автореферат диссертации по обработке конструкционных материалов в машиностроении, 05.03.06, диссертация на тему:Управление формированием первичной структуры сварных швов при аргонодуговой сварке алюминиевых сплавов

?ГБ ОД

МИНИСТЕРСТВО ВЫСШЕГО И СРЕДНЕГО СПЕЦИАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ РЕСПУБЛИКИ УЗБЕКИСТАН

ТАШКЕНТСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ ИМЕНИ АБУ РАЙХАНА БЕРУНИ

На правах рркоПисы АВРАЛОВ Маъруф Махмудович

УДК 621.791. 01 : 659. 71

управление формированием

первичной структуры сварных швов

при аргонодуговой сварке

алюминиевых сплавов

Специальность 05. 03. 06 — Технология н машины сварочного производства

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Ташкент — 1994

Работа выполнена на кафедре .Технология н оборудовали е сварочного производства" Ташкентского Государственного технического университета имени Абу Райхана Беруни.

Научный руководитель — доктор технических наук,

профессор АБДУРАХМАНОВ Р. У.

Официальные оппоненты: доктор технических наук,

профессор К Ы ДЫР А ЛИЕВ С.

кандидат технических наук, доцент АЛИМОВ С. У.

Ведущее предприятие: Ташкентское авиационное

производственное объединение имени В. П. Чкалова.

о о

Защита состоится часов

«а заседании специализированною совета К 067. 07. 27в Ташкентском Государственном техническом университете имени Абу Райхана Беруни по адресу:

700095, г. Ташкент, ул. Ташкент, ул. Университетская, 2, ТашГТУ, ЦПИМ, ауд. 103.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ТашГТУ.

Автореферат разослан , 18 _" ОКТ^БР^ . 1994 г.

Отмыв просим направлять по вышеуказанному амресу на имя ученою секретаря Специализированною Совета.

Ученый секретарь саециализирооаниэго/совета

АБДУРАХИМОВ А А.

ОЕ'ЦЛЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Структура металла сварных швов, формирующаяся в ;ессе первичной кристаллизации сварочной ванны, оказывает, определя-; влияние на последующее физико-химические и физико-механические жтеристики сварных соединений, а. в конечном счете - на; эксплуата-!ные- свойства готовых сварных изделий. Поэтому изучению первичной 'ктуры и процессов, происходящих при затвердевании сварочной ванны, метод большое внимание многими отечедтвеннкми и зарубежными .иссле-юелями. Однако, ввиду значительных методических трудностей, неколе тонкие детали процесса первичной кристаллизации сварочной ванны не исследованы. Это относится Taras к процессам происходящим при ¡ердбвании сварочной ванны алюминия и его сплавов.

В последние годы все более широкое применение находит им->сно-дуговая сварка ( НДС), благодаря улучшению физикомёхаНичвсккх жтеристик сварных соединений, снижению пористости и засоренности {днкми пленами сварных швов, повышению их технологической прочей. Положительное воздействие ИДС связывают с импульсным вводом ia в сварочную ванну, благоприятными изменениями гидродинамической ?ановки в жидком металле, температурного поля й' переноса капель стродного металла. В то же время особенности формирования первичной гктуры при ИДС изучены в недостаточной мере. Нэ исследовано, в частей, влияние режимов ИДС на устойчивость фронта кристаллизации и дары структурных элементов кристаллитов. . . ..

Регулированием процесса первичной кристаллизации достигается мление первичной структуры сварных швов и соответс'твённо качества зных соединений. Улучшить первичную структуру сварных швов можно шчными способами, например электромагнитным воздействием (ЭМВ) в jecce сварки или применением флюсовых паст. Однако возможности"од-эеменного использования ЭМВ и флюсовых паст практически не изучены.

Цель работы заключалась в создании эффективных способов управле-формированием первичной структуры металла сварных швов и разработка этой основе технологических рекомендаций по улучшению сваривае-ги алюминиевых сплавов. ; . -, .....■ . • .

Для достижения поставленной цеди .-необходимцбыло решить,сле-цие гадачк:

Исследовать особенности первичной кристаллизации при аргонодуго-сварке алюминия и его сплавов в непрерывном и импульсном режимах.

Исследовать процессы формирования 'первичной структуры сварных з алюминия и его сплавов при аргонодуговой сварке с''использованием и флюсовых паст.

3. Исследовать влияние различных технологических приемов на образ вание дефектов в сварных швах и свойства сварных соединений.

4. Разработать новые способы управления формированием первичн структуры, предложить технологические рекомендации по улучшению свар ваемости алюминиевых сплавов и применить их на производстве.

Гатоды иеследот-гГ-пА в процессе проведения исследований использ вались скоростная микрокиносьемка, оптическая и электронная металло рафия, спектральный, микрорентгеноспектралъный, хромотографическ анализы, рентгенография, фраьг/ография, осциллографирование и др. Обр ботку экспериментальных результатов осуществляли с использованием те рии массовых случайных процессов и вычислительной техники.

Научная новизна:

1. Установлена закономерность упирения столбчатых кристаллитов мере удаления от поверхности сплавления как в сварных швах, так и сварных точках.

2. Выявлены особенности формирования и структура осевой груп кристаллитов (ОГК). Установлена количественная связь между размере ОГК и параметрами ре.чж-.а сварки.

3. Доказана закономерность периодического изменения устойчивое фронта кристаллизации при ИДО. При ИДС чистого алюминия возможно пер одическое чередование плоского и ячеистого фронтов кристаллизации хвостовой части сварочной ванны.

4. Сформулированы требования к первичной структуре сварных швов а? миния и его сплавов. Установлены количественные зависимости между г раметрами ЭМВ, составом флюсовых паст и первичной структурой.

Практическая цешюсть: Результаты теоретических и эксперимента; ных исследований позволили разработать:

- способ дуговой сварки алюминиевых сплавов, обеспечивающий эффект! ное измельчение первичной структуры сварных швов,

- флюс ТФА - 17 для улучшения первичной структуры и формирования ко? швов , а такжг для сокращения в них дефектов и повышения механичен характеристик сварных соединений;

- технологические рекомендации по аргонодуговой сварке алюминие] сплавов АМг2, ЛМгЗ, АМгб и 1420, обеспечивающие получение доброкачес венных сварных соединений.

