Przegląd Spawalnictwa 5-6/2006

MIESIĘCZNIK NAUKOWO-TECHNICZNY

Rok założenia 1928 PLISSN 0033-2364 Index 37125 Cena 28,- zł Nr 5-6/2006

1

Redakcja „PRZEGLĄD SPAWALNICTWA”Agenda Wydawnicza SIMP

ul. Świętokrzyska 14a, 00-050 Warszawatel./fax: (0-22) 827 25 42, (0-22) 336 14 79

e-mail: [email protected]

adres do korespondencji:00-950 Warszawa 1, skr. poczt. 56

prof. dr hab. inż. Jerzy Nowacki

mgr inż. Ire na Wi śniew ska

prof. dr hab. inż. Je rzy Dziu biń ski,prof. dr hab. inż. Włodzi mierz Wal czak, prof. dr hab. inż. Wła dy sław Wło siń ski.

Piotr Warsza

inż. Barbara Akszak-Okińczyc

przewodniczącyprof. dr hab. inż. An drzej Za jąc

prof. dr hab. inż. Piotr Ada miec, doc. dr inż. Henryk Grzy bow ski, prof. dr hab. inż. An drzej Klim pel, dr inż. Le sław Kry nic ki, prof. dr hab. inż. Jerzy Nowacki, mgr inż. Andrzej Ra doń, mgr inż. Ma rek Sa per ski, dr inż. Jan Sit ko, prof. dr hab. inż. An drzej Sko ru pa, prof. dr hab. inż. Ed mund Tasak, prof. dr hab. inż. An drzejWe roń ski, mgr inż. Jan Wój cik.

dr inż. Jan Plewniak – prezes Za rzą du Głów nego Sek cji Spa wal ni czej SIMP, dr inż. Edward Do baj – prezes Za rzą du Głów ne go Pol skie go To wa rzy stwa Spa wal ni cze go.

P.P.H. ZAPOL Dmochowski, Sobczyk P.H. ZAPOL Dmochowski, Sobczyk P.H. ZSpółka Jawna, Szczecin

Nakład do 2000 egz.

Ar ty ku ły opu bli ko wa ne w „Prze glą dzie Spa wal nic twa“ są tłu ma czo ne na ję zyk an giel ski i za miesz cza ne w cza so pi śmie We lding In ter na tio nal wy da wa nym przez Wo odhe ad Pu bli shing Ltd. (Wiel ka Bry ta nia) na mo cy pod pi sa ne go po ro zu mie nia o wza jem nej współ pra cy.

Informacje o prenumeracie na str. 27

Wydawca

Zastępca redaktora naczelnego

Redaktorzy działów

Sekretarz redakcji

Współpracują

Redaktor naczelny

Nr 5-6/2006 PLISSN 0033-2364 LXXVIII

F O R U M S P A W A L N I K Ó W P O L S K I C HF O R U M S P A W A L N I K Ó W P O L S K I C H

MIESIĘCZNIK NAUKOWO-TECHNICZNY AGENDA WYDAWNICZA SIMP

rok założenia 1928dawniej

III Krajowa Konferencja

pod patronatem J. M. Rektora Politechniki Szczecińskiejprof. dr. hab. inż. Włodzimierza Kiernożyckiego

„NOWE MATERIAŁY – NOWE TECHNOLOGIEW PRZEMYŚLE OKRĘTOWYM I MASZYNOWYM”

28 maja – 1 czerwca 2006Szczecin – Międzyzdroje

ORGANIZATORZYPOLITECHNIKA SZCZECIŃSKA INSTYTUT INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

POLSKIE TOWARZYSTWO MATERIAŁOZNAWCZE

Redaktor

Rada programowa

Druk i skład

Wielce Szanowni Czytelnicy

Drodzy i Szanowni Czytelnicy

prof. dr hab. in¿. Andrzej Klimpel, dr in¿. Damian Janicki,

mgr in¿. Marcin Cyroñ

Spawanie automatyczne GTA ³ukiem pulsuj¹cym cienkich blach

ze stali austenitycznej AISI 321

prof. dr hab. in¿. Jerzy Nowacki, mgr in¿. Piotr Zaj¹c

Wp³yw wielokrotnej naprawy z³¹czy spawanych stali duplex

na ich w³aœciwoœci

mgr in¿. Marek Stankiewicz, mgr in¿. Henryk Jonderko,

mgr in¿. Dariusz Kijowski, mgr in¿. Wojciech Psonka,

prof. dr hab. in¿. Edmund Tasak

Po³¹czenia spawane rur Gr. C/6/X52 wg ASTM i API – w³asnoœci

mechaniczne

dr in¿. Jerzy Haduch

Wp³yw wybranych parametrów technologicznych metody MIG

na wielkoœæ kropli z br¹zu CuSn6 w chwili przerywania jarzenia ³uku

48. Krajowa naukowo-techniczna konferencja spawalnicza pt.

„Innowacje w Spawalnictwie”

XI Naukowo-techniczna krajowa konferencja spawalnicza pt.

„Postêp technologiczny procesów spajania”

Seminarium pt. „Spawanie materia³ów stosowanych w Energetyce”

Nowa generacja bezmiedziowych drutów spawalniczych

Zestawy ARISTOMIG do spawania zrobotyzowanego

„Wp³ywu warunków spawania na sk³onnoœæ do tworzenia pêkniêæ

zimnych przy spawaniu pod wod¹”

In¿ynier Leon Mistur – nauczyciel, wychowawca, przyjaciel

Wydawca

MIESIÊCZNIK NAUKOWO-TECHNICZNY AGENDA WYDAWNICZA SIMP

PRZEGLĄD SPAWALNICTWA 5-6/20062

4

S P I S T R E Ś C I

ARTYKUŁY

Przedmowa

6prof. dr hab. inż. Jan Pilarczyk, dr inż. Marek Banasik, mgr inż. Jerzy Dworak, dr inż. Sebastian Stano

Technologiczne zastosowania wiązki laserowej w Instytucie Spawalnictwa

11prof.dr hab. inż. Piotr Adamiec, dr inż. Janusz Adamiec

Aspekty napawania stopami Inconel 625 i 686 elementów w kotłach do spalania odpadów

15prof. dr hab. inż Andrzej Klimpel, dr inż. Jacek Górka, dr inż. Artur Czupryński

Napawanie proszkowe PTA warstw wierzchnich suwaka zasuwy urządzeń naftowych

20prof. dr hab. inż. Jerzy Pacyna, dr inż Robert Dąbrowski

Nowa stal stopowa o dużej wytrzymałości i odporności na pękanie

24dr hab. inż. Janusz Grabian, prof. AM, mgr inż. Jan Wysocki

Łączenie kompozytów AlSi9/SiC metodą TIG

28dr inż. Zbigniew Szefner

Efektywność metalurgiczna osłony gazowej łuku spawalniczego

32dr inż. Mirosław Czechowski

Badania fraktograficzne spajanych stopów Al-Mg

35dr hab. inż. Zbigniew Mirski

Znaczenie strefy reakcyjnej w połączeniach lutowanych grafitu CFC 222 ze stopem molibdenowym TZM

39dr hab. inż. Andrzej Gruszczyk, prof. Pol. Śl., dr inż. Stefan Griner

Własności połączeń spawanych i zgrzewanych stali obrobionych termomechanicznie

42dr inż. Stanisław Lalik, dr hab. inż. Grzegorz Niewielski, dr inż. Janusz Cebulski, prof nzw. Pol. Śl.

Właściwości mechaniczne złączy spawanych z żarowytrzymałej stali niskostopowej T24

46dr hab. inż. Jerzy Łabanowski, dr inż. Krzysztof Krzysztofowicz, mgr inż. Krzysztof Samson

Badania podatności na korozję naprężeniową spawanych złączy ze stali austenitycznej oraz duplex

50dr inż. Franciszek Ciura, prof. dr hab. inż. Edmund Tasak, dr inż. Beata Dubiel

Zmiany struktury i właściwości w procesie spawania stopu Fe-30Ni

53dr hab. inż. Barbara Surowska, dr inż. Dariusz Brudkiewicz

Spawanie metodą TIG-mikropuls cienkich blach ze stali austenitycznej

57dr inż. Ryszard Pakos

Wpływ czystości stopów Cu-Ni-Fe na jakość spoin wykonanych metodą TIG

60mgr inż. Robert Kolbusz

Własności SWC spiekanych materiałów konstrukcyjnych

64dr inż. Wojciech Napadłek, dr inż. Antoni Sarzyński, dr hab. inż. Jan Marczak

Analiza procesów zachodzących na stopach aluminium podczas ablacji laserowej

5Komitet Naukowy

PRZEGLĄD SPAWALNICTWA 5-6/2006 3

C O N T E N T S

4

ARTICLES

Foreword

6prof. dr hab. inż. Jan Pilarczyk, dr inż. Marek Banasik, mgr inż. Jerzy Dworak, dr inż. Sebastian Stano

Technological appl icat ions of laser beam welding and cutting at the Instytut Spawalnictwa

11prof.dr hab. inż. Piotr Adamiec, dr inż. Janusz Adamiec

Aspects of pad welding of waste incineration boiler elements with inconel 625 and 686 alloys

15prof. dr hab. inż Andrzej Klimpel, dr inż. Jacek Górka, dr inż. Artur Czupryński

PTA powder surfacing of slide blocks of gate valve of petroleum installation

20prof. dr hab. inż. Jerzy Pacyna, dr inż Robert Dąbrowski

New alloyed steel of high strength and fracture toughness designed for welding

24dr hab. inż. Janusz Grabian, prof. AM, mgr inż. Jan Wysocki

Joining of Composites AlSi9/SiC by TIG Process

28dr inż. Zbigniew Szefner

Metallurgy efficiency of gas coverage

32dr inż. Mirosław Czechowski

Fractography research of welded Al-Mg alloys

35dr hab. inż. Zbigniew Mirski

Meaning reactionary zones in brazed joints of graphite CFC 222 with molybdenum alloy TZM

39dr hab. inż. Andrzej Gruszczyk, prof. Pol. Śl., dr inż. Stefan Griner

Structure and properties of welded joints of thermomechanically controlled rolled steels

42dr inż. Stanisław Lalik, dr hab. inż. Grzegorz Niewielski, dr inż. Janusz Cebulski, prof nzw. Pol. Śl.

Mechanical properties of welded joints from creep-resistance low-alloyed T24 steel

46dr hab. inż. Jerzy Łabanowski, dr inż. Krzysztof Krzysztofowicz, mgr inż. Krzysztof Samson

Investigations of stress corrosion cracking susceptibility of dissimilar austenite and duplex welded joints

50dr inż. Franciszek Ciura, prof. dr hab. inż. Edmund Tasak, dr inż. Beata Dubiel

The changes of structure and properties during welding of Fe-30Ni alloy

53dr hab. inż. Barbara Surowska, dr inż. Dariusz Brudkiewicz

Welding of austenitic sheet by TIG-micropulse method

57dr inż. Ryszard Pakos

Effect of Cu-Ni-Fe alloy purity on weld quality in TIG technique

60mgr inż. Robert Kolbusz

Investigation of properties HAZ of sintered constructional materials

64dr inż. Wojciech Napadłek, dr inż. Antoni Sarzyński, dr hab. inż. Jan Marczak

Analysis of phenomena accompanying laser processing of aluminum alloys

5Scientific Committee


PrzedmowaZ wielką satysfakcją zapraszam Czytelników czasopisma „Przegląd Spawalnictwa” do lektury wybranych

artykułów, prezentowanych podczas III Krajowej Konferencji „Nowe Materiały – Nowe Technologie w Przemyśle Okrętowym i Maszynowym”, Szczecin – Międzyzdroje 28 maja – 1 czerwca 2006. Po raz trzeci zaszczyt zor-ganizowania Konferencji przypadł Instytutowi Inżynierii Materiałowej Politechniki Szczecińskiej we współpracy z Polskim Towarzystwem Materiałoznawczym.

Celem Konferencji jest zaprezentowanie postępu w zakresie nowych materiałów i technologii materiałowych, analiza możliwości rozwoju ich zastosowań w przemyśle okrętowym i maszynowym oraz wymiana poglądów na temat kierunków dalszych badań. Tematyka Konferencji koncentruje się na trzech aktualnych grupach zagadnień:

- struktura i właściwości tworzyw metalicznych, ceramicznych, polimerowych i kompozytów,- kształtowanie struktury i właściwości warstwy wierzchniej,- kształtowanie struktury i właściwości materiałów w wyniku procesów technologicznych: obróbki cieplnej,

obróbki plastycznej, odlewania i spajania.

W czasie Konferencji na 11 sesjach plenarnych zostanie zaprezentowanych 48 wykładów, a na 2 sesjach plakatowych zaprezentowanych będzie 150 prac. Wśród tych prac 30 referatów dotyczy aktualnych zagadnień inżynierii spajania, z których 16 opublikowano w zeszycie nr 5-6/2006 „Przeglądu Spawalnictwa”, 176 artykułów opublikowano w zeszycie nr 3/2006 czasopisma „Inżynieria Materiałowa”. Trzy referaty zostaną wygłoszone na sesjach plenarnych bez publikowania w materiałach Konferencji.

Z prawdziwą dumą i radością gościmy na Konferencji przedstawicieli wszystkich krajowych ośrodków badaw-czych specjalizujących się w wymienionej problematyce. Wyniki obrad tak licznej grupy wybitnych specjalistów z całą pewnością zainspirują dalszą aktywność naukową i aplikacyjną w obszarze inżynierii materiałowej oraz tech-nologii materiałowych. Cieszymy się z udziału w Konferencji młodych pracowników nauki, pragnących poznać aktualny stan wiedzy w obszarze nowych materiałów i technologii materiałowych oraz zaprezentować wyniki swoich badań własnych. W imieniu Komitetu Organizacyjnego pragnę serdecznie podziękować Panom Profesorom, którzy podjęli się trudu recenzowania prac prezentowanych na Konferencji.

Dziękuję Zespołowi Redakcji „Przeglądu Spawalnictwa” za przygotowanie publikacji prac III Krajowej Konferencji „Nowe Materiały – Nowe Technologie w Przemyśle Okrętowym i Maszynowym” w czasopiśmie.Dziękuję również współpracownikom z Instytutu Inżynierii Materiałowej Politechniki Szczecińskiej za wkład pracy i zaangażowanie w organizację Konferencji.

