Зона термического влияния алюминия

При сварке чистого алюминия и сплавов, не упрочняемых термообработкой, в зоне теплового воздействия наблюдается лишь рост зерна и некоторое их разупрочнение, вызванное снятием нагартовки (если сплав сваривался в нагартированном состоянии). Интенсивность роста зерна и разупрочнения нагартованного сплава при сварке может изменяться в зависимости от метода сварки, режимов и величины предшествовавшей нагартовки. Практика показывает, что даже в условиях газовой сварки, отличающейся наиболее длительным нагревом металла, сварные соединения, выполненные из этих сплавов, по прочности не уступают прочности основного металла в отожженном состоянии.

Тепловая свариваемость алюминиево-магниевых сплавов с большим содержанием магния (АМг5В и АМг6), относящихся также к группе сплавов, не упрочняемых термически, осложняется повышенной чувствительностью их к нагреву и склонностью к вспучиванию в участках основного металла, непосредственно примыкающих к шву. Склонность к вспучиванию в зонах теплового воздействия возрастает с увеличением в сплавах содержания магния и длительности нагрева при сварке. Поэтому вспучивание металла в околошовных зонах наблюдается в первую очередь при сварке их газовым пламенем и в меньшей степени при дуговой сварке.

Большинство авторов работ, посвященных исследованию этого явления, приходит к выводу, что основной причиной вспучивания и образования несплошностей могут быть реакция магния с парами воды, накопление водорода в несплошностях и увеличение в них давления.

В настоящее время установлено, что вспучивание в околошовных зонах наблюдается лишь при сварке металла определенных полуфабрикатов и плавок. Вспучивание металла при нагреве вызывает молекулярный водород, заполняющий микронесплошности, образовавшиеся в процессе деформации и обжатия мелких газовых пузырьков, которые возникают при кристаллизации слитка на базе дисперсных оксидных включений, имеющихся в недостаточно тщательно рафинированном металле. В участках металла, нагревающихся до температуры, близкой к температуре плавления, в связи с его разупрочнением происходит увеличение в объеме закатанных пузырьков и вспучивание металла.

Концентрация растворенного водорода в металле промышленных слитков, отлитых непрерывным литьем, не превышает 0,15— 0,3 см3/100 г, что совпадает с расчетными данными растворимости водорода в сплаве при температурах нижней границы эффективного интервала кристаллизации. В связи с этим для контроля качества свариваемого металла необходимо в первую очередь определять в нем содержание молекулярного водорода.

Для этих целей предназначена тепловая проба МАТИ. Цилиндрический образец диаметром 15 мм, длиной 25 мм, изготовленный из контролируемого металла, нагревают в печи при температуре 580 + 5°С в течение 15 мин. После остывания из образца изготовляют шлиф. Наличие в металле образца макронесплошностей и расслоений свидетельствует о недостаточно высоком качестве металла и повышенном содержании    молекулярного   водорода.

При сварке сплавов, упрочняемых термообработкой, в зонах около шва происходят изменения, существенно снижающие свойства свариваемого металла. Замеры твердости и изучение структуры металла в зоне термического влияния сварных соединений из сплавов, упрочняемых термообработкой, позволяют обнаружить в ней участки металла с различной степенью распада твердого раствора и коагуляции  упрочнителя.

Самое опасное изменение, вызывающее в большинстве случаев резкое снижение свойств металла и образование трещин, — оплавление границ зерен. Появление жидких прослоек между зернами приводит к снижению механических свойств металла в нагретом состоянии и нередко к образованию трещин. После сварки в участках оплавления металл хрупко разрушается и прочность его снижается.
Изучение структурных изменений, протекающих в околошовных зонах при сварке промышленных сплавов сложного легирования, сопряжено с определенными трудностями в связи с наличием в сплавах большого количества фаз сложного состава.

Наиболее простой моделью для изучения процессов, протекающих в околошовных зонах при сварке, может быть двойной алюминиево-медный сплав, содержащий 4 % Сu.

При медленном охлаждении сплава, содержащего 4 % Сu, от температуры выше эвтектической концентрация меди уменьшается в соответствии с кривой растворимости (рис. 9.5). Медь, находившаяся в твердом растворе, выделяется в виде фазы СuАl2 (θ-фаза). При нормальной температуре охлажденный таким образом сплав состоит из зерен раствора меди в алюминии с концентрацией 0,1—0,2 % Си и частиц фазы СuА12, распределенных в объеме зерна и по границам зерен.


Рис. 9.5. Алюминиевый угол диаграммы состояния системы Al-Сu

При быстром охлаждении этого же сплава из области α-твердого раствора до нормальной температуры выделение фазы СuА12 можно задержать и зафиксировать медь в растворе. Если не учитывать, что в сплаве присутствуют нерастворимые фазы, образованные примесями, то после быстрого охлаждения сплав должен представлять собой однородный раствор меди в алюминии с содержанием 4 % Сu.