Предложенные разработки внедрены на г.роизводствеЭконсмический эффек1: одном предприятии авиационной промышленности составил более 200 тыс.

Оснотшз пшкнзаюзя, вьзюсиыые на аашггу:

1. Закономерность уширения столбчатых кристаллитов при транскрист; литном росте по мере удаления от поверхности сплавления в направле] к оси шва или центру сварной точки.

Количественные зависимости мехду размерил! ОГК и параметрами ре-i сварки.

Закономерность периодического изменения устойчивости фронта ¡та.ялизацни при ЩО.

Количественные зависимости между параметрами ЗМВ, составом флгасо-паст и размерами первичных кристаллитов и их структурных элементов

Разработанные способ дуговой сварки и состав флюса, а такта поло-;лыюе влияние оказываемое кмл на структуру, свойства и формирова-швоа алюминиевых сплавов.

Апробация 1>зботы^ Основные положения и отдельные результаты ;ертационной работы докладывались и обсу.гдзлись на екегодных про-юрско-прег.одавательских конференциях и семинарах Ташкентского /дарственного технического университета (1931 - 1994г. г.), на иауч-

конференции сварщиков СНГ "Производство и надежность сварных :трукций" (Москва,январь 1993г.)» на научно-технической и практикой конференции "Технические и экологические проблемы разнит;-: Haie кой области" (Кавои, май 1993г.), на международной научно-практикой конференции "Проблемные вопросы механики и машиностроения" икент, май 1993г.).

Диссертационная работа в целом обсуждалась на научно-техническом лнаре Ташкентского государственного технического университета.

ПублакадЕта. По теме диссертации опубликовано 9 научных статей и учено 2 положительных решения по заявке изобретений.

У ебьем диссертацж*- Диссертация состоит из введения, и глаз, основных выводов и приложения. Изложена на 115 страницах инолисного текста, содержит 43 рисунков, 15 таблиц и 182 наименова-лктературных источников.

Ео введена кратко изложены основные положения диссертации.

В поркой главе проанализированы свариваемость алюминия и его авов и способы ее улучшения. Рассмотрены современные представления роцессах кристаллизации, формирования первичной структуры и образо-ия дефектов в металле сварных швов. Сформулированы цель работы и ачи исследования.

главо описаны методики проведения исследований, оценки ности результатов и математической обработки экспериментальных ных.

В третьей гдата приведены результаты исследований структуры фрон-кристаллизации, формирования столбчатых и равноосных кристаллитов; вичной структуры сварных пвев, образующейся в обычных условиях, при 1, использовании флгасовкх паст и ИДС.

В четвертой главе представлены результаты исследований особен-

ностей формирования вторичных границ, образования пор, горячих трэ] и неметаллических включений в металле сварных швов. Показано влия! различных технологических приемов на физико-химические свойства св; ных соединений.

§ пятой главе описан выбор оптимальных параметров ИДС, охарагс ризована разработанная флюсовая паста; представлен способ дуги сварки, обеспечивающий эффективное управление процессами кристалли: ции. Описаны технологические особенности сварки изделий из алюминия его сплавов.

В щяую^нии даны технологические рекомендации по примене] предложенных разработок, акты опытно-промышленных испытаний.

ОСНОВНОЕ СОДЕРШНИЕ РАБОТЫ

Получение доброкачественных сварных соединений из алюминием сплавов, в том числе при аргонодуговой сварке, представляет актуалы проблему современного производства. Недостаточно высокое качес: сварных соединений связано с формированием неудовлетворительной п< вичной структуры сварных швов и образованием в них различных дефегс (поры, оксидные включения, трещины).

Формирование первичной структуры происходит в процессе кристал. зации металла сварочной ванны. Существенный вклад в исследование п] цессов первичной кристаллизации внесли А. А. Алов, А. М. Еолдыр; В. И. Дятлов, Б. А. Мовчан, Г. Л. Петров, И. К. ПЬходня, Н. К Прохор; В. Л. Руссо, Ю. А. Стеренбоген, М. В. Шаманин, К. Витке, М. Като, Ф. 1!ацу; X. Накагава, В. Сзеидж, Т. Сэнда, Т. Фукуи и др. Однако не все вопросы < носящиеся к' первичной кристаллизации металла сварочной ванны, изуч! в полной мере. Это относится, в частности, к особенностям формирова! столбчатых кристаллитов при транскристаллитном росте, в том числе ] ОГК, особенностям роста равноосных кристаллитов, закономерностям ф мирования первичной структуры при ИДС, а также разработке эффектив] способов управления процессами первичной кристаллизации.

Первичная структура и химическая неоднородность сварных швов многом определяются структурой фронта кристаллизации. Фронт кристал. зации при затвердевании сварных швов алюминия у поверхности сплавле: имеет плоское строение. На некотором расстоянии от поверхности спл; ления плоский фронт распадается и сменяется ячеистым. Возле оси ! ячеистый фронт кристаллизации переходит в дендритный, но только 1 условии значительного содержания примесей.

Специфические условия кристаллизации сварочной еэнны благоп! ятствугог росту кристаллитов на полуоплавленных зернах основного мет;

'лк на готовой подложке с сохранением кристаллографической ориента-последних. При этом, как показали проведенные эксперименты, ячейки гндриты растут прямолинейно, что не совпадает с направлением отвода на от мелфазной поверхности. Направление распространения тепла ока-зет ориентирующее действие на направление роста вон срастания, первых и вторичных границ кристаллитов. Следовательно, структурная ектация обусловлена направлением роста границ кристаллитов и их зон зтания.

Одной из особоенностей дендритного роста является то, ось дендрн-и его ветви растут в определенных кристаллографических направленное обязательно совпадающих с направлением теплового потока. Напри, в металлах с гранецентрироваакой кубической решеткой ось дендрита падает с направлением ребра куба, являющегося осью пирамиды, обра-анной четырьмя плотно упакованными плоскостями. Эта ось может обращаться вследствие преимущественного роста дендрита на этих четырех ^костях.