Wszystkich naszych Gości - Uczestników Konferencji - serdecznie witam i życzę owocnych obrad, nowych kontaktów naukowych oraz wielu miłych wrażeń.

W imieniu Komitetu OrganizacyjnegoJerzy Nowacki


Piotr AdamiecJan AdamczykAndrzej AmbroziakAndrzej BarbackiBogusław BorowieckiJan CwajnaMarek DanielewskiLeszek A. DobrzańskiWłodzimierz DudzińskiHenryk DyjaJanusz GrabianEdward GuzikAdam HernasMarek HetmańczykMieczysław JurczykJózef JasińskiLeopold JeziorskiJan KaziorAndrzej Klimpel

Andrzej KolasaStanisław KrólJerzy KubickiPiotr KulaTadeusz KulikKrzysztof KurzydłowskiJan KusińskiHenryk LedaJerzy Lis Adolf MaciejnyBogusław MajorAndrzej MichalskiZbigniew MirskiStanisław MituraZygmunt NitkiewiczJerzy Nowacki – przewodni-czącyJerzy PacynaBogdan Piekarski

KOMITET NAUKOWY

KOMITET ORGANIZACYJNY

Jerzy Nowacki – przewodniczący, Zbigniew Szefner – sekretarz, Wojciech Gendek, Paweł Kochmański, Adam Sajek.

Jan PilarczykWitold PrechtWojciech PrzetakiewiczKarol PrzybyłowiczFerdynand RomankiewiczZbigniew RosłaniecJan SieniawskiEdmund TasakJan TacikowskiWłodzimierz WalczakBogdan WendlerTadeusz WierzchońWaldemar WołczyńskiWładysław WłosińskiStefan WojciechowskiHenryk WoźnicaMieczysław WysieckiAndrzej ZającAndrzej Zieliński


Technologiczne zastosowania wiązki laserowej w Instytucie Spawalnictwa

Technological applications of laser beam welding and cutting at the Instytut Spawalnictwa

Instytut Spawalnictwa, Gliwice

prof. dr hab. inż. Jan Pilarczyk

dr inż. Marek Banasik

mgr inż. Jerzy Dworak

Spawanie i cięcie laserowe to nowoczesne technologie przetwórstwa materiałów, które są powszechnie stosowane w różnych dziedzinach przemysłu: maszynowym, samochodowym, precyzyjnym. Spawane i cięte są różnorodne gatunki materiałów: stale konstrukcyjne, stopy aluminium, tytan. Możliwości i zakres zastosowania spawania i cięcia laserowego najlepiej ilustruje przykład samochodu, w którym wykonuje się spoiny dachowe, wycina i spawa elementy podwozia, panele boczne i elementy drzwi, spawa elementy hamulców, zderzaków, sprzęgieł i skrzyń biegów, układu wylotowego, wycina elementy poduszek powietrznych, znakuje numerami identyfikacyjnymi, przycina tapicerkę wewnętrzną itd.

W S T Ę P

Spawanie laserowe

Spawanie laserowe umożliwia wykonywanie różnego rodzaju połączeń w dowolnej pozycji, bez użycia i z użyciem materiału dodatkowego. Specyficzne właściwości promieniowania laserowego umożliwiają bardzo silne skoncentrowanie wiązki i uzyskanie w miejscu jej oddziaływania olbrzymich gradientów temperaturowych i tym samym bardzo szybkie topienie materiału. Pozwala to uzyskać bardzo dużą prędkość spawania przy równocześnie niewielkiej ilości stopionego materiału i niewielkiej strefie oddziaływania cieplnego na materiał. W porównaniu do łukowych metod spawania, w procesie spawania laserowego obszar strefy wpływu ciepła, gdzie pojawiają się zmiany strukturalne oraz odkształcenia termiczne, jest bardzo ograniczony, a wydajność procesu jest znacznie większa. Dzięki postępowi w konstrukcji urządzeń i intensywnie prowadzonym badaniom technologicznym, spawanie laserowe znajduje obecnie zastosowanie do wykonywania konstrukcji cienkościennych metodą konkurencyjną w stosunku do spawania łukowego i zgrzewania.

Do spawania laserowego najczęściej stosuje się jedną zogniskowaną wiązkę, którą przetapia się nieukosowany styk. Stosuje się również techniki zaawansowane: spawanie hybrydowe (laser – metoda TIG, laser – metoda MIG, laser – plazma) (rys. 1) lub spawanie z podwójnym ogniskiem. Techniki zaawansowane nie wymagają dużej dokładności przygotowania styku, poprawiają wydajność spawania oraz

pozwalają elastyczniej wpływać na geometrię spoiny i zapobiegają powstawaniu karbów strukturalnych lub konstrukcyjnych w złączach.

Spawanie hybrydowe wymaga specjalistycznego stanowiska, zapewniającego precyzyjne usytuowanie obu źródeł ciepła, doboru specjalnych technik osłony gazowej jeziorka roztopionego metalu, doboru parametrów technologicznych procesu. Jednym z wariantów metody spawania hybrydowego jest wykorzystanie specjalnych głowic, w których wiązka laserowa jest otoczona koncentrycznie przez łuk elektryczny lub plazmowy.

Spawanie z podwójnym ogniskiem pozwala uzyskać poprawę jakości uzyskiwanych złączy, przy zwiększonych tolerancjach wymiarowych przygotowania elementów do spawania. Dwie plamki ogniska wiązki, położone w niewielkiej odległości od siebie, można uzyskać przez rozdzielenie wiązki promieniowania laserowego na dwie

dr inż. Sebastian Stano

STRESZCZENIE

W ostatnich latach uzyskano wiele osiągnięć w zakresie wykorzystania wiązki laserowej w procesach spawania i cięcia. W referacie przedstawiono najważniejsze z tych osiągnięć, ze szczególnym uwzględnieniem Instytutu Spawalnictwa, który ma bardzo dobre wyposażenie aparaturowe, duże doświadczenie badawcze, szereg zastosowań praktycznych i funkcjonuje jako centrum badawczo-wdrożeniowe.

Podano wyniki badań laboratoryjnych i technologicznych dla różnych przykładów spawania i cięcia laserowego zastosowanych w praktyce przemysłowej.

ABSTRACT

Within the last years, there have been several new developments in the field of laser beam welding processes. The paper presents these developments, especially those regarding the Instytut Spawalnictwa which is concentrated on the research and development but it acts as the professional „job-shop” in that field as well. Several examples of the laser welding and cutting applications have been given. Education and training support of the industrial companies in the machine-building and automotive industry when the technology transfer and implementation are needed have been presented.

prof. dr hab. in�. Jan PilarczykTechnologiczne zastosowania wi�zki laserowejw Instytucie Spawalnictwa dr in�. Marek Banasik

mgr in�. Jerzy Dworak Technological applications of laser beam welding and cutting at the Instytut Spawalnictwa

dr in�. Sebastian Stano Instytut Spawalnictwa, Gliwice

StreszczenieW ostatnich latach uzyskano wiele osi�gni�� w zakresie wykorzystania

wi�zki laserowej w procesach spawania i ci�cia. W referacie przedstawiononajwa�niejsze z tych osi�gni��, ze szczególnym uwzgl�dnieniem InstytutuSpawalnictwa, który ma bardzo dobre wyposa�enie aparaturowe, du�edo�wiadczenie badawcze, szereg zastosowa� praktycznych i funkcjonuje jakocentrum badawczo-wdro�eniowe. Podano wyniki bada� laboratoryjnych i technologicznych dla ró�nych przyk�adów spawania i ci�cia laserowegozastosowanych w praktyce przemys�owej.

AbstractWithin the last years, there have been several new developments in the field

of laser beam welding processes. The paper presents these developments,especially those regarding the Instytut Spawalnictwa which is concentrated on the research and development but it acts as the professional „job-shop” in that field as well. Several examples of the laser welding and cutting applications have been given. Education and training support of the industrial companies inthe machine-building and automotive industry when the technology transferand implementation are needed have been presented.

Spawanie i ci�cie laserowe to nowoczesne technologie przetwórstwa materia�ów, które s� powszechnie stosowane w ró�nych dziedzinachprzemys�u: maszynowym, samochodowym, precyzyjnym. Spawane i ci�te s� ró�norodne gatunki materia�ów: stale konstrukcyjne, stopyaluminium, tytan.

Mo�liwo�ci i zakres zastosowania spawania i ci�cia laserowego najlepiej ilustruje przyk�ad samochodu, w którym wykonuje si� spoinydachowe, wycina i spawa elementy podwozia, panele boczne i elementy drzwi, spawa elementy hamulców, zderzaków, sprz�gie� i skrzy�biegów, uk�adu wylotowego, wycina elementy poduszek powietrznych, znakuje numerami identyfikacyjnymi, przycina tapicerk�wewn�trzn� itd.

WST�P

Spawanie laserowe

Spawanie laserowe umo�liwia wykonywanie ró�nego rodzajupo��cze� w dowolnej pozycji, bez u�ycia i z u�yciem materia�udodatkowego. Specyficzne w�a�ciwo�ci promieniowania laserowegoumo�liwiaj� bardzo silne skoncentrowanie wi�zki i uzyskanie w miejscujej oddzia�ywania olbrzymich gradientów temperaturowych i tymsamym bardzo szybkie topienie materia�u. Pozwala to uzyska� bardzodu�� pr�dko�� spawania przy równocze�nie niewielkiej ilo�cistopionego materia�u i niewielkiej strefie oddzia�ywania cieplnego namateria�. W porównaniu do �ukowych metod spawania, w procesiespawania laserowego obszar strefy wp�ywu ciep�a, gdzie pojawiaj� si�zmiany strukturalne oraz odkszta�cenia termiczne, jest bardzoograniczony, a wydajno�� procesu jest znacznie wi�ksza. Dzi�kipost�powi w konstrukcji urz�dze� i intensywnie prowadzonymbadaniom technologicznym, spawanie laserowe znajduje obecniezastosowanie do wykonywania konstrukcji cienko�ciennych metod�konkurencyjn� w stosunku do spawania �ukowego i zgrzewania.

Do spawania laserowego najcz��ciej stosuje si� jedn� zogniskowan�wi�zk�, któr� przetapia si� nieukosowany styk. Stosuje si� równie�techniki zaawansowane: spawanie hybrydowe (laser – metoda TIG, laser – metoda MIG, laser – plazma) (rys. 1) lub spawanie z podwójnym ogniskiem. Techniki zaawansowane nie wymagaj� du�ejdok�adno�ci przygotowania styku, poprawiaj� wydajno�� spawania orazpozwalaj� elastyczniej wp�ywa� na geometri� spoiny i zapobiegaj�powstawaniu karbów strukturalnych lub konstrukcyjnych w z��czach.

Rys. 1. Schemat procesu spawaniahybrydowego:1 – wi�zka laserowa,2 – plazma i pary metalu,3 – kapilara,4 – elektroda,5 – �uk elektryczny,6 – jeziorko roztopionego metaluFig. 1. Hybrid welding process

Spawanie hybrydowe wymaga specjalistycznego stanowiska, zapewniaj�cego precyzyjne usytuowanie obu �róde� ciep�a, doboruspecjalnych technik os�ony gazowej jeziorka roztopionego metalu,doboru parametrów technologicznych procesu. Jednym z wariantówmetody spawania hybrydowego jest wykorzystanie specjalnychg�owic, w których wi�zka laserowa jest otoczona koncentrycznieprzez �uk elektryczny lub plazmowy.

Spawanie z podwójnym ogniskiem pozwala uzyska� popraw�jako�ci uzyskiwanych z��czy, przy zwi�kszonych tolerancjachwymiarowych przygotowania elementów do spawania. Dwie plamki ogniska wi�zki, po�o�one w niewielkiej odleg�o�ci od siebie, mo�nauzyska� przez rozdzielenie wi�zki promieniowania laserowego nadwie sk�adowe, stosuj�c uk�ady optyczne ze zwierciad�emogniskuj�cym o dwóch p�aszczyznach lub, w przypadku laserówNd:YAG, przez doprowadzenie �wiat�owodami do uk�aduogniskuj�cego dwóch wi�zek laserowych rozdzielonych w �ródlepromieniowania (rys. 2). Stosowane jest równie� zestawienie dwóchg�owic laserowych, co umo�liwia dodatkowo uzyskanie ró�nego k�tawej�cia wi�zki laserowej w materia�. Zastosowanie dwóch g�owiclaserowych pozwala na bardziej elastyczne zmiany odleg�o�ci mi�dzydwoma wi�zkami laserowymi, zmiany stosunku mocy oraz zmianypo�o�enia ogniska poszczególnych wi�zek laserowych.

Plamki ogniska wi�zek laserowych mog� by� u�o�one w systemietandem (jedna za drug�) lub jedna obok drugiej, prostopadle lub podk�tem do kierunku spawania. U�o�enie wi�zek promieniowanialaserowego jedna obok drugiej, prostopadle do kierunku spawania,

Rys. 2. Spawanie z podwójnym ogniskiem:1 – wi�zka laserowa,2 – zwierciad�o rozdzielaj�ce wi�zk�,3 – wi�zka rozdzielonaFig. 2. Twin spot laser welding

Rys. 1. Schemat procesu spawania hybrydowego:1 – wiązka laserowa,2 – plazma i pary metalu,3 – kapilara,4 – elektroda,5 – łuk elektryczny,6 – jeziorko roztopionego

metalu

Fig. 1. Hybrid welding process


składowe, stosując układy optyczne ze zwierciadłem ogniskującym o dwóch płaszczyznach lub, w przypadku laserów Nd:YAG, przez doprowadzenie światłowodami do układu ogniskującego dwóch wiązek laserowych rozdzielonych w źródle promieniowania (rys. 2). Stosowane jest również zestawienie dwóch głowic laserowych, co umożliwia dodatkowo uzyskanie różnego kąta wejścia wiązki laserowej w materiał. Zastosowanie dwóch głowic laserowych pozwala na bardziej elastyczne zmiany odległości między dwiema wiązkami laserowymi, zmiany stosunku mocy oraz zmiany położenia ogniska poszczególnych wiązek laserowych.

