоне сплавления перлитной стали с аустенитным швом, обладающим малым запасом аустенитности, например типа ЭА-1. При правильном выборе сварочных материалов их протяженность мала и не сказывается в большинстве случаев отрицательно на свойствах сварного соединения. Эксплуатация при высоких температурах или термическая обработка соединения обычно приводит к смягчению их отрицательного влияния. [c.252]

Существенное влияние на образование горячих трещин в наплавленном металле, а особенно на возникновение термических и структурных напряжений, оказывает температу ра подопрева валков. Для валков из стали 45 рекомендуется температура предварительного подогрева 380—400° С. Если речь идет о наплавке валков из стали с содержанием углерода около 0,7—0,8% проволокой типа ЗХ2В8, то температура подогрева должа быть выше 450° С. Если это невозможно, то должны быть приняты меры, предотвращающие образование горячих трещин. Недостаточный подогрев основного металла валков из высокоуглеродистой стали обусловливает образование малопластичных структур в околошовной зоне сварного шва, что способствует распространению трещин от наплавленного металла на основной. Образующиеся в процессе наплавки горячие трещины являются резкими концентраторами не только термических напряжений, обусловленных самим процессом наплавки, но и рабочих напряжений, возникающих в теле валка при прокатке металла. Все это ведет к значительному снижению долговечности валка. [c.48]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...