Прямолинейный рост дендритов и ячеек не связан только с тем, что продолжают кристаллографическую ориентацию подплавленных зерен ос-ного металла Прямолинейный реет ячеек и дендритов характерен также столбчатых кристаллитов, не берущих начало от линии сплавления.

В структуре сварных пвов алюминия и его сплавов в обс;ем случае ко выделить две -характерные зоны: зону столбчатых кристаллитов, гущих от поверхности сплавления в напралении центра шва, и осевую any столбчатых кристаллитов. При сварке на малых погонных энергиях, ца получаются узкие швы, осевая группа кристаллитов в сварных швах ¡тствуег.

Осевая группа кристаллитов представляет собой столбчатые кристал-j внутреннего ячеистого или дендритного строения, растущее в нап-кении, совпадающем с осью сварного шва или под небольшим (в -юлько градусов) углом к оси. Характерный признак осевой группы :таллитов - их резко различающаяся направленность роста по сравне-с кристаллитами, растущими от линии сплавления.

При изменении режимов сварки, которое приводит к изменению тепло-мощности дуги, происходит изменение геометрических размеров свар-швов и соответственно ширины осевой группы столбчатых кристалли-Поэтому в качестве количественного параметра выбрали не абсолют, а относительную ширину осевой группы кристаллитов (ОГК), которую гделяли как отношение ширины ОГК к ширине шва. Проведенные исследо-■1Я показали, что относительная ширина ОГК уменьшается при увеличе-

скорости сварки. При увеличении скорости сварки происходит также -шшение ширины шва. Следовательно ширина ОГК зависит от ширины шва.

В узких сварных швах возможно появление узкой ОГК, а в широких шв соответственно - широкой ОГК. При больших скоростях сварки осев группа кристаллитов отсутствует. Вызвано это тем, что в отличие скорости сварки скорость кристаллизации металла сварного ива для кси ретных условий сварки, теплсфизических свойств и геометрических пар метров проплавляемого материала имеет верхний предел, выше которс происходит изменение схемы кристаллизации. Рост кристаллитов при эт осуществляется в направлении от линии сплавления к оси шва под угл близким к 90° со скоростями значительно меньшими скорости сварки, увеличением скорости сварки абсолютная скорость кристаллизации стол чатьгх кристаллитов повышается, а относительная (у^/у^) - снижается.

Так как средняя скорость кристаллизации ОГК, рост которой пр исходит строго по оси, равна скорости сварки, то о максимально возмо ной для данных конкретных условий сварки скорости кристаллизации мол1 судить по той скорости сварки, выше которой наблюдается подавлен роста ОГК.

Эксперименты показывают, что в широких СЕаркых швах чистых мета лов и разбавленных сплавов у зоны срастания столбчатых кристаллите растущих от линии сплавления, с осевой группой кристаллитов наблюд ется огрубление первичной структуры, сопровождающееся уширением яче или увеличением расстояния мезду осями ячеистых дендритов и дендрите В то же время кристаллиты, растувдю вдоль оси ива имеют внутрени ячеистое строение с относительно узкими ячейками. Последнее можно ой яснить, в первую очередь, тем, что скорость кристаллизации по оси с значительно превышает скорость кристаллизации кристаллитов, растув под углом к оси. Из теории затвердевания известно, что с увеличен;-: скорости кристаллизации происходит сокращение размеров структура элементов кристаллитов.

При сварке чистых металлов и малолегированных сплавов наличие С в сварных швах свидетельствует об их более высоком качестве, так к размеры структурных элементов первичных кристаллитов в осевой груг меньше таковых в смехных столбчатых кристаллитах, выросших в направг нии от линии сплавления. Разница в размерах структурных элементов пе шчнкх кристаллитов тем больше, чем шире сварной шов.

С1ирина столбчатых кристаллитов возле поверхности сплавления опр деляетея шириной подплавленннх зерен основного металла. Поэтому г уменьшении ширины подплавленннх зерен соответственно уменьшается шир на столбчатых кристаллитов.

Ширина столбчатого кристаллита при транскристаллизации по ме его роста, как считает Н. Н. Прохоров уменьшается. Однако как показа.' проведенные нами исследования, но мере удаления столбчатого кристал;

от линии сплавления и дорастающего до оси шва, в общем случае про-одит его распирение, а не утонение. Н. К Прохоров при выводе формулы одил из того, что рост кристаллитов происходит в направлении обрат-I теплоотводу ортогонально изотермам кристаллизации и что кристалли-при транскристаллизации в основном дорастают до оси шва. Если слегать этим предположениям, то выведенная им формула действительно бу~ ■ справедливой.

Однако, реально кристаллизация сварочной ванны происходит в иных ювиях. Ео-первых, рост ячеек и дендритов в сварочной Еанне происхо-; не ортогонально изотермам кристаллизации, а прямолинейно. Во-вто-с, рост столбчатых кристаллитов происходит в условиях конкуренции и Злагоприятно ориентированные столбчатые кристаллиты выклиниваются з-.бчатыми крксталлита.ми, имеющими более благоприятную ориентацию, этому до оси шва дорастают только отдельные столбчатые кристаллиты, г." число столбчатых кристаллитов у оси ива не равно числу столбчатых исталлитов у линии сплавления, а значительно меньше. В этой связи рина столбчатых кристаллитов, дорастающих до оси шва, больше, чем в чале роста у линия сплавления. Для примера в таблице (сл. стр.) приданы данные по ширине столбчатых кристаллитов у линии сплавления и зле оси шва'или возле ОГК для алюминия АД1, проплавленного на раз-чных режимах. Приведена также обработка экспериментальных результатов

Выявленная закономерность уширения столбчатых кристаллитов по ме-удаления от линии сплавления справедлива не только для сварных .ов, но и для сварных точек.