Plamki ogniska wiązek laserowych mogą być ułożone w systemie tandem (jedna za drugą) lub jedna obok drugiej, prostopadle lub pod kątem do kierunku spawania. Ułożenie wiązek promieniowania laserowego jedna obok drugiej, prostopadle do kierunku spawania, pozwala na znaczące zwiększenie tolerancji dopasowania brzegów spawanych blach. Ma to szczególne znaczenie w przypadku spawania konstrukcji z cienkich blach o różnej grubości. Ułożenie dwóch wiązek laserowych w systemie tandem pozwala wpływać na zmniejszenie prędkości chłodzenia spoiny i SWC.

W zależności od wzajemnego położenia oraz stosunku mocy

dwóch wiązek promieniowania przy spawaniu laserowym wykorzystuje się trzy techniki oddziaływania promieniowania na materiał (rys. 3).

W pierwszym przypadku ogniska wiązki laserowej są oddalone od siebie na dość dużą odległość (rys. 3a). Pierwsza wiązka (prowadząca) tworzy kapilarę, a proces spawania przebiega, jak przy tradycyjnym spawaniu laserowym z głębokim przetopieniem. Druga wiązka (wleczona) jest wykorzystywana do obróbki cieplnej uzyskanego wcześniej ściegu spoiny.

Zmniejszenie odległości między wiązką prowadzącą a wiązką wleczoną powoduje zmianę mechanizmu tworzenia się przetopienia. W tym przypadku (rys. 3b) dwie wiązki laserowe, najczęściej o tej samej gęstości mocy, tworzą dwie odrębne kapilary we wspólnym jeziorku spawalniczym. W porównaniu z tradycyjnym spawaniem laserowym wzrasta objętość stopionego metalu, zmienia się cykl cieplny spawania i sposób przepływu ciekłego metalu.

Dalsze zmniejszenie odległości między dwoma wiązkami laserowymi powoduje utworzenie jednej kapilary, na którą oddziałują dwie wiązki laserowe (rys. 3c). Kapilara staje się wydłużona proporcjonalnie do odległości między wiązkami.

Cięcia laserowe

Cięcie jest dominującym obszarem zastosowań laserówtechnologicznych i znacznie wyprzedza inne metody, takie jak: spawanie, znakowanie, napawanie, obróbka powierzchniowa i inne. Podstawą przemysłowego i rynkowego sukcesu cięcia jest rozwój nowoczesnych przecinarek (maszyn) laserowych, w konstrukcji których niezwykle umiejętnie wykorzystano najnowsze osiągnięcia w zakresie budowy generatorów promieniowania laserowego, systemów sterowania numerycznego oraz oprogramowania CAD/CAM.

Za pomocą laserów można ciąć praktycznie wszystkie metale i ich stopy, materiały niemetaliczne, tworzywa sztuczne, drewno, ceramikę i inne materiały. Zakres grubości przecinanych materiałów zawiera się w granicach od setnych części mm do ok. 40 mm. W zakresie precyzyjnego cięcia stali i stopów aluminium o grubościach do około 5 mm cięcie laserowe konkuruje z cięciem na nożycach, przebijaniem otworów, wykrawaniem na prasach i cięciem plazmowym. Zaletą cięcia laserowego jest minimalna strefa wpływu ciepła, wysoka jakość powierzchni cięcia, niski jednostkowy koszt wytwarzania oraz elastyczność przy zmianie profilu produkcji, ponieważ nie jest potrzebna wymiana narzędzi tnących.

Typy laserów stosowanych do spawania i cięcia

Głównymi parametrami, które decydują o przydatności i zakresie zastosowań wiązki laserowej do cięcia, są jej moc, możliwość precyzyjnego zogniskowania i zdolność pochłaniania promieniowania laserowego przez przecinany materiał. Możliwość precyzyjnej transmisji i ogniskowania wiązki w laserach do zastosowań technologicznych ocenia się najczęściej za pomocą parametrów: BPP – iloczyn parametrów wiązki i K – współczynnik propagacji (jakości) wiązki.

Wartość współczynnika BPP w połączeniu z mocą lasera pozwala określić przydatność wiązki do cięcia lub innych operacji technologicznych oraz obszar zastosowań danego typu lasera. Im wartość współczynnika BPP jest większa, tym gorsza jest jakość wiązki i możliwość uzyskiwania wysokich gęstości mocy w ognisku.

pozwala na znacz�ce zwi�kszenie tolerancji dopasowania brzegów spawanych blach. Ma to szczególne znaczenie w przypadku spawaniakonstrukcji z cienkich blach o ró�nej grubo�ci. U�o�enie dwóchwi�zek laserowych w systemie tandem pozwala wp�ywa� na zmniejszenie pr�dko�ci ch�odzenia spoiny i SWC.

W zale�no�ci od wzajemnego po�o�enia oraz stosunku mocy dwóchwi�zek promieniowania, przy spawaniu laserowym wykorzystuje si�trzy techniki oddzia�ywania promieniowania na materia� (rys. 3).

Rys. 3. Kszta�t kapilary w funkcjiodleg�o�ci mi�dzy wi�zkami

Fig. 3. Shape of the capillary accordingto the distance between laser beams

W pierwszym przypadku ogniska wi�zki laserowej s� oddalone od siebie na do�� du�� odleg�o�� (rys. 3a). Pierwsza wi�zka (prowadz�ca) tworzykapilar�, a proces spawania przebiega, jak przy tradycyjnym spawaniulaserowym z g��bokim przetopieniem. Druga wi�zka (wleczona) jestwykorzystywana do obróbki cieplnej uzyskanego wcze�niej �ciegu spoiny.Zmniejszenie odleg�o�ci mi�dzy wi�zk� prowadz�c� a wi�zk� wleczon�powoduje zmian� mechanizmu tworzenia si� przetopienia. W tymprzypadku (rys. 3b) dwie wi�zki laserowe, najcz��ciej o tej samej g�sto�cimocy, tworz� dwie odr�bne kapilary we wspólnym jeziorku spawalniczym.W porównaniu z tradycyjnym spawaniem laserowym wzrasta obj�to��stopionego metalu, zmienia si� cykl cieplny spawania i sposób przep�ywuciek�ego metalu.

Dalsze zmniejszenie odleg�o�ci mi�dzy dwoma wi�zkami laserowymipowoduje utworzenie jednej kapilary, na któr� oddzia�uj� dwie wi�zkilaserowe (rys. 3c). Kapilara staje si� wyd�u�ona proporcjonalnie doodleg�o�ci mi�dzy wi�zkami.

Ci�cie laserowe

Ci�cie jest dominuj�cym obszarem zastosowa� laserów technologicznych i znacznie wyprzedza inne metody, takie jak: spawanie, znakowanie, napawanie, obróbka powierzchniowa i inne.Podstaw� przemys�owego i rynkowego sukcesu ci�cia jest rozwójnowoczesnych przecinarek (maszyn) laserowych, w konstrukcji których niezwykle umiej�tnie wykorzystano najnowsze osi�gni�ciaw zakresie budowy generatorów promieniowania laserowego,systemów sterowania numerycznego oraz oprogramowania CAD/CAM.

Za pomoc� laserów mo�na ci�� praktycznie wszystkie metale i ichstopy, materia�y niemetaliczne, tworzywa sztuczne, drewno, ceramik�i inne materia�y. Zakres grubo�ci przecinanych materia�ów zawiera si�w granicach od setnych cz��ci mm do ok. 40 mm. W zakresieprecyzyjnego ci�cia stali i stopów aluminium o grubo�ciach do oko�o 5 mm ci�cie laserowe konkuruje z ci�ciem na no�ycach,przebijaniem otworów, wykrawaniem na prasach i ci�ciemplazmowym. Zalet� ci�cia laserowego jest minimalna strefa wp�ywuciep�a, wysoka jako�� powierzchni ci�cia, niski jednostkowy kosztwytwarzania oraz elastyczno�� przy zmianie profilu produkcji,poniewa� nie jest potrzebna wymiana narz�dzi tn�cych.

Typy laserów stosowanych do spawania i ci�cia

G�ównymi parametrami, które decyduj� o przydatno�cii zakresie zastosowa� wi�zki laserowej do ci�cia, s� jej moc,mo�liwo�� precyzyjnego zogniskowania i zdolno�� poch�anianiapromieniowania laserowego przez przecinany materia�. Mo�liwo��precyzyjnej transmisji i ogniskowania wi�zki w laserach do zastosowa� technologicznych ocenia si� najcz��ciej za pomoc�parametrów: BPP – iloczyn parametrów wi�zki iK – wspó�czynnik propagacji (jako�ci) wi�zki.

Warto�� wspó�czynnika BPP w po��czeniu z moc� lasera pozwalaokre�li� przydatno�� wi�zki do ci�cia lub innych operacjitechnologicznych oraz obszar zastosowa� danego typu lasera. Im warto�� wspó�czynnika BPP jest wi�ksza, tym gorsza jest jako��wi�zki i mo�liwo�� uzyskiwania wysokich g�sto�ci mocy w ognisku.

Na rysunku 4 porównano jako�� wi�zek na podstawie parametruBPP dla laserów do zastosowa� technologicznych, które s� aktualnieoferowane na rynku.

Rys. 4. Porównanie jako�ci wi�zki ró�nych typów laserów [13]Fig. 4. Beam quality of the different laser types

Wspó�czynnik BPP w przypadku laserów COB2B utrzymuje si� na niskim poziomie w bardzo szerokim i atrakcyjnym dla ró�norodnychzastosowa� przemys�owych zakresie mocy rz�du 500÷10000 W.Lasery Nd:YAG emituj� wi�zki o bardzo dobrych parametrach w zakresie mocy do ok. 100 W (rys. 4). W wy�szych zakresach mocyjako�� wi�zki ulega pogorszeniu ze wzgl�du na procesy cieplno-napr��eniowe w zestawach elementów laserowych emituj�cychpromieniowanie.

W ostatnich latach popraw� parametrów promieniowania laserówNd:YAG w wy�szych zakresach mocy uzyskano dzi�ki zastosowaniudo ich wzbudzania diod laserowych oraz wprowadzeniu tzw. laserów dyskowych.

Z uwagi na wysoki poziom oferowanych mocy i zdolno��precyzyjnego ogniskowania wi�zki, lasery molekularne COB2B (d�ugo��fali promieniowania 10,6 m) i lasery na ciele sta�ym Nd:YAG(d�ugo�� fali promieniowania laserowego 1,06 m) s� dwomapodstawowymi typami laserów wykorzystywanymi w przemys�owychprocesach spawania i ci�cia laserowego. W najbli�szej przysz�o�cinale�y oczekiwa� upowszechnienia w zastosowaniach spawalniczychlaserów �wiat�owodowych, nad którymi trwaj� obecnie intensywneprace zarówno w dziedzinie rozwoju konstrukcji, jak i zastosowa�technologicznych. Lasery �wiat�owodowe mog� generowa� wi�zkio parametrach podobnych, jak lasery COB2B i Nd:YAG.

W przypadku laserów COB2B i laserów Nd:YAG jako �ród�o ciep�aw procesie ci�cia wykorzystywana jest emitowana z generatorako�owo symetryczna wi�zka monochromatycznego i spójnegopromieniowania o ma�ej rozbie�no�ci rz�du kilku miliradianów.Lasery COB2B i Nd:YAG mog� emitowa� zarówno promieniowanieci�g�e, jak i pracowa� w re�imie impulsowym.

Wi�zk� emitowan� przez lasery COB2B i Nd:YAG mo�nazogniskowa� w plamk� o �rednicy rz�du dziesi�tych cz��ci milimetrai uzyska� przy pracy ci�g�ej (cw) g�sto�� mocy na poziome 10P

6P÷10P

7P

W/cmP

2P. Wi�zki o takich parametrach s� znakomitym narz�dziem do

zastosowania w procesie ci�cia i spawania laserowego.

ordingto the distance between ltween ltween aser beams

prof. dr hab. in�. Jan PilarczykTechnologiczne zastosowania wi�zki laserowejw Instytucie Spawalnictwa dr in�. Marek Banasik

mgr in�. Jerzy Dworak Technological applications of laser beam welding and cutting at the Instytut Spawalnictwa

dr in�. Sebastian Stano Instytut Spawalnictwa, Gliwice

StreszczenieW ostatnich latach uzyskano wiele osi�gni�� w zakresie wykorzystania

wi�zki laserowej w procesach spawania i ci�cia. W referacie przedstawiononajwa�niejsze z tych osi�gni��, ze szczególnym uwzgl�dnieniem InstytutuSpawalnictwa, który ma bardzo dobre wyposa�enie aparaturowe, du�edo�wiadczenie badawcze, szereg zastosowa� praktycznych i funkcjonuje jakocentrum badawczo-wdro�eniowe. Podano wyniki bada� laboratoryjnych i technologicznych dla ró�nych przyk�adów spawania i ci�cia laserowegozastosowanych w praktyce przemys�owej.

AbstractWithin the last years, there have been several new developments in the field

of laser beam welding processes. The paper presents these developments,especially those regarding the Instytut Spawalnictwa which is concentrated on the research and development but it acts as the professional „job-shop” in that field as well. Several examples of the laser welding and cutting applications have been given. Education and training support of the industrial companies inthe machine-building and automotive industry when the technology transferand implementation are needed have been presented.

Spawanie i ci�cie laserowe to nowoczesne technologie przetwórstwa materia�ów, które s� powszechnie stosowane w ró�nych dziedzinachprzemys�u: maszynowym, samochodowym, precyzyjnym. Spawane i ci�te s� ró�norodne gatunki materia�ów: stale konstrukcyjne, stopyaluminium, tytan.

Mo�liwo�ci i zakres zastosowania spawania i ci�cia laserowego najlepiej ilustruje przyk�ad samochodu, w którym wykonuje si� spoinydachowe, wycina i spawa elementy podwozia, panele boczne i elementy drzwi, spawa elementy hamulców, zderzaków, sprz�gie� i skrzy�biegów, uk�adu wylotowego, wycina elementy poduszek powietrznych, znakuje numerami identyfikacyjnymi, przycina tapicerk�wewn�trzn� itd.