Пересыщенный раствор меди в алюминии неустойчив. Даже при нормальной температуре в нем протекают процессы, приводящие к повышению его прочности и снижению пластичности,— происходит старение сплава.

При естественном старении выделение второй фазы отсутствует, и пересыщенный раствор меди в алюминии сохраняется. Повышение прочности металла объясняется перемещением атомов меди на небольшие расстояния, сопровождающиеся собиранием ее на плоскостях куба (100) решетки в двумерные пластинчатые образования, названные зонами Гинье—Престона. Эта неравномерность п распределении атомов меди приводит к искажениям решетки, увеличению прочности и твердости сплава.

Нагрев сплава выше температуры 150 °С вызывает дальнейшее развитие возникших образований. Плоскости, обогащенные медью, занимают определенный порядок между соседними плоскостями алюминиевых атомов. Появление сверхструктуры рассматривается как переходная стадия к выделению из раствора упрочнителя. При нагреве до температуры выше 200 °С на базе сверхструктуры образуется промежуточная фаза θ'; ее состав соответствует фазе θ (СuАl2), а кристаллическая решетка отличается от решетки алюминия и фазы 6.

При температуре выше 300 °С образуется стабильная фаза θ. Появление метастабильной фазы θ' приводит к значительному упрочнению сплава и снижению его пластичности.

В соответствии со сказанным различают естественное старение, протекающее при нормальных температурах, и искусственное при температуре выше 150— 200 °С. Первый вид старения назван И. Н. Фрлдляндером зонным старением, а второй — фазовым.

Для понимания процессов, протекающих в околошовных зонах при сварке сплавов, упрочняемых термообработкой, важное значение имеют некоторые особенности распада пересыщенных твердых растворов. Появление частицы новой фазы другого объема сопровождается упругими искажениями решетки матрицы.

Если упругая энергия, концентрирующаяся вокруг частицы новой фазы, велика, то появление ее становится более вероятным в первую очередь на границе зерен, где имеются дефекты решетки. Этому же способствует повышенная концентрация на границах зерен растворенных атомов, имеющих атомный радиус, отличающийся от атомного радиуса растворителя.

В связи с этим при быстром нагреве пересыщенного раствора до высоких температур, характерном для условий сварки, можно ожидать появления второй фазы, в первую очередь по границе зерен.

При сварке отожженного сплава в зоне термического влияния но мере повышения максимальной температуры нагрева металла в соответствии с диаграммой состояния происходят процессы растворения выпавшего упрочнителя. Особенно заметны процессы растворения дисперсных выделений второй фазы в объеме зерна в участке металла, нагревавшемся выше температуры 350 °С. На границе этого участка наблюдается как бы просветление фона за счет исчезновения более мелких частиц упрочнителя, выделившегося по объему зерна, и повышение твердости раствора.

По мере повышения температуры нагрева более четко начинают просматриваться границы зерен в связи с укрупнением выделений упрочнителя на их границах. Этот процесс продолжается в участке металла, нагревавшемся от 500 °С до температуры плавления эвтектики (548 °С). В этом участке по мере повышения температуры нагрева наряду  с  утолщением границ зерен становится более
заметной белая полоска обедненной медью периферийной части зерна, примыкающей к выделениям второй фазы на границе раздела зерен (рис. 9.6).


Рис. 9.6. Оплавление границ зерен в участке околошовной зоны сварного соединения сплава алюминия с 4 % Сu:
1 — оплавленная граница зерна; 2 — светлая оторочка периферии зерна; 3 — участок зерна  с нормальной травимостью

На участке металла, нагревавшемся в интервале температуры между солидусом и температурой плавления эвтектики (548 °С), по границам зерен появляются жидкие прослойки, что, по-видимому, можно объяснить развитием контактного плавления между частицами упрочнителя - фазы СuАl2 - и твердым раствором. Процесс контактного плавления, сопровождающийся появлением на границе зерна жидких прослоек, приводит к обеднению медью периферийных участков зерна, примыкающих к оплавленной границе.

При сварке закаленного и искусственно состаренного сплава заметное изменение травимости зерен и более четкое выявление их границ наблюдается в участках металла, нагревавшихся в процессе сварки до температуры выше 500 °С. По-видимому, это связано с частичной коагуляцией упрочнителя, выделившегося в объеме зерна и по границам зерен. Однако согласно равновесной диаграмме состояния системы Аl—Сu (см. рис. 9.5) при температуре 500 °С вместо коагуляции выделившегося упрочнителя должно было бы произойти его дополнительное растворение.

Причина кажущегося несоответствия обнаруженных структурных изменений с равновесной диаграммой состояния состоит в следующем. Распад раствора при высоких температурах начинается с появления устойчивых зародышей второй фазы на границах зерна, их развития за счет притока атомов меди из пограничных участков зерна и затем выделения упрочнителя в объеме зерна.

Для теплового воздействия при сварке характерны быстрый нагрев металла до максимальных температур и более медленное последующее его охлаждение.