Проведенные исследования показали,что процесс кристаллизации сва-1Чной ванны при импульснодуговой сварке по сравнению со сваркой в ¡прерывном режиме имеет специфические особенности. НДС характеризуйся периодической подачей импульсов тока на непрерывно горящую мало-шерную дугу. При этом сварной шов формируется в виде накладывающихся )уг на друга сварных точек. Поэтому формирование шва при ИДС эедставляется состоящим из нескольких этапов.

При очередной подаче импульса тока происходит расплавление основ-зго металла, а также частично затвердевшей сварной точки и резко познается градиент температуры у фронта плавления. Вследствие перемеще-ля сварочной горелки еще в течение действия импульса сварочного тога вминается процесс кристаллизации сварочной ванны (точки). Этот отре-эк времени характеризуется самой высокой устойчивостью фронта ристаллизации благодаря тому, что градиент температуры высок, а ско-ость кристаллизации ограничивается скоростью сварки. Фронт крпсталли-ации при этом в технически чистых металлах, таких как АД00, АДО и

Табш

Обработка экспериментальных данных при определении относителм уширения (^о/^ ) столбчатых кристаллитов в сварных швах алюминия /

Г 1 I Наймено- | Ширина ива, ММ

1 (

| ВаНИе ) 1 1 1

| параметра | 2,5 1 2,8 | 1 | 4,0 1 5,1 5,4

I Вариация | 0,33. . . 1 1 | 1,13... 1 0,78... | 1,32... 1,63.. .

...6,87 I ...6,41 | . . .4,36 | . ..5,27 ...6,27

I Вариацион- | 1 1

I ний размах | 5,94 1 5,27 | 1 | 3,58 | 3,95 4,64

I Среднее %0, | 2,68 1 1 1 2,87 | 1,99 | 3,43 •2,92

I значение Ь«| 1 1 1 |

I Дисперсия | 1,9662 1 1 | 2,6458 | 1 1 1,004 | 1,954 1,523

I Срэднее | 1,402 1 1 1 1,627 | 1,002 | 1,397 1,234

1 квадр. откл. | 1 1 1 |

I Точность | 0,576 1 1 | 0,667 | 0,413 | 0,576 0,508

I оценки | 1 1 1 |

I Дейстштель-1 2,684- 1 1 1 2,87+- | 1,99+- I з,4за- 2,92+-

I кое значение| 0,58 1 0,67 | 1 1 0,41 | 0,Б8 0,51

I Интерваль- | 2,10. . . 1 1 I 2,20. .. | 1,58... | 2,85. . . 2,41...

I нал оценка. | 1 . 1 .. . 3,26 I ...3,54 | I 1 ...2,40 | I ...4,01 ... 3,43 г

Примечания: 1. Толщина образцов 0,8 мм.

2. Ь„ - ширина столбчатого кристаллита у оси шва

или возле ОГК.

3. Ьлс- ширина столбчатого кристаллита возле ли-

нии сплавления.

4. Количество измерений п = 25.

5. Доверительная вероятность Р3= 0,95.

6. Коэффициент Стьюдента 1Р = 2,06.

, имеет плоскую структуру, а при неблагоприятных условиях - яче-ую структуру с мелкими зубцами. Участок сварного шва, затвердевший тих условиях, обладает наименьшей химической неоднородностью. В ,рннх г.-ах сплавов АМц и АМг2 фронт кристаллизации на указанном ютке имеет ячеистое строение с малыми размерами структурных элемен-; кристаллитов. При тех же условиях в сплавах АМгЗ и АМгб фронт ¡сталлизации имеет ячеието-дендритное или дендритное строение с ма-(И размерами ячеек и наименьшим;! расстояниями между осями дендритов.

Вследствие периодического характера действия импульсов toi«., при-ÎH'J?« к периодическим подплаЕлениям затвердевшего металла, повышению щиента температуры у фронта кристаллизации, снижению скорости переценил межфазной поверхности, первичная структура сварного шва перпо-lecrai изменяется в соответствии с частотой следования импульсов то-При этом происходит либо периодическое чередование структуры фрон-кристаядизации, либо периодическое изменение размеров ' структурных ^ментов кристаллитов, либо и то, и другое.

При НДС алюминия в общем случае наблюдается периодическое чередо-яие плоского и ячеистого фронтов кристаллизации (рис.1). Протяжен-;ть участка сварного шва, затвердевающего с плоским фронтом ясталлизации, зависит от режимов сварки, геометрических параметров эплазления, чистоты металла и подчиняется закономерностям, установ-нным для сварных точек. На участке сварного шва, затвердевающем с еистым фронтом кристаллизации, изменение размеров структурных эле-нтов первичных кристаллитов аналогичны таковым в сварных точках, отяженность 32участка, затвердевавшего с ячеистым фронтом кристалли-ции зависит от шага точек S. С увеличением шага точек увеличиваете? змер S2.

В сварных швах алюминиевых сплавов АМг2, АМгб, 1201, выполненны: ;с, размеры осей ячеистых дендритов и дендритов периодически из меня-ся. Они имеют минимальную ширину у линии сплавления, а максимально, предполагаемого центра сварной точки. Так как качество сварных точе! ппе у линии сплавления, то для получения качественных сварных шво: >и импульснодуговой сварке целесообразно формировать их с частым пе 'крытием сварных точек. В последнем случае центральные участки свар IX точек не успевают образовываться и шов состоит из серии участков ■ ¡агопрпятной первичной структурой.

В широких сварных шеэх в центральной зоне формируется осева iynna кристаллитов. При сварке в непрерывном режиме при неизменны ¡ловиях проплавления ширина осеЕой группы кристаллитов постоянна. Пр ¡арке в импульсном режиме ширина осевой группы кристаллитов периоди icra изменяется в соответствии с частотой следования импульсов тока.

а

п ?1 п п Я Л 5Т Л 51

2

Рис Л. сварно!.

Закокомеоность изменения размеров структурных .элементов в шва атомшия, выполненной имиулюнодуговой сваркой

'т.н.