WST�P

Spawanie laserowe

Spawanie laserowe umo�liwia wykonywanie ró�nego rodzajupo��cze� w dowolnej pozycji, bez u�ycia i z u�yciem materia�udodatkowego. Specyficzne w�a�ciwo�ci promieniowania laserowegoumo�liwiaj� bardzo silne skoncentrowanie wi�zki i uzyskanie w miejscujej oddzia�ywania olbrzymich gradientów temperaturowych i tymsamym bardzo szybkie topienie materia�u. Pozwala to uzyska� bardzodu�� pr�dko�� spawania przy równocze�nie niewielkiej ilo�cistopionego materia�u i niewielkiej strefie oddzia�ywania cieplnego namateria�. W porównaniu do �ukowych metod spawania, w procesiespawania laserowego obszar strefy wp�ywu ciep�a, gdzie pojawiaj� si�zmiany strukturalne oraz odkszta�cenia termiczne, jest bardzoograniczony, a wydajno�� procesu jest znacznie wi�ksza. Dzi�kipost�powi w konstrukcji urz�dze� i intensywnie prowadzonymbadaniom technologicznym, spawanie laserowe znajduje obecniezastosowanie do wykonywania konstrukcji cienko�ciennych metod�konkurencyjn� w stosunku do spawania �ukowego i zgrzewania.

Do spawania laserowego najcz��ciej stosuje si� jedn� zogniskowan�wi�zk�, któr� przetapia si� nieukosowany styk. Stosuje si� równie�techniki zaawansowane: spawanie hybrydowe (laser – metoda TIG, laser – metoda MIG, laser – plazma) (rys. 1) lub spawanie z podwójnym ogniskiem. Techniki zaawansowane nie wymagaj� du�ejdok�adno�ci przygotowania styku, poprawiaj� wydajno�� spawania orazpozwalaj� elastyczniej wp�ywa� na geometri� spoiny i zapobiegaj�powstawaniu karbów strukturalnych lub konstrukcyjnych w z��czach.

Rys. 1. Schemat procesu spawaniahybrydowego:1 – wi�zka laserowa,2 – plazma i pary metalu,3 – kapilara,4 – elektroda,5 – �uk elektryczny,6 – jeziorko roztopionego metaluFig. 1. Hybrid welding process

Spawanie hybrydowe wymaga specjalistycznego stanowiska, zapewniaj�cego precyzyjne usytuowanie obu �róde� ciep�a, doboruspecjalnych technik os�ony gazowej jeziorka roztopionego metalu,doboru parametrów technologicznych procesu. Jednym z wariantówmetody spawania hybrydowego jest wykorzystanie specjalnychg�owic, w których wi�zka laserowa jest otoczona koncentrycznieprzez �uk elektryczny lub plazmowy.

Spawanie z podwójnym ogniskiem pozwala uzyska� popraw�jako�ci uzyskiwanych z��czy, przy zwi�kszonych tolerancjachwymiarowych przygotowania elementów do spawania. Dwie plamki ogniska wi�zki, po�o�one w niewielkiej odleg�o�ci od siebie, mo�nauzyska� przez rozdzielenie wi�zki promieniowania laserowego nadwie sk�adowe, stosuj�c uk�ady optyczne ze zwierciad�emogniskuj�cym o dwóch p�aszczyznach lub, w przypadku laserówNd:YAG, przez doprowadzenie �wiat�owodami do uk�aduogniskuj�cego dwóch wi�zek laserowych rozdzielonych w �ródlepromieniowania (rys. 2). Stosowane jest równie� zestawienie dwóchg�owic laserowych, co umo�liwia dodatkowo uzyskanie ró�nego k�tawej�cia wi�zki laserowej w materia�. Zastosowanie dwóch g�owiclaserowych pozwala na bardziej elastyczne zmiany odleg�o�ci mi�dzydwoma wi�zkami laserowymi, zmiany stosunku mocy oraz zmianypo�o�enia ogniska poszczególnych wi�zek laserowych.

Plamki ogniska wi�zek laserowych mog� by� u�o�one w systemietandem (jedna za drug�) lub jedna obok drugiej, prostopadle lub podk�tem do kierunku spawania. U�o�enie wi�zek promieniowanialaserowego jedna obok drugiej, prostopadle do kierunku spawania,

Rys. 2. Spawanie z podwójnym ogniskiem:1 – wi�zka laserowa,2 – zwierciad�o rozdzielaj�ce wi�zk�,3 – wi�zka rozdzielonaFig. 2. Twin spot laser welding

Rys. 3. Kształt kapilary w funkcji odle-głości między wiązkamigłości między wiązkami

Fig. 3. Shape of the capillary according to the distance between laser beams

Rys. 2. Spawanie z podwójnym ogniskiem:1 – wiązka laserowa, 2 – zwierciadło rozdzielające wiązkę, 3 – wiązka rozdzielona

Fig. 2. Twin spot laser welding


Na rysunku 4 porównano jakość wiązek na podstawie parametru BPP dla laserów do zastosowań technologicznych, które są aktualnie oferowane na rynku.

Współczynnik BPP w przypadku laserów CO2 utrzymuje się na niskim

poziomie w bardzo szerokim i atrakcyjnym dla różnorodnych zastosowań przemysłowych zakresie mocy rzędu 500÷10000 W. Lasery Nd:YAG emitują wiązki o bardzo dobrych parametrach w zakresie mocy do ok. 100 W (rys. 4). W wyższych zakresach mocy jakość wiązki ulega pogorszeniu ze względu na procesy cieplno-naprężeniowe w zestawach elementów laserowych emitujących promieniowanie.

W ostatnich latach poprawę parametrów promieniowania laserów Nd:YAG w wyższych zakresach mocy uzyskano dzięki zastosowaniu do ich wzbudzania diod laserowych oraz wprowadzeniu tzw. laserów dyskowych.

Z uwagi na wysoki poziom oferowanych mocy i zdolność precyzyjnego ogniskowania wiązki, lasery molekularne CO2

(długość fali promieniowania 10,6 µm) i lasery na ciele stałym Nd:YAG (długość fali promieniowania laserowego 1,06 µm) są dwoma podstawowymi typami laserów wykorzystywanymi w przemysłowych procesach spawania i cięcia laserowego. W najbliższej przyszłości należy oczekiwać upowszechnienia w zastosowaniach spawalniczych laserów światłowodowych, nad którymi trwają obecnie intensywne prace zarówno w dziedzinie rozwoju konstrukcji, jak i zastosowań technologicznych. Lasery światłowodowe mogą generować wiązki o parametrach podobnych, jak lasery CO2 i Nd:YAG.

W przypadku laserów CO2 i laserów Nd:YAG jako źródło ciepła w procesie cięcia wykorzystywana jest emitowana z generatora kołowo symetryczna wiązka monochromatycznego i spójnego promieniowania o małej rozbieżności rzędu kilku miliradianów. Lasery CO2 i Nd:YAG mogą emitować zarówno promieniowanie ciągłe, jak i pracować w reżimie impulsowym. Wiązkę emitowaną przez lasery CO2 i Nd:YAG można zogniskować w plamkę o średnicy r zędu dz ies ią tych częśc i mi l imet ra i uzyskać przy pracy ciągłej (cw) gęstość mocy na poziome 106÷107

W/cm2. Wiązki o takich parametrach są znakomitym narzędziem do zastosowania w procesie cięcia i spawania laserowego.

Stanowiska laserowe Instytutu Spawalnictwa

W Instytucie Spawalnictwa pracują dwa nowoczesne stanowiska do spawania i cięcia laserowego wyposażone w lasery CO2 i YAG.

Laserowe centrum obróbkowe TLC 1005 do cięcia i spawania elementów płaskich i przestrzennych o następujących parametrach i możliwościach technologicznych:obszar pracy: X=3000 mm, Y=1500 mm, Z=500 mm, C=Nx360°, B=±120°, prędkości: X-axis=50 m/min, Y-axis=50 m/min, Z-axis=30 m/min, C-axis=360°/s, B-axis=360°/s, dokładność pozycjonowania: Pa=±0,1 mm, sterowanie: Sinumerik 840D, laser: RF- CO2 TLF series 3800 W, zakres zmian mocy: od 5 do 100%, zakres zmian częstotliwości od 100 Hz do 100 kHz.

Zrobotyzowane stanowisko do spawania laserem YAG o następujących parametrach i możliwościach technologicznych:robot: 6-osiowy KRC30 HA, obszar roboczy: R=2000 mm, ca=28,7 m3, udźwig=30 kg, prędkość: od 140°/s do 322°/s, dokładność pozycjonowania: Pa=±0,1 mm, system sterowania: Kuka KRC-2, laser: YAG Laser Trumpf HL2006D, 2000 W (na materiale), 25 mm x mrad, światłowód=600 µm, głowica ogniskująca f=200 mm.

Przykłady zastosowania spawania i cięcia„Tailored blanks“

Przykładem efektywnego wykorzystania technologii spawania laserowego w przemyśle samochodowym jest wykonywanie półfabrykatów karoserii samochodowych, tzw. tailored blanks. Są to elementy wycięte (często laserowo) z płaskich arkuszy blach stalowych o różnej grubości, składzie chemicznym, własnościach wytrzymałościowych i plastycznych oraz różnych powłokach ochronnych. Płaskie elementy składowe są łączone za pomocą spawania laserowego, a następnie całość jest tłoczona na odpowiedni kształt i wymiary.


W Instytucie Spawalnictwa pracuj� dwa nowoczesne stanowiska dospawania i ci�cia laserowego wyposa�one w lasery COB2B i YAG.

Rys. 5. Laserowe centrumobróbkoweFig. 5. Laser working cell

Laserowe centrum obróbkowe TLC 1005 do ci�cia i spawaniaelementów p�askich i przestrzennych o nast�puj�cych parametrachi mo�liwo�ciach technologicznych:obszar pracy: X=3000 mm, Y=1500 mm, Z=500 mm, C=Nx360 , B = 120 ,pr�dko�ci: X-axis=50 m/min, Y-axis=50 m/min, Z-axis=30 m/min,C-axis=360 /s, B-axis=360 /s,dok�adno�� pozycjonowania: Pa= 0,1 mm,sterowanie: Sinumerik 840D,laser: RF- COB2B TLF series 3800 W,zakres zmian mocy: od 5 do 100%, zakres zmian cz�stotliwo�ci od 100 Hzdo 100 kHz.

Rys. 6. Zrobotyzowanestanowisko laseroweFig. 6. Robotic laser station

Zrobotyzowane stanowisko do spawania laserem YAG o nast�puj�cychparametrach i mo�liwo�ciach technologicznych:robot: 6-osiowy robot KRC30 HA,obszar roboczy: R=2000 mm, ca=28,7 mP

3P, ud�wig=30 kg,

pr�dko��: od 140 /s do 322 /s,dok�adno�� pozycjonowania: Pa= 0,1 mm,system sterowania: Kuka KRC-2,laser: YAG Laser Trumpf HL2006D, 2000 W (na materiale), 25 mm xmrad, �wiat�owód=600 µm, g�owica ogniskuj�ca f =200 mm.

Przyk�ady zastosowania spawania i ci�cia„Tailored blanks”

Przyk�adem efektywnego wykorzystania technologii spawania laserowego w przemy�le samochodowym jest wykonywanie pó�fabrykatówkaroserii samochodowych, tzw. „tailored blanks”. S� to elementy wyci�te(cz�sto laserowo) z p�askich arkuszy blach stalowych o ró�nej grubo�ci,sk�adzie chemicznym, w�asno�ciach wytrzyma�o�ciowych i plastycznychoraz ró�nych pow�okach ochronnych.

P�askie elementy sk�adowe s� ��czone za pomoc� spawania laserowego,a nast�pnie ca�o�� jest t�oczona na odpowiedni kszta�t i wymiary.

Rys. 7. Element karoserii samochodu osobowego typu „tailored blanks” spawany przed t�oczeniem i ci�ty przestrzennie w Instytucie SpawalnictwaFig. 7. Piece of the car body of the „tailored blank” type

Spawanie hybrydowe (laser – metoda MIG)

a

b

Rys. 8. Makrostruktura z��cza doczo�owego blach karoseryjnycho zró�nicowanej grubo�ci 1,5 mm i 0,7 mm ze stali ocynkowanejelektrolitycznie: a – spawanego laserem COB2B, b – technik� hybrydow�laser–TIGFig. 8. Macrostructure of butt joint in car body sheets (thicknesses of 1,5and 0,7 mm), made of Zn-coated steel: a – COB2B laser, b – hybrid welding

Pasy i zwijane rury ze stali z pokryciem galwanicznym

Prowadzone prace w zakresie spawania laserem YAG pasówi rur (tubular blanks) zmierzaj� do uzyskania elementów do dalszegokszta�towania metod� t�oczenia ciecz� (hydro-forming).

Rys. 9. Pozycjonowanie wi�zki w obszarze styku kraw�dzispawanych pasów i rur Fig. 9. Beam positioning in welded joint

Tablica I. Parametry spawania laserem YAG rur i pasów ze staliFePO5 oraz BH180 o grubo�ci 1,5 mm, na stanowiskuzrobotyzowanym

Table I. Parameters of YAG laser welding of pipes and stripsS S(FePO5and BH180 steels, 1,5 mm thickness) at robotized station

Parametr Moc[W]

Pr�dko��[m/min]

Po�o�enieogniska

Rury 1000 1 f (+/–) =0* Pasy 2000 3 f (+/–) =0

Parametry systemu optycznego: �rednica �wiat�owodu = 600 m;ogniskowa kolimatora fc = 200 mm; �rednica ogniska wi�zkidBognB. = 600 m;Gaz ochronny: argon, 12 l/min; * f (+/–) =0 - na powierzchnimateria�u.

