Filebar.kg

Методика анализа. Для определения содержания водорода растворенного в металле швов, приняты цилиндрические образцы, выточенные из центральной части шва по технологии. Образцы вырезают и обрабатывают одним резцом, тщательно обезжиренным в двухкратно перегнанном четыреххлористом углероде, без применения охлаждающей жидности при одинаковых режимах резания. От момента изготовления до момента загрузки в установку для анализа образцы хранят в стеклянных боксах, заполненных двухкратно перегнанным четырех- хлористым углеродом.

Выделенный при вакуумной экстракции водород представляет собой сумму водорода, извлеченного из металла образца, и водорода, образовавшегося при разложении влаги, имеющейся на его поверхности. Если через а обозначить объем водорода в см3, выделяющегося при нагреве с 1 см2 поверхности образца, то суммарный объем «поверхностного» водорода окажется равным произведению Sa, где S — площадь поверхности образца. В связи с этим для получения точного анализа желательно иметь образцы с одинаковым или близким отношением объема к поверхности и с одинаковой чистотой обработки поверхности, обеспечивающей минимальную и стабильную величину.

Наличие водорода может вызвать появление в металле дефектов — пор, микротрещин, разветвленных микропустот и т. п. Для изучения условий возникновения подобных дефектов и изыскания методов борьбы с их появлением необходимы данные о содержании водорода в металле швов, распределении его между порами и раствором.

Для сварки сплавов сложного легирования Д16, Д1, АДЗЗ, AB могут быть рекомендованы проволоки Св АК5 и Св AKL0, для сварки сплава AB — Св АК12; для сварки сплавов В92, Д2, М40 — проволоки, близкие по составу с основным металлом, с добавками модификаторов. По данным зарубежной практики, при сварке сплавов системы Al—Cu (серия 200) 2219, 2014, 2024 склонность к трещинообразованию уменьшается при применении проволоки 2319 и особенно проволоки 4043 и 4145.

Выбор средств для решения этих задач при сварке ограничивается рядом обстоятельств: В процессе сварки доли участия основного и присадочного металлов в образовании металла шва могут изменяться в широких пределах. В связи с этим применение в качестве присадочного металла проволоки, существенно отличающейся по составу, может приводить к значительным изменениям состава металла шва, а следовательно, и склонности его к горячеломкости при различных условиях сварки.

В работах ряда Исследователей приводятся технологические пробы для количественной оценки горячеломкости сплавов. Из этих проб наибольшее распространение получила кольцевая литейная проба, которая некоторыми авторами была использована для оценки склонности к образованию трещин металла шва. Показателем для оценки склонности к образованию горячих трещин является суммарная длина образующихся трещин в кольцевой отливке, залитой в кокиль, или относительная длина основной трещины. При использовании этих проб получают зависимость между количеством трещин или относительной длиной трещины и концентрацией второго компонента в сплаве.

Поскольку переход от минимального удлинения к более высокому происходит в некотором интервале температур, в определении ТИХ имеются некоторые условности. Верхней границей ТИХ теоретически можно считать точку перехода из жидко-твердого состояния в твердо-жидкое, определяемое по вертикали на температурной кривой относительного удлинения. За нижнюю границу температурного интервала хрупкости принято считать температуру, при которой оканчивается снижение относительного удлинения и начинается рост удлинения при охлаждении. Если имеется плавный переход от 6mln к более высокому удлинению, то температурой нижней границы ТИХ принимают точку конца линейного участка изменения удлинения.

В рассмотренных системах алюминиевых сплавов уже при весьма малых скоростях охлаждения (0,5—2 град!мин) наблюдается сильный сдвиг границы появления второй фазы в сторону меньших концентраций легирующего элемента (табл. 23). В системе Al—Cu включения второй фазы появляются при добавлении к алюминию всего лишь 0,1% легирующего элемента; это свидетельствует о том, что уже при сравнительно небольших скоростях охлаждения сплавы Al—Cu далеки от равновесия.

Верхний предел интегрирования отвечает началу кристаллизации, а нижний X1 — любой температуре. Решение этого уравнения возможно, если известна функциональная зависимость. В противном случае задача может быть решена эмпирически для реальной системы. малые добавки второго компонента должны приводить к окончанию кристаллизации при эвтектической температуре и появлению в сплаве неравновесной эвтектики. Количество неравновесной эвтектики можно рассчитать, пользуясь приведенным выше уравнением, приняв за нижний предел интегрирования концентрацию элемента в жидкости при эвтектической температуре, выраженную в долях единицы.

Процесс кристаллизации представляет собой переход вещества из жидкого состояния в твердое и должен сопровождаться уменьшением свободной энергии. С точки зрения термодинамики должна существовать вполне определенная температура T0, при которой чистый жидкий металл находится в равновесии с твердым металлом. При этой температуре свободные энергии или термодинамические потенциалы твердой и жидкой фаз равны. Ниже T0 (температуры кристаллизации) стабильной является твердая фаза, поскольку ее энергия меньше, а выше T0 -— жидкая фаза по тем же причинам. Уменьшение энергии системы при переходе жидкости в твердую фазу возрастает по мере понижения температуры по сравнению с T0 или увеличения переохлаждения.