зваоко!-

Строение сварного ива1 выполненного импульсно-дуговой на алюминиевом сплаве 1420

V

0,3

0,2

ОД

О

О

о

■ю

\5

Ь,

Рис.3. Зависимость относительного диаметра равноосно-^топбичтп? ч в с важных точках сплава АМц от /агйитного ¡олУ№«%м*.

вании флюсов о;; композиции. £=0,8 М!Л,д _ 5,7...5,1 мм ' кошль

Шэз сплава 1420, выполненный импульснодуговой сваркой,в пределах аждого вага в общем случае состоит из двух участков: столбчатого и авноосного (рис.2). Столбчатый участок протяженностью S,формируется ъ слобиях высокого градиента тем::;ратур у межфззной поверхности, разносный участок протяженностью 32-во время паузы в условиях более низко-о градиента температуры. Протяженность равноосных участков в сварном ве сплава 1420 мокко регулировать изменением шага S. При малом иаге очек равноосный участок можт отсутствовать.

Учитывая характер формирования первичной структуры шва при ИДО, еобходимо правильно назначать сварочный ток в импульсе, время им-ульса и время паузы. При малом сварочном токе продолжительность его ействия следует увеличивать, а при большом наоборот уменьшать. Время аузы не долкно быть большим по двум причинам. Во-первых, из-за увели-:ения протяженности участка с повышенной химической неоднородностью, о-вторых, из-за того, что форма шва и на фронтальной поверхности, и .в родольном сечении приобретает язный волнообразный вид. Поэтому время ;мпульса следует задавать по продолжительности больше, чем время пау-ы. При средних скоростях сварки время импульса следует выбирать но голь'ше 0,5 с.

Проведении:- исследования показали, что первичная структура свар-:ых швов и точек на алюминии и его сплавах имеет типичное столбчатое троение. В сварных точках алюминиевых сплавов возможно образование юзле центра единивших равноосных кристаллитов размером порядка ОТ... 500 мкм.

Сварка и пропдавленпе образцов из алюминия марок А7 и АД1 с при-гекенкем модифицирующей флюсовой композиции, наносимой гак с обратной :тороны образцов, так и с лицевой стороны, и воздействием внешним'маг-!итным полем с индукцией до 20 мТл не оказывает влияния на зарождение »авноосных кристаллитов в расплаве ванны. Во всех случаях первичная :труктура сварных швов имеет столбчатое преимущественно ячеистое строение.

Структура сварных точек на алюминии А7 и АД1 от линии сплавления ! примерно до середины радиуса имеет также столбчатое ячеистое отроете. Байке к це-:тру точки при воздействия внешним магнитным полем и ^пользовании модифицирующей флюсовой композиции появляются равноосные фисталлиты дендритного строения, которые вклиниваются в основную ¡толбчату:1 ячеистую структуру с образованием столбчато-равноосной зо-ш. Размеры образующ-ися равноосных кристаллитов изменяются в пределах Ю... 170 мкм.

Первичная структура сварных швов алюминиевого сплаЕа АМц с воз-1ействием внешнего магнитного поля и использовании модифицирующей

флюсовой композиции сохраняется п>.;шей, т.е. столбчатой с ячеистым ячеисто-дендритным строением первичных кристаллитов. Следовательно t модифицирующая флюсовая композиция, ни дополнительное Еоздейств!-внешнего магнитного поля не обеспечивает зарождение равкооснь кристаллитов в расплаве сварочной ванны.

Равноосные кристаллиты могут зарождаться в сварных точках спла! АЩ в ее центральных зонах с образованием равноосно-столбчатой струг туры. С увеличением индукции' внешнего магнитного поля наблюдаете расширение равноосно-столбчатой зоны (рис.3). Размеры, образуюшихс равноосных кристаллитов в сварных точкахсплава АЫц изменяются в диаш зоне 100... 180 мкм.

Первичная структура сварного иша сплава АМг2, выполненного обычных условиях, является полностью столбчатой с внутренним яче исто-дендритным строением возле линии сплавления и ячеисто-дендритк или дендритным строением в центральных зонах шез. Огрубление первичш структуры наблюдается в центральных зонах широких сварных швов. В о1: носительно не широких швах сплава АМг2 центральная зона имеет столбч; тое ячеисто-дендритное строение. При нанесении модифицирующей флюсовс композиции на тыльную поверхность соединяемых образцов происходит ш явление * равноосных кристаллитов в центральных областях у лицевой ш верхности сварного ¡два сплава АМг2 с образованием равноосно-столбчат! зоны. Дополнительное воздействие внешним магнитным полем на зону сва] ки благоприятствует образования полностью равноосной зоны в ценграи ных областях сварного шва из сплава АМг2 .

При сварке по обычной технологии сварной шое на сплаве Alir3 kmci столбчатую структуру. Нанесение на тыльную поверхность модифицирую^ флюсовой композиции приводит к появлению по оси шва отдельных- равн! осных кристаллитов, вклиненных в общую столбчатую ячеисто-дендритн; структуру. Дополнительное воздействие внешним магнитным полем благо; риятствует расширению зоны равноосных кристаллитов по оси шва. С ув< личением индукции внешнего магнитного поля одновременно с расширен» равноосной зоны происходит сокращение размеров равноосных кристаллит! (рис. 4 а).

Более эффективное воздействие на первичную структуру сплава АЫ оказывает внешнее магнитное поле в совокупности с модифицируют флюсовой композицией на сварны> точках.

При проплавлении образцов из сплава АКгЗ в обычных условиях сварных точках возле центра наблюдаются единичные равноосные криста литы размером 320... 480 мкм. Воздействие только Енеыним магнитным п лем мало отражается на зарождении новых равноосных кристаллитов сварных точках. Кспользование только модифицирующей флюсовой композ

Рис.4. Зависимость относительной ширины (а) и относительного диаметра (б) 'равноосной зоны и среднего размера ^ равноосных кристаллитов в сварных швах и точках сплава Л.ЧгЗ от_индукции внешнего магнитного поля при использовании модифицируйте А флюсовой композиции. 5=0,8 км; 8 = Ю = 5,/...б, 1мм

ции без дополнительного электромагнитного воздействия приводит к з* чительному измельчению первичной структуры сварных точек сплава АШ Относительный диаметр равноосной зоны при этом становится рав! 0,44. .0,53, размеры равноосных кристаллитов сокращается до 100.. 15Ом!