Rys. 10. Stanowisko badawcze z zestawem termopar do bada� cyklicieplnych przy spawaniu laserowym blach pó�wyrobów typu „tailored blanks”Fig. 10. Test station with the set of thermocouples for thermal cyclestesting

Rys. 5. Laserowe centrum obróbkoweFig. 5. Laser working cell







3P, ud�wig=30 kg,







a

b







Parametr Moc[W]



Rury 1000 1 f (+/–) =0* Pasy 2000 3 f (+/–) =0



Rys. 6. Zrobotyzowane stano-wisko laseroweFig. 6. Robotic laser station







3P, ud�wig=30 kg,







a

b







Parametr Moc[W]



Rury 1000 1 f (+/–) =0* Pasy 2000 3 f (+/–) =0



Rys. 7. Element karoserii samochodu osobowego typu „tailored blanks” spawany przed tłoczeniem i cięty przestrzennie w Instytucie SpawalnictwaFig. 7. Piece of the car body of the „tailored blank” type

pozwala na znacz�ce zwi�kszenie tolerancji dopasowania brzegów spawanych blach. Ma to szczególne znaczenie w przypadku spawaniakonstrukcji z cienkich blach o ró�nej grubo�ci. U�o�enie dwóchwi�zek laserowych w systemie tandem pozwala wp�ywa� na zmniejszenie pr�dko�ci ch�odzenia spoiny i SWC.

W zale�no�ci od wzajemnego po�o�enia oraz stosunku mocy dwóchwi�zek promieniowania, przy spawaniu laserowym wykorzystuje si�trzy techniki oddzia�ywania promieniowania na materia� (rys. 3).

Rys. 3. Kszta�t kapilary w funkcjiodleg�o�ci mi�dzy wi�zkami

Fig. 3. Shape of the capillary accordingto the distance between laser beams

W pierwszym przypadku ogniska wi�zki laserowej s� oddalone od siebie na do�� du�� odleg�o�� (rys. 3a). Pierwsza wi�zka (prowadz�ca) tworzykapilar�, a proces spawania przebiega, jak przy tradycyjnym spawaniulaserowym z g��bokim przetopieniem. Druga wi�zka (wleczona) jestwykorzystywana do obróbki cieplnej uzyskanego wcze�niej �ciegu spoiny.Zmniejszenie odleg�o�ci mi�dzy wi�zk� prowadz�c� a wi�zk� wleczon�powoduje zmian� mechanizmu tworzenia si� przetopienia. W tymprzypadku (rys. 3b) dwie wi�zki laserowe, najcz��ciej o tej samej g�sto�cimocy, tworz� dwie odr�bne kapilary we wspólnym jeziorku spawalniczym.W porównaniu z tradycyjnym spawaniem laserowym wzrasta obj�to��stopionego metalu, zmienia si� cykl cieplny spawania i sposób przep�ywuciek�ego metalu.

Dalsze zmniejszenie odleg�o�ci mi�dzy dwoma wi�zkami laserowymipowoduje utworzenie jednej kapilary, na któr� oddzia�uj� dwie wi�zkilaserowe (rys. 3c). Kapilara staje si� wyd�u�ona proporcjonalnie doodleg�o�ci mi�dzy wi�zkami.

Ci�cie laserowe

Ci�cie jest dominuj�cym obszarem zastosowa� laserów technologicznych i znacznie wyprzedza inne metody, takie jak: spawanie, znakowanie, napawanie, obróbka powierzchniowa i inne.Podstaw� przemys�owego i rynkowego sukcesu ci�cia jest rozwójnowoczesnych przecinarek (maszyn) laserowych, w konstrukcji których niezwykle umiej�tnie wykorzystano najnowsze osi�gni�ciaw zakresie budowy generatorów promieniowania laserowego,systemów sterowania numerycznego oraz oprogramowania CAD/CAM.

Za pomoc� laserów mo�na ci�� praktycznie wszystkie metale i ichstopy, materia�y niemetaliczne, tworzywa sztuczne, drewno, ceramik�i inne materia�y. Zakres grubo�ci przecinanych materia�ów zawiera si�w granicach od setnych cz��ci mm do ok. 40 mm. W zakresieprecyzyjnego ci�cia stali i stopów aluminium o grubo�ciach do oko�o 5 mm ci�cie laserowe konkuruje z ci�ciem na no�ycach,przebijaniem otworów, wykrawaniem na prasach i ci�ciemplazmowym. Zalet� ci�cia laserowego jest minimalna strefa wp�ywuciep�a, wysoka jako�� powierzchni ci�cia, niski jednostkowy kosztwytwarzania oraz elastyczno�� przy zmianie profilu produkcji,poniewa� nie jest potrzebna wymiana narz�dzi tn�cych.

Typy laserów stosowanych do spawania i ci�cia

G�ównymi parametrami, które decyduj� o przydatno�cii zakresie zastosowa� wi�zki laserowej do ci�cia, s� jej moc,mo�liwo�� precyzyjnego zogniskowania i zdolno�� poch�anianiapromieniowania laserowego przez przecinany materia�. Mo�liwo��precyzyjnej transmisji i ogniskowania wi�zki w laserach do zastosowa� technologicznych ocenia si� najcz��ciej za pomoc�parametrów: BPP – iloczyn parametrów wi�zki iK – wspó�czynnik propagacji (jako�ci) wi�zki.

Warto�� wspó�czynnika BPP w po��czeniu z moc� lasera pozwalaokre�li� przydatno�� wi�zki do ci�cia lub innych operacjitechnologicznych oraz obszar zastosowa� danego typu lasera. Im warto�� wspó�czynnika BPP jest wi�ksza, tym gorsza jest jako��wi�zki i mo�liwo�� uzyskiwania wysokich g�sto�ci mocy w ognisku.

Na rysunku 4 porównano jako�� wi�zek na podstawie parametruBPP dla laserów do zastosowa� technologicznych, które s� aktualnieoferowane na rynku.

Rys. 4. Porównanie jako�ci wi�zki ró�nych typów laserów [13]Fig. 4. Beam quality of the different laser types

Wspó�czynnik BPP w przypadku laserów COB2B utrzymuje si� na niskim poziomie w bardzo szerokim i atrakcyjnym dla ró�norodnychzastosowa� przemys�owych zakresie mocy rz�du 500÷10000 W.Lasery Nd:YAG emituj� wi�zki o bardzo dobrych parametrach w zakresie mocy do ok. 100 W (rys. 4). W wy�szych zakresach mocyjako�� wi�zki ulega pogorszeniu ze wzgl�du na procesy cieplno-napr��eniowe w zestawach elementów laserowych emituj�cychpromieniowanie.

W ostatnich latach popraw� parametrów promieniowania laserówNd:YAG w wy�szych zakresach mocy uzyskano dzi�ki zastosowaniudo ich wzbudzania diod laserowych oraz wprowadzeniu tzw. laserów dyskowych.

Z uwagi na wysoki poziom oferowanych mocy i zdolno��precyzyjnego ogniskowania wi�zki, lasery molekularne COB2B (d�ugo��fali promieniowania 10,6 m) i lasery na ciele sta�ym Nd:YAG(d�ugo�� fali promieniowania laserowego 1,06 m) s� dwomapodstawowymi typami laserów wykorzystywanymi w przemys�owychprocesach spawania i ci�cia laserowego. W najbli�szej przysz�o�cinale�y oczekiwa� upowszechnienia w zastosowaniach spawalniczychlaserów �wiat�owodowych, nad którymi trwaj� obecnie intensywneprace zarówno w dziedzinie rozwoju konstrukcji, jak i zastosowa�technologicznych. Lasery �wiat�owodowe mog� generowa� wi�zkio parametrach podobnych, jak lasery COB2B i Nd:YAG.

W przypadku laserów COB2B i laserów Nd:YAG jako �ród�o ciep�aw procesie ci�cia wykorzystywana jest emitowana z generatorako�owo symetryczna wi�zka monochromatycznego i spójnegopromieniowania o ma�ej rozbie�no�ci rz�du kilku miliradianów.Lasery COB2B i Nd:YAG mog� emitowa� zarówno promieniowanieci�g�e, jak i pracowa� w re�imie impulsowym.

Wi�zk� emitowan� przez lasery COB2B i Nd:YAG mo�nazogniskowa� w plamk� o �rednicy rz�du dziesi�tych cz��ci milimetrai uzyska� przy pracy ci�g�ej (cw) g�sto�� mocy na poziome 10P

6P÷10P

7P

W/cmP

2P. Wi�zki o takich parametrach s� znakomitym narz�dziem do

zastosowania w procesie ci�cia i spawania laserowego.

Rys. 4. Porównanie jakości wiązki różnych typów laserów [13]Fig. 4. Beam quality of the different laser types




Prowadzone prace w zakresie spawania laserem YAG pasów i rur (tubular blanks) zmierzają do uzyskania elementów do dalszego kształtowania metodą tłoczenia cieczą (hydro-forming).

Cięcie laserowe

W procesie cięcia laserowego, zanim zacznie się formować

ciągła szczelina cięcia, wiązka promieniowania musi przebić materiał

na całej jego grubości. Przecinany materiał musi zostać roztopiony,

utleniony lub odparowany, a roztopiony materiał i jego pary muszą

zostać usunięte strumieniem gazu. Jest to tzw. proces przebijania

materiału. Przebicie materiału można przeprowadzić szybko, używając

pełnej mocy lasera, lub znacznie wolniej, wykorzystując programowane

narastanie mocy wiązki tzw. rampy.

Ważnym parametrem przy rozpoczynaniu procesu cięcia,

decydującym o jakości cięcia, jest sposób najazdu na kontur (rys. 11,

12), który dobiera się do typu i rodzaju wycinanego konturu. Parametry

przebijania, najazdu na kontur i cięcia, zapewniające jakościowe

wycięcie otworu o małej średnicy (rys. 12), różnią się znacznie od

parametrów wycinania konturu o dużych wymiarach. Różnice wynoszą

np. 0,1 m/min i 1,7 m/min w zakresie prędkości cięcia oraz 10 Hz

i 10000 Hz w zakresie częstotliwości emisji wiązki.

Przy cięciu arkuszy o wielkich wymiarach, z których wykrawa się

np. kilkaset elementów o różnych kształtach, stosowane są dziesiątki

zestawów parametrów przebijania, najazdu na kontur i cięcia. Przy

wycinaniu ostrych naroży stosowane są specjalne techniki najazdu na

kontur (ang. looping, bisecting, rys.13), pozwalające zminimalizować

zaokrąglenia.







3P, ud�wig=30 kg,







a

b







Parametr Moc[W]



Rury 1000 1 f (+/–) =0* Pasy 2000 3 f (+/–) =0



Rys. 9. Pozycjonowanie wiązki w obszarze styku krawędzi spawanych pasów i rurFig. 9. Beam positioning in welded joint

Tablica I. Parametry spawania laserem YAG rur i pasów ze stali FePO5 oraz BH180 o grubości 1,5 mm, na stanowisku zrobotyzowanym

Table I. Parameters of YAG laser welding of pipes and strips (FePO5 and BH180 steels, 1,5 mm thickness) at robotized station

Rys. 10. Stanowisko badawcze z zestawem termopar do badań cykli cieplnych przy spawaniu laserowym blach półwyrobów typu „tailored blanks”Fig. 10. Test station with the set of thermocouples for thermal cycles testing

Ci�cie laserowe

W procesie ci�cia laserowego, zanim zacznie si� formowa� ci�g�aszczelina ci�cia, wi�zka promieniowania musi przebi� materia� naca�ej jego grubo�ci. Przecinany materia� musi zosta� roztopiony,utleniony lub odparowany, a roztopiony materia� i jego pary musz�zosta� usuni�te strumieniem gazu. Jest to tzw. proces przebijaniamateria�u. Przebicie materia�u mo�na przeprowadzi� szybko,u�ywaj�c pe�nej mocy lasera, lub znacznie wolniej, wykorzystuj�cprogramowane narastanie mocy wi�zki tzw. rampy.

Wa�nym parametrem przy rozpoczynaniu procesu ci�cia,decyduj�cym o jako�ci ci�cia, jest sposób najazdu na kontur (rys. 11, 12), który dobiera si� do typu i rodzaju wycinanego konturu.Parametry przebijania, najazdu na kontur i ci�cia, zapewniaj�cejako�ciowe wyci�cie otworu o ma�ej �rednicy (rys. 12), ró�ni� si�znacznie od parametrów wycinania konturu o du�ych wymiarach.Ró�nice wynosz� np. 0,1 m/min i 1,7 m/min w zakresie pr�dko�cici�cia oraz 10 Hz i 10000 Hz w zakresie cz�stotliwo�ci emisji wi�zki.

Przy ci�ciu arkuszy o wielkich wymiarach, z których wykrawa si�np. kilkaset elementów o ró�nych kszta�tach, stosowane s� dziesi�tkizestawów parametrów przebijania, najazdu na kontur i ci�cia. Przywycinaniu ostrych naro�y stosowane s� specjalne techniki najazdu na kontur (ang. looping, bisecting, rys.13), pozwalaj�ce zminimalizowa�zaokr�glenia.

Rys. 11. G�ówne parametry technologiczne przy precyzyjnymwycinaniu otworów

Fig. 11. Basic technological parameters at the high definition cuttingof

Rys. 12. Zastosowanie techniki najazdu na kontur po trajektorii p�tliFig. 12. Looping technique at cutting

Ci�cie elementów p�askich (2D)

Ci�cie laserowe elementów p�askich znajduje najszerszezastosowanie przy konturowym wykrawaniu elementów o dowolnychkszta�tach w warunkach cz�sto zmieniaj�cego si� profilu produkcjioraz kszta�tów i rozmiarów elementów. W �wiatowej praktyceprzemys�owej istniej� tysi�ce przyk�adów zastosowania tej technologiim.in. przy produkcji paneli, os�on, obudów, drzwi, pi�, no�y,mechanizmów krzywkowych i innych tego typu elementów. Z równym powodzeniem wykorzystuj� technologi� ci�cia laserowegozarówno zak�ady o okre�lonym profilu produkcji, jak i zak�adywykonuj�ce jedynie pó�fabrykaty z blach.

Rys. 13. Uchwyt (przyrz�d medyczny)o wysokich tolerancjach wyci�tylaserem (stal Cr-Ni, g= 5 mm) Fig. 13. 2D high definition laser cutting(Cr-Ni steel, 5 mm thickness)

Ci�cie elementów przestrzennych (3D)

Z wykorzystaniem laserów COB2B i YAG prowadzi si� procesy ci�ciai wykrawania otworów w przestrzennie ukszta�towanych elementachkabin, obudów, karoserii, rur i profili zamkni�tych.