При сварке искусственно состаренного сплава в период быстрого нагрева до температуры 500 °С коагуляция упрочнителя происходить не успевает. Наоборот, начиная с температуры 500 °С и выше возможно даже частичное растворение дисперсных выделений второй фазы в объеме зерна. В процессе последующего охлаждения, начиная с температуры 500 °С и ниже, продолжается высокотемпературный распад твердого раствора, сопровождающийся образованием зародышей упрочнителя, в первую очередь по границам зерна, и их развитием за счет притока атомов меди из прилежащих периферийных участков зерен, что приводит к появлению светлых оторочек по их границам и усилению травимости основной части зерна за счет коагуляции дисперсных выделений второй фазы в объеме зерна.

По мере повышения температуры максимального нагрева увеличивается время существования металла в интервале температур 500—300 °С и создаются условия для более полного распада раствора и коагуляции выпавшего упрочнителя. Поэтому по мере приближения к шву постепенно снижается твердость металла, утолщаются границы зёрен и резче выявляются светлые оторочки на границах зерен, представляющие собой обедненный медью раствор алюминия.

В интервале температур между солидусом и температурой плавления эвтектики наблюдается оплавление границ зерен. Оплавление границ и в этом случае вызывает контактное плавление, развивающееся между частицами фазы СuАl2, выделявшимися по границам зерен, и твердым раствором меди и алюминия.

Рассмотренный выше механизм оплавления границ зерна характерен для большинства термообрабатываемых сплавов, способных подвергаться старению. В отличие от бинарного алюминиево-медного сплава, рассмотренного в качестве модели при сварке сплавов сложного легирования, меняется состав упрочняющих фаз и образующихся в результате контактного плавления эвтектик.

Приведенная выше точка зрения на причины и механизм оплавления границ зерен при сварке сплавов, упрочняемых термообработкой, не является единственной и общепринятой. Существует также мнение, что основная причина оплавления границ зерен связана с наличием в сплаве равновесной эвтектики при высокой степени легирования сплавов или неравновесной эвтектики, образующейся при кристаллизации слитка в условиях, далеких от равновесных.

Некоторые исследователи склоняются также к мысли о том, что оплавление границ зерен происходит в участке металла зоны термического влияния, нагревающегося в процессе сварки выше температуры солидуса — высокотемпературной области. Зона, обедненная упрочнителем, и оплавленная эвтектика появляются в процессе последующей неравновесной кристаллизации оплавленной границы зерна.

Опыт сварки сплавов типа дуралюминов (Д1 и Д16) показывает, что независимо от метода сварки и исходного состояния металла во всех случаях в непосредственной близости от шва наблюдается зона оплавления границ зерна. Ширина этой зоны меняется в зависимости от метода и режимов сварки. Наиболее широкая зона появляется при газовой сварке и более узкая — при автоматической дуговой.

Характер распределения эвтектики в этой зоне изменяется в зависимости от исходного состояния сплава. В сварных соединениях, полученных при дуговой сварке закаленного сплава, эвтектика располагается в виде сплошной прослойки вокруг зерен твердого раствора, в то время как в соединениях из отожженного металла в залегании эвтектики появляются несплошности.

При газовой сварке дуралюмина Д16 в закаленном состоянии трудно получить соединение без трещин. При дуговой сварке в аргоне и по флюсу прочность соединений из закаленного сплава колеблется в пределах 290-320 МПа, а при сварке в отожженном состоянии около 220 МПа.

В связи с наличием сплошной сетки оплавленной эвтектики сварные соединения из закаленного металла имеют низкую пластичность и легко разрушаются при небольшой деформации и вибрационных или динамических нагрузках. При сварке жестких узлов из закаленного металла по границе сплавления часто возникают трещины. Последующей термообработкой не удается восстановить свойства металла в этой зоне. При сварке образцов из алюминиевых сплавов типа дуралюминов с применением очень резкого охлаждения удалось значительно сократить ширину зоны с оплавленными границами зерен и повысить свойства сварных соединений. Однако применение таких скоростей охлаждения в производственных условиях трудноосуществимо.

Проблема сварки высокопрочных алюминиевых сплавов, упрочняемых термообработкой, может быть решена при условии создания специальных свариваемых сплавов этой группы. Вопросам создания свариваемых высокопрочных сплавов, упрочняемых термообработкой, уделяется много внимания. В нашей стране разработан ряд сплавов этой группы, имеющих лучшую тепловую свариваемость: ВАД1, М40 и др. Перспективны самозакаливающиеся сплавы, построенные на основе тройной системы Аl-Zn-Mg (В92Ц, АЦМ, 1915 и др.), а также сплавы на основе системы А1-Сu-Мn (типа 1201) и сплавы на основе системы Аl-Mg-Li (типа 1420).



 
 
Добавить предприятие
 


 
 
 
 
 
 
 
Тел.: (8552) 39-71-29
промышленные предприятия Условия использования материалов сайта Политика конфиденциальности
 
Создание сайта Вебцентр