При совместном использовании модифицирующей флюсовой композицш внешнего магнитноо поля происходит более значительное измельчение го вичной структуры сварных точек сплава АМгЗ. С увеличением индуга внешнего магнитного поля эффективность измельчения первичной структ? резко возрастает (рис. 4,6).

Первичная структура сварных швов и точек на алюминиевых сила! АМгб,1201 и 1420 имеет столбчатое дендритное строение. КспользоЕа] модифицирующей флюсовой композиции и внешнего магнитного поля I сварке этих сплавов благоприятствует измельчению первичной структу) При этом закономерности изменения первичной структуры сварных швов точек на сплавах АМг6,1201 и 1420 сохраняются такими же, как и сплавах АМг2 и АЫгЗ.

В процессе первичной кристаллизации формируются зоны сраста; первичных кристаллитов. Вторичные границы формирууются ниже фроз кристаллизации в определенном температурном интервале, протяженно! которого сокращается с уменьшением содержания примесей. При этом I новременно повышается стойкость против образования горячих трещин.

Горячие трещины в алюминиевых сплавах, где отсутствуют первич и вторичные границы (АМгб, 1420,1201 и др.), локализуются по зо: срастания первичных кристаллитов и дендритов. Горячие трещины в алю нии высокой и технической чистоты образуются по вторичным границ Для повышения стойкости алюминиевых сплавов против образования горя трещин необходимо стремиться к получению такой первичной структ сварных швов, в которой отсутствуют протяженные прямолинейные гран кристаллитов и дендритов. Последнее обеспечивается в случае наруше транскристаллитности и измельчения первичных кристаллитов, которые гут быть достигнуты,в частности, при ЭМВ и использовании флюсовых п

Среди высокопрочных алюминиевых сплавов чрезмерной склонностью образованию пор обладает сплав 1420. Пористость сварных швов сп,т 1420 связана со свойствами поверхностного слоя полуфабрикатов. Зар дение газовых пузырьков происходит в поверхностном слое при темпера ре выше 410. ..420°С в результате протекания химических реакций с об зованием метана, водорода, окиси углерода'и углекислого газа. Основ источником пор при этом является метан.

Так как химические реакции с образованием вышеуказанных газов чинавтея при температурах, когда сплав 1420 находится еще в твер состоянии, поэтому в условиях сварки газовые пузырьки заровдаютс

шерхностном слое возле корня шва на некотором удалении от границы ¡.давления в глубине металла. Под давлением образующихся газов проводит вспучивание поверхностного слоя соединения в околошовной зоне. «Л'ь газа под действием давления внутри пузырьков в некоторых местах юрыкает поверхностный слой полуфабрикатов, а часть газа перемещается направлении расплава Еанны в корневой части. При этом часть пере-;стившихся газовых пузырьков не успевают всплыть на поверхность ванны образуют поры у корня шва вдоль поверхности сплавления. Предложенный ;ханизм образования пор г.отверкдается проведенными экспериментами.

Газ, выделяющийся из свариваемых или проплавляемых в потолочном зло:«знии образцоз сплава 1420 хорошо виден в контролируемой среде ар-ша ввиде светлых шаровидных пузырьков. Светлые шаровидные пузырьки !за имеют диаметр 0,3. ..1,2 мм. Такое выделение газа происходит при Зычных условиях подготовки поверхности образцов, преимущественно из эн вдоль границы сплавления в виде фонтанов, дье струи которых нап-авлены вертикально вверх. Скорость всплывания газовых пузырьков, как жазала расшифровка данных скоростной микрокиносъемки, возрастает с зеличением диаметра пузырьков, а их плотность, вычисленная по прсоб-азованной формуле Стокса изменяется в пределах 0,07. ..0,82 г/л. Составление результатов хроматографического анализа с результатами ;,счета плотности газа позволило сделать заключение, что в состав шлыезющих газовых пузырьков, входят метан и, по всей видимости, так-з водород.

Полностью подавить пористость в сварных ивах сплава 1420 могло .■мическим фрезерованием при снятии поверхностного слоя на толщину ,23. ..0,25 мм. При этом, гак показывают результаты хроматографическо-о анализа, количество выделяющегося метана резко сокращается. С уве-ичением толщины снимаемого слоя возрастает суммарное количество выде-яющихся газов. ЭМВ при оптимальных параметрах способствует уменьшению зллчесгва и размеров пор в 2 раза. Удаление поверхностного слоя полу-абрикатов на толщину 0,04 мм при использовании флюса ТФА - 17 позво-яет полностью подавить пористость в сварных швах сплава 1420.

В алюминиевых спг\»ах склонность к застреванию торцевых оксидных лен зависит от прочности, плотности, толщины и структуры последних, аиболее толстые и прочные оксидные плены наблюдаются на поверхности люминиевомагниевых сплавов типа АМгб. Поэтому при сварке этих спла-ое, гак правило, происходит застревание торцевых поверхностных оксид-ых плен со стороны проплава с образованием несплавлений, а также еоз-ожны крупные оксидные включения в виде плен в металле сварных швов, ффективным способом борыЗы с оксидными пленами в сварных швах явля-тся использование флюсов, наносимых тонким слоем до сварки в виде

- 16 -

пасты на тыльную поверхность соединяемых кромок.

На основании проведенных исследований разработана усовершенстЕс ванная технология аргоподугошй сварки алюминиевых сплавов. Для пульсно-дуговой сварки обоснован выбор оптимальных параметров обеспе чиЕающий получение улучшенной первичной структуры с минимальной химр ческой неоднородностью и высокими физико-механическими характеристике ми сварных соединений. Разработанный флюс ТФА-17 позволяет резко улу-шить формирование первичной структуры и корня Еза,а такле сократил количество металлургических дебетов. Для эффективного управления прс цеосами кристаллизации создан способ дуговой сварки, предусматривают} совместное использование модифицирующей флюсовой композиции и ЭЬ Предложенные разработки прошли опытно-промьагленную проверку и внедрег на производстве. Экономический эффект от внедрения только на на одне предприятии авиационной промышленности составил более 200 тысяч сум.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Первичная структура и химическая неоднородность сварных швов ог ределяются в значительной мере структурой фронта кристаллизации. Фроь кристаллизации при затвердевании сварных своз алюминия у поЕерхност сплавления имеет плоское строение. На некотором расстоянии от поверх ности сплавления он распадается и сменяется ячеистым. Возле оси шв ячеистый фронт при значительном содержании примесей переходит в дещ ритный.