Rys. 14. Przyk�ady elementów 3D o wysokich tolerancjachwycinanych laserem (stal g��bokot�oczna ocynkowana galwanicznie0,8÷3 mm)Fig. 14. Two examples of 3D high definition cutted elements(Zn-coated steel, 0.8÷3.0 mm thickness)

Wnioski

W ostatnich latach uzyskano wiele osi�gni�� w zakresiewykorzystania wi�zki laserowej w procesach spawania i ci�cia. Nowo opracowane technologie i ich ró�ne warianty wp�ywaj� na zwi�kszenie zakresu stosowania tych procesów, a równocze�nie na zwi�kszenie pr�dko�ci spawania i ci�cia, jako�� spoin i powierzchni ci�cia oraz na wzrost efektów ekonomicznych. Znaczne osi�gni�cia wzakresie wykorzystania wi�zki laserowej ma Instytut Spawalnictwa,który dysponuje bardzo dobrym wyposa�eniem aparaturowymi do�wiadczeniem badawczym. Funkcjonuj�c jako centrum badawczo-wdro�eniowe, legitymuje si� szeregiem ciekawych zastosowa�praktycznych.

Literatura

[1] Böhme D., Hermann. F-D.: Handbuch der Schweißverfahren. Teil II. Düsseldorf, DVS-Verlag, 1992.

[2] Banasik M.: Lasery molekularne COB2B w zastosowaniachspawalniczych. Przegl�d Spawalnictwa nr 9, 2000 r.

[3] Kalla G.U.: COB2B Laserstrahlschweißen von 10 bis 20 mm dicken Stahlblechen. Schweißen und Schneiden, 1995, nr 8.

[4] Laserstrahltechnologien in der Schweißtechnik. Düsseldorf,DVS Verlag, 1989.

[5] LIA Handbook of laser materials processing. Magnolia Publishing, Inc. 2001.

[6] Materialbearbeitung durch Laserstrahl. Fachbuchsreihe Schweißtechnik. Düsseldorf, DVS Verlag, 1993.

[7] Metzbower E.A.: Penetration Depth in Laser Beam Welding. Welding Journal, 1993, no.9.

[8] Nagata, S., Katsumura M., Matsuda J., Hamasaki M.: Laser Welding Combined with TIG or MIG IIW-Doc. IV-390-85.

[[9] Nielsen S., Andersen M., Kristensen J., Jensen T.: Hybridwelding of thick section C/Mn steel and aluminium. IIW-DOC. XII 1731-2002.

[[10] Pekkari B.: Przysz�o�ciowe metody spawania i ci�cia - trendyrozwojowe i kierunki bada�. Biul. Inst. Spawalnictwa, 1995, nr 5.

[[11] Pilarczyk J., Piela A., Banasik M.: Wykroje blach"tailored blanks" spawane laserem. Przegl�d Spawalnictwanr 6, 2003.

[[12] Introduction to industrial laser material processing, Rofin-Sinar Laser GmbH, 1998.


[[14] Laser for Industry, Rofin-Sinar Laser GmbH, 1997.[15] Laser Tutorial. Fraunhofer-Institut für Lasertechnik (ILT),

Aachen 1998.







3P, ud�wig=30 kg,







a

b







Parametr Moc[W]



Rury 1000 1 f (+/–) =0* Pasy 2000 3 f (+/–) =0



Rys. 11. Główne parametry technologiczne przy precyzyjnym wycinaniu otworówFig. 11. Basic technological parameters at the high definition cutting of holes

Ci�cie laserowe













Wnioski


Literatura















Aachen 1998.

of

Rys. 12. Zastosowanie techniki najazdu na kontur po trajektorii pętli Fig. 12. Looping technique at cutting

Rys. 8. Makrostruktura złącza doczołowego blach karoseryjnych o zróżnicowanej grubości 1,5 mm i 0,7 mm ze stali ocynkowanej elektrolitycznie: a – spawanego laserem CO2, b – techniką hybrydową laser–TIGFig. 8. Macrostructure of butt joint in car body sheets (thicknesses of 1,5 and 0,7 mm), made of Zn-coated steel: a – CO2 laser, b – hybrid welding







3P, ud�wig=30 kg,







a

b







Parametr Moc[W]



Rury 1000 1 f (+/–) =0* Pasy 2000 3 f (+/–) =0









3P, ud�wig=30 kg,







a

b







Parametr Moc[W]



Rury 1000 1 f (+/–) =0* Pasy 2000 3 f (+/–) =0



µ

µ


Cięcie elementów płaskich (2D)Cięcie laserowe elementów płaskich znajduje najszersze

zastosowanie przy konturowym wykrawaniu elementów o dowolnych

kształtach w warunkach często zmieniającego się profilu produkcji oraz

kształtów i rozmiarów elementów. W światowej praktyce przemysłowej

istnieją tysiące przykładów zastosowania tej technologii m.in. przy

produkcji paneli, osłon, obudów, drzwi, pił, noży, mechanizmów

krzywkowych i innych tego typu elementów. Z równym powodzeniem

wykorzystują technologię cięcia laserowego zarówno zakłady o określonym

profilu produkcji, jak i zakłady wykonujące jedynie półfabrykaty z blach.

Cięcie elementów przestrzennych (3D)Z wykorzystaniem laserów CO2 i YAG prowadzi się procesy cięcia

i wykrawania otworów w przestrzennie ukształtowanych elementach

kabin, obudów, karoserii, rur i profili zamkniętych.

WnioskiW ostatnich latach uzyskano wiele osiągnięć w zakresie

wykorzystania wiązki laserowej w procesach spawania i cięcia.

Nowo opracowane technologie i ich różne warianty wpływają na

zwiększenie zakresu stosowania tych procesów, a równocześnie na

zwiększenie prędkości spawania i cięcia, jakość spoin i powierzchni

cięcia oraz na wzrost efektów ekonomicznych. Znaczne osiągnięcia

w zakresie wykorzystania wiązki laserowej ma Instytut Spawalnictwa,

który dysponuje bardzo dobrym wyposażeniem aparaturowym

i doświadczeniem badawczym. Funkcjonując jako centrum badawczo-

-wdrożeniowe legitymuje się szeregiem ciekawych zastosowań

praktycznych.

Literatura

[1] Böhme D., Hermann. F-D.: Handbuch der Schweißverfahren. Teil

II. Düsseldorf, DVS-Verlag, 1992.

[2] Banasik M.: Lasery molekularne CO2 w zastosowaniach

spawalniczych. Przegląd Spawalnictwa nr 9, 2000 r.

[3] Kalla G.U.: CO2 Laserstrahlschweißen von 10 bis 20 mm dicken

Stahlblechen. Schweißen und Schneiden, 1995, nr 8.

[4] Laserstrahltechnologien in der Schweißtechnik. Düsseldorf, DVS

Verlag, 1989.

[5] LIA Handbook of laser materials processing. Magnolia Publishing,

Inc. 2001.

[6] Materialbearbeitung durch Laserstrahl. Fachbuchsreihe

Schweißtechnik. Düsseldorf, DVS Verlag, 1993.

[7] Metzbower E.A.: Penetration Depth in Laser Beam Welding.

Welding Journal, 1993, no.9.

[8] Nagata, S., Katsumura M., Matsuda J., Hamasaki M.: Laser

Welding Combined with TIG or MIG IIW-Doc. IV-390-85.

[9] Nielsen S., Andersen M., Kristensen J., Jensen T.: Hybrid

welding of thick section C/Mn steel and aluminium. IIW-DOC.

XII 1731-2002.

[10] Pekkari B.: Przyszłościowe metody spawania i cięcia - trendy

rozwojowe i kierunki badań. Biul. Inst. Spawalnictwa, 1995, nr 5.

[11] Pilarczyk J., Piela A., Banasik M.: Wykroje blach „tailored

blanks” spawane laserem. Przegląd Spawalnictwa nr 6, 2003.

[12] Introduction to industrial laser material processing, Rofin-Sinar

Laser GmbH, 1998.

[13] Introduction to industrial laser material processing, Rofin-Sinar

Laser GmbH, 2003.

[14] Laser for Industry, Rofin-Sinar Laser GmbH, 1997.

[15] Laser Tutorial. Fraunhofer-Institut für Lasertechnik (ILT), Aachen

1998.

Ci�cie laserowe













Wnioski


Literatura















Aachen 1998.

Rys. 14. Przykłady elementów 3D o wysokich tolerancjach wycinanych laserem (stal głębokotłoczna ocynkowana galwanicznie 0,8÷3 mm)Fig. 14. Two examples of 3D high definition cutted elements(Zn-coated steel, 0.8÷3.0 mm thickness)

Ci�cie laserowe













Wnioski


Literatura















Aachen 1998.

�ncjach

g= 5 mm) definition las

thickness)

Rys. 13.Rys. 13. Uchwyt (przyrząd medyczny) o wysokich tolerancjach wycięty o wysokich tolerancjach wycięty laserem (stal Cr-Ni, g= 5 mm)laserem (stal Cr-Ni, g= 5 mm)laserem (stal Cr-Ni, g= 5 mm)Fig. 13.Fig. 13. 2D high definition laser cutting (Cr-Ni steel, 5 mm thickness)cutting (Cr-Ni steel, 5 mm thickness)


Aspekty napawania stopami Inconel 625 i 686 elementów w kotłach do spalania odpadów

Aspects of pad welding of waste incineration boiler elements with Inconel 625 and 686 alloys

Katedra Nauki o Materiałach, Politechnika ŚląskaKatedra Nauki o Materiałach, Politechnika Śląska

prof. dr hab. inż. Piotr Adamiec

dr inż. Janusz Adamiec

Spalanie odpadów i innych paliw stałych, takich jak słoma czy odpady drzewne wymaga bardzo specjalistycznych systemów przygotowania i spalania paliwa. Spalanie biomasy spowodowane jest koniecznością utylizacji tych paliw, a ponadto, ze względu na odnawialność tego paliwa, przyczynia się do ochrony zasobów naturalnych. Jednak w wyniku spalania biomasy mogą powstawać bardzo agresywne chlorki i fluorki powodujące korozję. Ze spalaniem odpadów związane są zjawiska powierzchniowe, które mogą towarzyszyć kontaktowi spalin z elementami kotła. Procesy korozyjne w komorze spalania mają charakter:

• utleniający, związany z obecnością kwasów azotowego i chromowego, soli żelaza i miedzi, azotynów, chromianów, mocznika;• redukujący, związany z obecnością kwasów siarkowego, solnego i fosforowego, kwasów organicznych, roztworów soli alkalicznych

i halogenków;• utleniająco-redukujący, związany z obecnością mieszanin ww. związków.Obecność tych związków i podwyższona temperatura może prowadzić m.in. do korozji szczelinowej (rys. 1a i b) lub pittingowej (rys. 1c) [1].

Zabezpieczeniem przed skutkami takiej korozji jest stosowanie najczęściej stopów niklu, głównie Inconela 625 oraz droższego, o wyższej zawartości Mo – Inconela 686. Orientacyjny skład chemiczny i właściwości tych stopów zestawiono w tablicy I. Do innych metod zabezpieczania elementów kotłów można zaliczyć: zastosowanie wykładzin ceramicznych (w starszych rozwiązaniach kotłów), zastosowanie rur dwuwarstwowych (composite tube), napawanie elementów kotłów stopami odpornymi na korozję i erozję [2, 3]. Rury napawane stopem Inconel 625 wykazują podobne lub lepsze własności niż rury dwuwarstwowe, lecz są od nich tańsze i bardziej uniwersalne. Rury są napawane automatycznie obwodowo drutami o średnicy 1,0÷1,2, w osłonie gazów ochronnych, łukiem pulsującym. Uzyskuje się jednolitą warstwę o grubości do 2 mm w jednym przejściu. Udział materiału rodzimego w napoinie zawiera się w granicach od 5 do 7%. Zawartość żelaza na powierzchni napoiny nie przekracza 6%, co jest bardzo ważne z uwagi na odporność na korozję warstwy. Rury napawane wykonuje się o długościach do 137 m [2, 3].

STRESZCZENIE

Opisano zjawiska i procesy korozyjne w komorach kotłów umożliwiających spalanie odpadów. Podano sposoby zabezpieczania przed korozją elementów kotłów, takich jak rury wymienników ciepła i ściany szczelne.

Zaprezentowano wyniki prób napawania rur wymienników stopami Inconel 625 i 686, tj. parametry napawania, materiały dodatkowe oraz właściwości napoin, tzn. udział materiału rodzimego w napoinie, grubość napoiny, podziałkę napoin, zawartość Fe na powierzchni napoiny. W podsumowaniu sprecyzowano, jakie czynniki technologiczne decydują o jakości procesu napawania stopami niklu rur wymienników.

ABSTRACT

The corrosion processes and phenomena in the boiler chambers suitable for waste incineration were described. Methods of protecting boiler elements such as heat exchanger pipes and sheet pile walls from corrosion were presented. The results of test pad welding of heat exchanger pipes with Inconel 625 and 686 type alloys were shown, e.g. the pad welding parameters, additional materials and the pad welds characteristics such as the native material fraction in the pad weld, thickness and pitch of the pad welds and Fe content on the pad weld surface. In the conclusion it has been stated which technological factors decide about the quality of the pad welding of heat exchanger pipes with nickel alloys process.

Wydział Transportu, Politechnika ŚląskaWydział Transportu, Politechnika Śląska

Spawalność stopów Inconel

Ogólnie stopy Inconel należą do stopów Ni-Cr-Mo i są dobrze spawalne, a ich spawalność jest porównywalna do spawalności stali wysokostopowych [4]. Podczas napawania ww. stopów należy zwracać uwagę m.in. na: skłonność do pękania gorącego spoin i pęknięć w kraterze, mniejszą penetrację łuku elektrycznego wynikającą z większej lepkości metalu spoiny, możliwości tworzenia się wtrąceń żużlowych między warstwami ze względu na wysoką temperaturę topienia się tlenków niklu (ok. 2100°C) w porównaniu do temperatury topienia metalu spoiny (ok. 1450°C).