2. При транскристаллитном росте по мере удаления от границы сплавлб ния в направлении к оси или центру сварной точки происходит уширею столбчатых кристаллитов и соответственно сокращение плош,ади граничнь поверхностей.

3. В структуре сварных швов алюминия и его сплавов в обцеы случг мокко выделить две характерные зоны: зону столбчатых кристалла тов,растущих от поверхности сплавления в направлении центра шва, осевую группу столбчатых кристаллитов. Относительная ширина ОГК умет кается при увеличении скорости сгарки. При сварке на малых погоннь энергиях ОГК в сварных швах отсутствует. Размера структурных элементе в ОГК меньше таковых в столбчатых кристаллитах, растущих от поверя ности сплавления.

4. При импульсно-дуговой сварке вследствие периодического характер действия импульсов тока, приводящих к периодическому подплавлению sai Еердевшего металла, повышению градиента температуры у фронта Kp'ncraj лизации, снижению скорости перемещения межфазной поверхности,первична структура сварного ива периодически изменяется в соответствии с чаете

ой следования импульсов тока. При этом происходит либо периодическое ередонание структуры фронта кристаллизации, либо периодическое изме-ение размеров структурных элементов кристаллитов, либо и то и другое.

5. Повииенкую стойкость против образования горячих трещин и высокие нзико-механические характеристики сварных соединений обеспечивает ервичная структура с малыми размерами структурных элементов и в кото-ой отсутствуй протп.Уйннке прямолинейные границы кристаллитов 1: денд-'итов. Последнее обеспечивается нарушением транскг псталлитности и из-" :ельчением первичных кристаллитов.

6. Сварка алюминиевых сплавов АМг2, АМгЗ, АЫго и 1420 с применением годифицирующэй флюсовой композиции и внешнего магнитного поля с-опро-:о;«дается образовавшем зоны равноосных кристаллитов по оси газа и ¡асширением равноосной зоны в центральных участках сварных точек. С ■величением индукции внешнего магнитного поля увеличивается размеры »авноосной зоны и сокращаются размеры равноосных кристаллитов.

7. Горячие трещины в алюминиевых сплаБах типа А}<!гб, 1420 и 1201 локализуются по зонам срастания первичных кристаллитов и дендритов. Го->ячие трещины в алюминии высокой и технической чистоты образуются по коричным границам. Вторичные границы формируются в определенном тем-зературном интервале, протяженность которого сокращается с увеличением :одершния примесей. При этом одновременно повышается стойкость против ;бразования горячих трещин.

8. Предложен механизм образования пор в сварных соединениях алюминиевого сплава 1420, сущность которого заключается в зарождении газовых 1узырьков в поверхностном слое возле корня шва на некотором удалении тг границы сплавления в глубине металла в результате протекания химических реакций с выделением нетана, водорода и других газов. Предлож-1а методика определения плотности газов, выделяющихся из свариваемых и 1роплавляемых в потолочном положении образцов сплава 1420.

9. Разработаны технологические рекомендации для аргонодуговой сварки алюминиевых сплавов, включающие обоснованный гыбор оптимальных пара-'.:етров импульснодуговой сварки, применение очищающего флюса ТФА-17, зпособ дуговой сварки с использование}.! иодифицируэдэй флюсовой пасты и электромагнитного воздействия. Предложенные разработки прошли успешную эпытно-промышлекнув проверку и внедрены в производство.

Основное содержа] шэ д:юсерггац:;л галоконо в следуй?« олублгя;овазгкьЕ-( работах:

1. Абдурахманов Р. У. , Абралов Ы.!!. Формирование столбчатых кристаллитов в сварных швах алюминия и его сплавов // Узбекский журнал

"Проблемы механики". -1993. - N5,- С. 34-38.

2. Абдурахманоз Р. У. , Абралов М. М. Особенности формирования первично? структуры сварных швов алюминия и его сплавов при импульснодутово;" сварке // Доклады АН РУз. - 1993 - N8,- С. 21-23.

3. Абралов М. М. О горячих трецкнах в металле сварных швов // Тезксь

• докладов международной научно-практической конференции "Проблгешьк

вопросы механики и машиностроения". - Ташкент: Олн, 1933. - С. 293.

4. Абдурахмакоз Р. У. , Абралов М. М. О причинах несплавлений к засоренности сварных швов оксидными плена;,'.и // Тезисы докладов международной научно-практической конференции "Проблемные вопросы механики и машиностроения". - Ташкент: Зан, 1993. - 0.297-293.

5. Абдурахмзгюв Р. У. , Абралов И М. Особенности формирования грант кристаллитов в сварных швах // Тезисы докладов международной научно-практической конференции "Проблемные вопросы механики и машиностроения". - Ташкент: Сан, 1393. - С. 299.

6. Абдурахмакоз Р. У., Абралов М. М. Нормирование сварных швов алюмини: и его сплавов при импульсно-дуговой сварке // Технические и экологические проблемы развития Еазокйской области: Тезисы докладо: конференции. - Навои, 1993. - С. 104-105.

7. Абдурахманоз Р. У., Абдурахимов А. А. , Абралов К'. М. Механизм образо вания подповерхностных пор в сварных соединениях алюминиевог сплава 1420. // Производство и надежность сварных конструкций: Те зисы докладов конференции - Москва, 1993. - 0.55.

8. Абдурахманоз Р. У. , Абралов М. М. , Абдурахимов А. А. Способ дугово сварки. // Положительное решение по заявке изобретения Ы-1Щ 9300290.1 (0383 ГФ).

9. Абдурахмакоз Р. У. , Абдурахимов А. А. , Абралов М. М. , Ыахаматов С. У Флюс для сварки // Положительное решение по заявке изобретения М-1НДР 9300532.1 (2168 ГФ).

10. Абдурахманоз Р. У. , Абдурахимов А. А., Абралов Ы. 11 Методика опреде ленке плотности газа, выделяющегося при сварке алюминиевого сплав 1420. // Вестник ТашГТУ. - 1994. - N2.- С. 32-34

11. Абралов М. Л Влияние совместного воздействия флюсовых паст и вяед него магнитного поля на процесс первичной кристаллизации метал.7 сварочной ванны. // Тезисы докладов научно-теоретической и те> нической конференции профессоров, преподавателей, аспирантов и не учных работников. - Ташкент: ТашГТУ, 1994. - С. 49-50.

АЕСГ.ЗПЯ ЦОПЯЙ.'ЛЛЛППС! АРГСН-ЕЙЛЯ ПАЯВА1ЩЛАВЩА плтшлид

ЧО;{ЛЛР1ВВ01Г БИЮШНИ СТРУКГУРЛСИШ! ИЩАИН

ДБ?ЛЛОВ МАЬРУШ МАХМУДОВИЧ

Теакент Давлат Техшас Университета. - Тоикент,1994 Я.

И И Н Я Н Г Т Л Ф С И Л и

Алюминий ва унинг фтишаларини аргон ёйли пайвандлашда пайванд-ш!нинг доимий ва импульсли режимларида, хамда электромагнит таьсири :тида ва флюс иштирокида пайванд чокининг бирламчи кристалланишини шга -хослиги урганилди. Пайванд чоклари хамда пайЕанд ну^гчлара к4или-1шяда зриш юзасидан угощаемый билан устунсимон кристаллитларни кен-:1йиш ьрнунияти аш-щланди. Пайвандлаш решыи параметрлари билан марка-1й устунсимон крсталлитларининг |'лчамларк ораеидаги ми^дорий боглании шатилдп. Импульс-ейли пайвандлашда кристалланиш фронта бар^арорлиги-1нг даврий уггариши фнукияти исботланди. Алюминий ва унинг кртишмата-:да хоснл к;илнкад1'ган пайванд чокининг бирламчи структурасига куйила-¡ган асосий талаблар белгиланди. Электромагнит майдошшинг асосий па-ьметр.иари ва флюс таркиби билан бирламчи структура ораеидаги ми!-;дорий )рланиш аннк^ланди.

Алюминий кртш!;маларт!нинг пайванд чоки иаклланшшла к,айнок, дарз-ip, роваклар ва окекдли бирикмадарнкнг, хамда кристаллитлар чегарала-!нипг хосил булишкни $гзига >;ослиги ани^ланди. 1420 маркали алюминий >ткшшсиии пайвандлашда ровакларншг хосил булии механизми, хамда ме-¡лл таркибида ахрзетган газнинг зичлигини ани^лашнинг янги услуби фсатплдп. Алюминий фтишмаларини пайвандлашда пайванд чогаганнг оксид ■рикмаларини хосил булишига мойиллиги ашпу&шди.

Баяарилган илмий текширув килари асосида алюминий цотишмаларини 1лп пайвандлаа усулининг илгор технология™ ярати.лди. Импу.льс-ейли йвандднга услуби учуп кузда тутилган бирламчи структурами олишш тнь-галайдигаи оитимал параметрлар асослаб берилди. Яратилган ТФА-Г?' 1юси бирламчи структурани ва чок илдизини иакилланишкни тубдан яхши-йди, хамда чок таркибидаги металлургии ну^сонларни бартараф этишнн шминлайди. Бирламчи кристалланиш зкараенини янада хам унумли бода^ариш (ксадида шдификаторли флюс пасталар ва электромагнит таьсиридан бир-итлкда фойдаланган холда ейли пайвандлаш учун янги услуб яратилди. ислиф килингаи янгиликлар иилаб чикариига мувоффа^иятли жорий этилди.

CONTROL OF FORllATIOil THE PRIL5ARY STRUCTURE OF VELB3 Oil ARGOH-AKC WELDIliG OF ALUMINIUM ALLOYS.

AERALOY KARUF L!AffiflJDOVICH

Tashkent State Tecsimc.il University - Tasiikent, 1984.

The Work Contents.

The peculiarities of the primary crystallisation during argon-ar welding aluminium and its alloys in impulse and constant conditions and also in conditions vith the use of electromagnetic influence ar fluxes is reseached. It is established the laws of widening c columnar crystal 1 its as a result of moving off from the meltir surface as well as in welds and welding points. There are reveale pecularities of the formation and structure of central group c columnar crystal1 its. It is established numeral connection between th sizes of central group of columnar crystallits and parameters c welding conditions. It is proved the law of periodic change c steadiness of crystallisation front during impulse-arc Yielding. Ther are established nuneral dependenses between the parameters c electromagnetic influence, the composition of flux pastes and pr invar structure.

There are established the pecularities of the formation c crystallits borders; hot cracks, pores and oxide joints in metal1 c welds of aluminium alloys. It is proposed the mechanizrn of formatic pores in welding joints of alloy 1420 , as well as the method c definition of gas density, which is separated during welding of thi alloy. It is revealed the inclination of aluminium alloys to format ic oxide films in welds.

On the base of holding reseaches there was developed the improve technology of argo-arc welding of aluminium alloys. Optimum parareetei of the impulse-arc welding of aluminium alloys are given. Develop? flux paste TFA-17 alous to improve the formation of primary structui and base of welds, and to shorten the number of metallurgic defect; The. way of. arc, welding,during which used ejectrqiiegnetic influence ai flu- .¡a.stes, is created--for the^efffcct^iycj ,;.cgntrpl of crystal li sat ic pr^'.i'ises. proposed. jda«etlQp.nejKt^igefctfteEOSWt iQQsSi>»a j$ustry.

j-i-C f" to ru-v.-;