Przydatność stopiw Ni-Cr-Mo do napawania jest oceniana zwykle na podstawie wyników próby Varestraint. Dla większości stopiw Ni-Cr-Mo wyniki tej próby są porównywalne z wynikami stali 304L

(X5CrNi18.10) zawierającej ok. 5÷10% fazy ferrytowej Fe–δ.Z podwyższonej skłonności stopiw Ni-Cr-Mo do pękania go-

rącego wynikają następujące zalecenia technologiczne:• należy stosować niskie energie spawania – 1÷2 kJ/mm przy napawaniu ręcznym elektrodami otulonymi, metodą TIG i metodą MIG oraz do 3 kJ przy napawaniu łukiem krytym;• do przygotowania należy stosować tylko metody mechaniczne;• powierzchnie muszą być bardzo starannie oczyszczone z wszelkich zanieczyszczeń;• materiały dodatkowe powinny gwarantować uzyskanie stopiwa o bardzo małej zawartości S i P;• przy napawaniu należy dążyć do napoin wykonanych prostymi ściegami, pamiętając jednocześnie o wypełnieniu kraterów (menisk wypukły).

W S T Ę P


Ogl�dziny zewn�trzne

Ogl�dziny zewn�trzne zosta�y przeprowadzone zgodnie zwymogami normy PN-EN 970 „...”. Badania przeprowadzonoprzy u�yciu lup powi�kszaj�cych 5x. Zdj�cia powierzchni licaprzedstawiono na rysunku 4.

Rys. 4. Lico napoiny ze stopu Inconel 625: a – gaz os�onowyArgomag S1, b – Argomag NiFig. 4. Face of the pad weld made with Inconel 625: a – ArgomagS1 shielding gas, b – Argomag Ni shielding gas

Ogl�dziny wykaza�y poprawno�� lica dla spoin wykonanych w os�onie wielosk�adnikowej mieszanki os�onowej Argomag Ni (rys.4b), natomiast stosowanie mieszanki Ar + 1% OB2 Bpowodowa�opowstawanie licznych odprysków, co jest niedopuszczalne przeztowarzystwa odbiorowe (rys. 4a). Nie obserwowano p�kni�� lub innych nieci�g�o�ci napoiny.

Badania metalograficzne

Badania makrograficzne maj�ce na celu okre�lenie poprawno�ciwtopienia oraz ujawnienie wad w napoinie przeprowadzono namikroskopie stereoskopowym Olympus SZX9 przy powi�kszeniu50x. Wyci�te prostopadle do osi rury próbki by�y szlifowanei polerowane zgodnie z systemem eksperckim firmy Buehler.Makrostruktury napoin pokazano na rysunku 5.

Rys. 5. Makrostruktura napoin ze stopu Inconel 625: a – napoinawykonana w os�onie Ar + 1% OB2,B, powierzchnia rury wyj�ciowejpo �rutowaniu, b – napoina wykonana w os�onie Argomag Ni, ruraprzed napawaniem by�a �rutowana i szlifowanaFig. 5. Macrostructure of pad welds of Inconel 625 alloy: a – padweld made in a Ar + 1% OB2B shielding, the surface of the exit pipeafter shot blasting, b – pad weld made in an Argomag Ni shielding, the pipe was shot blasted and ground before the padwelding

Ujawnione makrostruktury napoin wykonanych w os�oniemieszanki S1 charakteryzowa�y si� nierównomiern� lini�wtopienia, licznymi przyklejeniami oraz p�cherzami w napoinie(rys. 5a). Napawanie w os�onie mieszanki wielosk�adnikowej rurpo �rutowaniu zapewni�o brak przykleje�, jednak stwierdzononierównomierne wtopienie oraz liczne p�cherze. Niezgodno�ci tes� spowodowane nie do�� dok�adnie przygotowanym pod�o�empod napawanie. Próby napawania na rurach po szlifowaniuwykaza�y mo�liwo�� uzyskania g�adkiego i równomiernegowtopienia, bez p�cherzy oraz innych wtr�ce� niemetalicznych(rys. 5b).Wykonano równie� badania mikrostruktury na mikroskopie�wietlnym przy powi�kszeniu do 500x. Próbki do bada� by�ytrawione elektrolitycznie w NaOH, przy napi�ciu 25 V przez 20 s.Ujawnione mikrostruktury pokazano na rysunku 6.

a b

a b

c d

Rys. 6. Mikrostruktury napawanych warstw: a – linia wtopienia,Inconel 686, b – linia wtopienia, Inconel 625, c – obszar napoiny,Inconel 686, d – napoina, Inconel 625Fig. 6. Microstructure of the padded layers: a – lineof fusionInconel 686, b – line of fusion, Inconel 625, c – pad weld area, Inconel 686, d – pad weld, Inconel 625

Struktury napoin (tabl. III, poz. 5÷8) mia�y prawid�owepo��czenie z materia�em rury. Wyra�nie wida� ortogonalnenarastanie kryszta�ów struktury pierwotnej do powierzchniodprowadzenia ciep�a (rys. 6a, b). Struktury badanych napoincharakteryzuj� si� uk�adem dendrytycznym (rys. 6c, d). Nie obserwowano istotnych ró�nic w strukturze pomi�dzy napoiniamiwykonanymi stopem Inconel 625, a napoinami ze stopu Inconel686 (rys. 6). Nie ujawniono równie� �adnych mikrop�kni��.Przeprowadzone badania potwierdzi�y prawid�owo�� wykonanegowtopienia oraz poszczególnych stref napoiny, tj. strefy wp�ywuciep�a (bardzo w�ska, ze wzgl�du na zastosowane ch�odzenie odwewn�trz rury) oraz obszaru napoiny.

pektrometrem [5].

�ego doos

IV.

a bOcena zawarto�ci �elaza na powierzchni napoiny

Jednym z warunków dopuszczenia technologii napawania rurwymienników ciep�a w spalarniach odpadów jest ocenazawarto�ci �elaza w warstwie powierzchniowej napoiny.Towarzystwa odbiorowe w swoich zaleceniach wymagaj�, abyzawarto�� elaza w warstwie napawanej automatycznie nieprzekracza�a 7%, natomiast dla spawania r�cznego mo�e wynosi�do 10%. Badania te nale�y wykona� s

Do analizy zawarto�ci �elaza na powierzchni napoinywykorzystano spektrometr rentgenowski EDS Noran System SIX.Spektrometr umo�liwia analiz� sk�adu chemicznego napowierzchni próbki zarówno jako�ciow�, jak i ilo�ciow�.Przeprowadzono mikroanaliz� sk�adu chemicznego przy napi�ciuprzyspieszaj�cym 15 kV i powi�kszeniu 40x z obszaru 3 x 3 mm.Przyk�adowe widma promieniowania dla napoiny Inconel 625oraz Inconel 686 pokazano na rysunku 7, natomiast w tablicy IVzestawiono wyniki pomiarów ilo�ciowych. Dla sprawdzeniazawarto�ci �elaza na przekroju napoiny wykonano liniowerozk�ady pierwiastków na powierzchni przekroju prostopad

i rury (rys. 8). Istotnym problemem podczas oceny zawarto�ci Fe w napoinach ze stopów Ni jest mo�liwo�� pomiaru na budowach. W celuweryfikacji otrzymanych wyników przeprowadzono pomiary zapomoc� przeno�nego spektrometru XRF firmy Niton serii XLt 500. Wyniki zestawiono w tablicy

Analiza wyników bada�

Przeprowadzono próby technologiczne napawania rur ze stali kot�owejstopami Inconel 625 oraz 686. Rury takie s� wykorzystywane do wy-twarzania wymienników ciep�a w kot�ach umo�liwiaj�cych spala-

do przygotowania nale�y stosowa� tylko metody mechaniczne; powierzchnie musz� by� bardzo starannie oczyszczonez wszelkich zanieczyszcze�; materia�y dodatkowe powinny gwarantowa� uzyskanie stopiwa o bardzo ma�ej zawarto�ci S i P; przy napawaniu nale�y d��y� do napoin wykonanych prostymi�ciegami, pami�taj�c jednocze�nie o wype�nieniu kraterów (me-nisk wypuk�y).

Rys. 1. Przyk�ady mo�liwej korozji podczas spalania odpadów:a – korozja szczelinowa w efekcie ró�nej koncentracji jonów, ze-wn�trz i wewn�trz szczelin, b – korozja szczelinowa w efekcieró�nej koncentracji tlenu, zewn�trz i wewn�trz szczelin,c – korozja pittingowa w efekcie autokatalizy w wyniku wzrostu poziomu jonów CIP

-P i HP

+P[4]

Fig. 1. Examples of possibile types of corrosion during waste incineration: a – crevice corrosion as an effect of different ionconcentration on the outside and in the inside of crevices, b –crevice corrosion as an effect of different oxygen concentration onthe outside and in the inside of crevices, c – pitting corrosion as aneffect of autocatalysis resulting from an increase in the amount ofCIP

-P and HP

+P ions [4]

Próby napawania

Do wykonania napoin wykorzystano rur� o �rednicy48,3x5,0 mm ze stali St35.8III wg normy ISO DIS 9329-2. Do na-pawania u�yto stopu Inconel 625 w postaci drutu o gatunku NiCr 60/20 wg AWS A5.14-M97 o �rednicy 1,0 mm oraz stopu Inconel686 NiCrMo 59/23 wg AWS A5.14-M97 (tabl. I). Sk�ad chemicz-ny stali oraz mieszanek gazów os�onowych zamieszczony zosta� w tablicy II.

Do nak�adania warstw ze stopu Ni wykorzystano maszyn�umo�liwiaj�c� obrót, jak równie� posuw napawanej rury. Stano-wisko do napawania sk�ada�o si� ze spawarki firmy KEMPPI Pro4200 Evolution, która zaopatrzona by�a w palnik maszynowych�odzony wod� firmy FRONIUS. Rura ci�gniona przez maszyn�prowadzona by�a po u�o�yskowanym przeno�niku w celu

zapewnienia p�ynno�ci obrotu. Stanowisko do napawania pokaza-no na rysunku 2. Parametry napawania przedstawiono w tablicy III.

Przyk�adowe napawane rury pokazano na rysunku 3.

Tablica II. Sk�ad chemiczny stali St35.8III wg normy ISO DIN9329-2

Table II. Chemical composition of St35.8III steel according toISO DIN 9329-2

Znak Sk�ad chemiczny [%]Stal C Si Mo P S

St35.8III 0,17 0,35 0,80 0,040 0,040Gaz Ar He CoB2B HB2B OB2B

Agromag Ni (A Ni) 67,88 30,00 0,12 2,00 –Agromag S1 (A S1) 99,00 – – – 1

a

b

Rys. 2. Stanowisko do napawania rur stopami niklu Fig. 2. Test stand for pad welding of pipes using nickel alloys

Tablica III. Parametry napawania metod� MAG stopu na bazie niklu

Table III. Parameters used for pad welding using nickel-basedalloys and the MAG method

Stopiwo Gaz I [A] U [V] Gaz[l/min]

VBdrutuB

[m/min]

Skokmaszyny

[mm]Inconel 625 A Si 167÷168 24,3 18 9,6 3Inconel 625 A Si 170÷175 24,5 18 10,1 3Inconel 625 A Ni 167÷168 28,7 18 9,3 2Inconel 625 A Ni 230÷240 27,5 18 10,1 2Inconel 625 A Ni 190÷193 31,5 18 10,2 2Inconel 625 A Ni 167÷169 31,8 18 10,0 2Inconel 686 A Ni 186÷189 30,5 18 10,6 2Inconel 686 A Ni 190÷192 32,4 18 11,5 3

Rys. 3. Wykonane rury próbne napawane stopem Inconel 625w Energoinstal SA (tabl. III, poz. 5) Fig. 3. Test pipes pad welded with an Inconel 625 alloymanufactured in Energoinstal SA (table III, pos. 5)

c

Tablica II. Skład chemiczny stali St35.8III wg normy ISO DIN 9329-2Table II. Chemical composition of St35.8III steel according to

ISO DIN 9329-2

Próby napawaniaDo wykonania napoin wykorzystano rurę o średnicy 48,3x5,0 mm

ze stali St35.8III wg normy ISO DIS 9329-2. Do napawania użyto stopu Inconel 625 w postaci drutu o gatunku NiCr 60/20 wg AWS A5.14-M97 o średnicy 1,0 mm oraz stopu Inconel 686 NiCrMo 59/23 wg AWS A5.14-M97 (tabl. I). Skład chemiczny stali oraz mieszanek gazów osłonowych zamieszczony został w tablicy II.

Do nakładania warstw ze stopu Ni wykorzystano maszynę umożliwiającą obrót, jak również posuw napawanej rury. Stanowisko do napawania składało się ze spawarki firmy KEMPPI Pro 4200 Evolution, która zaopatrzona była w palnik maszynowy chłodzony wodą firmy FRONIUS. Rura ciągniona przez maszynę prowadzona była po ułożyskowanym przenośniku w celu zapewnienia płynności obrotu. Parametry napawania przedstawiono w tablicy III. Przykładowe napawane rury pokazano na rysunku 2.

Tablica III. Parametry napawania metodą MAG stopu na bazie nikluTable III. Parameters used for pad welding using nickel based alloys and

the MAG method

Rys. 2. Wykonane rury próbne napawane stopem Inconel 625 w Energoinstal SA (tabl. III, poz. 5)Fig. 2. Test pipes pad welded with an Inconel 625 alloy manufactured in Energoinstal SA (table III, pos. 5)

Oględziny zewnętrzne

Oględziny zewnętrzne zostały przeprowadzone zgodnie z wy-mogami normy PN-EN 970 „...”. Badania przeprowadzono przy użyciu lup powiększających 5x. Zdjęcia powierzchni lica przedstawiono na rysunku 3.

Rys. 3. Lico napoiny ze stopu Inconel 625: a – gaz osłonowy Argomag S1, b – Argomag NiFig. 3. Face of the pad weld made with Inconel 625: a – Argomag S1 shielding gas, b – Argomag Ni shielding gas

Tablica I. Orientacyjny skład chemiczny i właściwości mechaniczne stopów Inconel [1, 2]

Table I. Chemical composition and mechanical characteristics of Inconel alloys [1, 2]

Aspekty napawania stopami Inconel 625 i 686 elementów w kot�ach do spalania odpadów

Aspects of pad welding of waste incineration boilerelements with inconel 625 and 686 alloys

StreszczenieOpisano zjawiska i procesy korozyjne w komorach kot�ów

umo�liwiaj�cych spalanie odpadów. Podano sposoby zabezpie-czania przed korozj� elementów kot�ów, takich jak rury wymien-ników ciep�a i �ciany szczelne.

Zaprezentowano wyniki prób napawania rur wymiennikówstopami Inconel 625 i 686, tj. parametry napawania, materia�y do-datkowe oraz w�a�ciwo�ci napoin, tzn. udzia� materia�u rodzimegow napoinie, grubo�� napoiny, podzia�k� napoin, zawarto�� Fe napowierzchni napoiny. W podsumowaniu sprecyzowano, jakieczynniki technologiczne decyduj� o jako�ci procesu napawaniastopami niklu rur wymienników.

Uwagi dotycz�ce spawalno�ci stopów InconelOgólnie stopy Inconel nale�� do stopów Ni-Cr-Mo i s� do-

brze spawalne, a ich spawalno�� jest porównywalna do spawalno-�ci stali wysokostopowych [4].

Podczas napawania ww. stopów nale�y zwraca� uwag� m.in.na: sk�onno�� do p�kania gor�cego spoin i p�kni�� w kraterze,mniejsz� penetracj� �uku elektrycznego wynikaj�c� z wi�kszejlepko�ci metalu spoiny, mo�liwo�ci tworzenia si� wtr�ce� �u�lo-wych mi�dzy warstwami ze wzgl�du na wysok� temperatur� to-pienia si� tlenków niklu (ok. 2100 C) w porównaniu do tempera-tury topienia metalu spoiny (ok. 1450 C).

Przydatno�� stopiw Ni-Cr-Mo do napawania jest ocenianazwykle na podstawie wyników próby Varestraint. Dla wi�kszo�cistopiw Ni-Cr-Mo wyniki tej próby s� porównywalnez wynikami stali 304L (X5CrNi18.10) zawieraj�cej ok. 5 10% fa-zy ferrytowej Fe– .

Z podwy�szonej sk�onno�ci stopiw Ni-Cr-Mo do p�kania go-r�cego wynikaj� nast�puj�ce zalecenia technologiczne: nale�y stosowa� niskie energie spawania – 1 2 kJ/mm przy

AbstractThe corrosion processes and phenomena in the boiler

chambers suitable for waste incineration were described. Methods of protecting boiler elements such as heat exchanger pipes andsheet pile walls from corrosion were presented. The results of testpad welding of heat exchanger pipes with inconel 625 and 686type alloys were shown, e.g. the pad welding parameters,additional materials and the pad welds characteristics such as thenative material fraction in the pad weld, thickness and pitch of thepad welds and Fe content on the pad weld surface. In theconclusion it has been stated which technological factors decideabout the quality of the pad welding of heat exchanger pipes withnickel alloys process.

napawaniu r�cznym elektrodami otulonymi, metod� TIGi metod� MIG oraz do 3 kJ przy napawaniu �ukiem krytym;Tablica I. Orientacyjny sk�ad chemiczny i w�a�ciwo�ci mecha-

niczne stopów Inconel [1, 2]Table I. Chemical composition and mechanical characteristics of

Inconel alloys [1, 2]

Zawarto�� pierwiastków [%]Rodzajstopu Cr Mo Nb W Ti Mn Si C Fe Ni Uwagi

Inconel625

21,0÷23,0

8,0÷10,0

3,2÷3,8 – 0,40 0,40 0,40 0,12 3,0 reszta

Inconel686

19,0÷23,0

15,0÷17,0 – 3,0÷

4,40,02÷0,25 0,75 0,08 0,01 1,0 reszta

C, Mni Fe wart.max

W�a�ciwo�ci mechaniczne

RBeB [MPa] RBmB [MPa] AB5B

Wspó�.rozsz. liniowej do 370ºC, 10P

-6P 1/K Rodzaj stopu

0,1% 1%Inconel 625 415 445 830 35 13,50Inconel 686 379 – 758 60 –

prof. dr hab. in�. Piotr Adamiec

dr in�. Janusz Adamiec

Wydzia� Transportu, Politechnika �l�ska

Katedra Nauki o Materia�ach, Politechnika �l�ska

Spalanie odpadów i innych paliw sta�ych, takich jak s�oma czy odpady drzewne wymaga bardzo specjalistycznychsystemów przygotowania i spalania paliwa. Spalanie biomasy spowodowane jest konieczno�ci� utylizacji tych paliw, aponadto, ze wzgl�du na odnawialno�� tego paliwa, przyczynia si� do ochrony zasobów naturalnych. Jednak w wynikuspalania biomasy mog� powstawa� bardzo agresywne chlorki i fluorki powoduj�ce korozj�. Ze spalaniem odpadówzwi�zane s� zjawiska powierzchniowe, które mog� towarzyszy� kontaktowi spalin z elementami kot�a. Procesy korozyj-ne w komorze spalania maj� charakter: utleniaj�cy, zwi�zany z obecno�ci� kwasów azotowego i chromowego, soli �elaza i miedzi, azotynów, chromianów,mocznika; redukuj�cy, zwi�zany z obecno�ci� kwasów siarkowego, solnego i fosforowego, kwasów organicznych, roztworów solialkalicznych i halogenków; utleniaj�co-redukuj�cy, zwi�zany z obecno�ci� mieszanin ww. zwi�zków.

Obecno�� tych zwi�zków i podwy�szona temperatura mo�e prowadzi� m.in. do korozji szczelinowej (rys. 1a i b) lub pittingowej (rys. 1c) [1]. Zabezpieczeniem przed skutkami takiej korozji jest stosowanie najcz��ciej stopów niklu, g�ównieInconela 625 oraz dro�szego, o wy�szej zawarto�ci Mo – Inconela 686. Orientacyjny sk�ad chemiczny i w�a�ciwo�ci tychstopów zestawiono w tablicy I. Do innych metod zabezpieczania elementów kot�ów mo�na zaliczy�: zastosowanie wy-k�adzin ceramicznych (w starszych rozwi�zaniach kot�ów), zastosowanie rur dwuwarstwowych (composite tube), napa-wanie elementów kot�ów stopami odpornymi na korozj� i erozj� [2, 3]. Rury napawane stopem Inconel 625 wykazuj�podobne lub lepsze w�asno�ci ni� rury dwuwarstwowe, lecz s� od nich ta�sze i bardziej uniwersalne. Rury s� napawaneautomatycznie obwodowo drutami o �rednicy 1,0 1,2, w os�onie gazów ochronnych, �ukiem pulsuj�cym. Uzyskuje si�jednolit� warstw� o grubo�ci do 2 mm w jednym przej�ciu. Udzia� materia�u rodzimego w napoinie zawiera si� w grani-cach od 5 do 7%. Zawarto�� elaza na powierzchni napoiny nie przekracza 6%, co jest bardzo wa�ne z uwagi na od-porno�� na korozj� warstwy. Rury napawane wykonuje si� o d�ugo�ciach do 137 m [2, 3].

WST�P



-P i HP

+P[4]


-P and HP

+P ions [4]

Próby napawania










a

b





VBdrutuB

[m/min]

Skokmaszyny



c

Rys. 1. Przykłady możliwej korozji podczas spalania odpadów: a – korozja szczelinowa w efekcie różnej koncentracji jonów, zewnątrz i wewnątrz szczelin, b – korozja szczelinowa w efekcie różnej koncentracji tlenu, zewnątrz i wewnątrz szczelin, c – korozja pittingowa w efekcie autokatalizy w wyniku wzrostu poziomu jonów CI- i H+ [4]Fig. 1. Examples of possibile types of corrosion during waste incineration: a – crevice corrosion as an effect of different ion concentration on the outside and in the inside of crevices, b – crevice corrosion as an effect of different oxygen concentration on the outside and in the inside of crevices, c – pitting corrosion as an effect of autocatalysis resulting from an increase in the amount of CI- and H+ ions [4]



-P i HP

+P[4]


-P and HP

+P ions [4]

Próby napawania










a

b





VBdrutuB

[m/min]

Skokmaszyny



c



-P i HP

+P[4]


-P and HP

+P ions [4]

Próby napawania










a

b





VBdrutuB

[m/min]

Skokmaszyny



c

CO


Oględziny wykazały poprawność lica dla spoin wykonanych w osłonie wieloskładnikowej mieszanki osłonowej Argomag Ni (rys. 3b), natomiast stosowanie mieszanki Ar + 1% O2 powodowało powstawanie licznych odprysków, co jest niedopuszczalne przez towarzystwa odbiorowe (rys. 3a). Nie obserwowano pęknięć lub innych nieciągłości napoiny.


Badania makrograficzne mające na celu określenie poprawności wtopienia oraz ujawnienie wad w napoinie przeprowadzono na mikroskopie stereoskopowym Olympus SZX9 przy powiększeniu 50x. Wycięte prostopadle do osi rury próbki były szlifowane i polerowane zgodnie z systemem eksperckim firmy Buehler. Makrostruktury napoin pokazano na rysunku 4.

Rys. 4. Makrostruktura napoin ze stopu Inconel 625: a – napoina wykonana w osłonie Ar + 1% O2, powierzchnia rury wyjściowej po śrutowaniu, b – napoina wykonana w osłonie Argomag Ni, rura przed napawaniem była śrutowana i szlifowana Fig. 4. Macrostructure of pad welds of Inconel 625 alloy: a – pad weld made in a Ar + 1% O2 shielding, the surface of the exit pipe after shot blasting, b – pad weld made in an Argomag Ni shielding, the pipe was shot blasted and ground before the pad welding

Ujawnione makrostruktury napoin wykonanych w osłonie mieszanki S1 charakteryzowały się nierównomierną linią wtopie-nia, licznymi przyklejeniami oraz pęcherzami w napoinie (rys. 4a). Napawanie w osłonie mieszanki wieloskładnikowej rur po śrutowaniu zapewniło brak przyklejeń, jednak stwierdzono nierównomierne wtopienie oraz liczne pęcherze. Niezgodności te są spowodowane nie dość dokładnie przygotowanym podłożem pod napawanie. Próby napawania na rurach po szlifowaniu wykazały możliwość uzyskania gładkiego i równomiernego wtopienia, bez pęcherzy oraz innych wtrąceń niemetalicznych (rys. 4b).

Rys. 5. Mikrostruktury napawanych warstw: a – linia wtopienia, Inconel 686, b – linia wtopienia, Inconel 625, c – obszar napoiny, Inconel 686, d – napoina, Inconel 625Fig. 5. Microstructure of the padded layers: a – lineof fusion Inonel 686, b – line of fusion, Inconel 625, c – pad weld area, Inconel 686, d – pad weld, Inconel 625

Wykonano również badania mikrostruktury na mikroskopie świetlnym przy powiększeniu do 500x. Próbki do badań były trawione elektrolitycznie w NaOH, przy napięciu 25 V przez 20 s. Ujawnione mikrostruktury pokazano na rysunku 5.

Struktury napoin (tabl. III, poz. 4÷7) miały prawidłowe połączenie z materiałem rury. Wyraźnie widać ortogonalne narastanie kryształów struktury pierwotnej do powierzchni odprowadzenia ciepła (rys. 5a, b). Struktury badanych napoin charakteryzują się układem dendrytycznym (rys. 5c, d). Nie obserwowano istotnych różnic w strukturze pomiędzy napoiniami wykonanymi stopem Inconel 625, a napoinami ze stopu Inconel 686 (rys. 5). Nie ujawniono również żadnych mikropęknięć. Przeprowadzone badania potwierdziły prawidłowość wykonanego wtopienia oraz poszczególnych stref napoiny, tj. strefy wpływu ciepła (bardzo wąska, ze względu na zastosowane chłodzenie od wewnątrz rury) oraz obszaru napoiny.

Ocena zawartości żelaza na powierzchni napoiny

Jednym z warunków dopuszczenia technologii napawania rur wymienników ciepła w spalarniach odpadów jest ocena zawartości żelaza w warstwie powierzchniowej napoiny. Towarzystwa odbiorowe w swoich zaleceniach wymagają, aby zawartość żelaza w warstwie napawanej automatycznie nie przekraczała 7%, natomiast dla spawania ręcznego może wynosić do 10%. Badania te należy wykonać spektrometrem [5]. Do analizy zawartości żelaza na powierzchni napoiny wykorzy-stano spektrometr rentgenowski EDS Noran System SIX. Spektrometr umożliwia analizę składu chemicznego na powierzchni próbki zarówno jakościową, jak i ilościową.

Przeprowadzono mikroanalizę składu chemicznego przy napięciu przyspieszającym 15 kV i powiększeniu 40x z obszaru 3 x 3 mm. Przykładowe widma promieniowania dla napoiny Inconel 625 oraz Inconel 686 pokazano na rysunku 6, natomiast w tablicy IV zestawiono wyniki pomiarów ilościowych. Dla sprawdzenia zawartości żelaza na przekroju napoiny wykonano liniowe rozkłady pierwiastków na powierzchni przekroju prostopadłego do osi rury (rys. 7).

Istotnym problemem podczas oceny zawartości Fe w napoinach ze stopów Ni jest możliwość pomiaru na budowach. W celu wery-fikacji otrzymanych wyników przeprowadzono pomiary za pomocą przenośnego spektrometru XRF firmy Niton serii XLt 500. Wyniki zestawiono w tablicy IV.

Tablica IV. Właściwości metalurgiczne oraz wyniki pomiarów cech geometrycznych napoin

Table IV. Metallurgical properties and geometrical characteristics measurement results for the pad welds









a b

a b

c d



pektrometrem [5].

�ego doos

IV.















a b

a b

c d



pektrometrem [5].

�ego doos

IV.







nie odpadów. Warstwa Inconelu wyra�nie zwi�ksza odporno�� rur na zu�ycie korozyjne i erozyjne [1÷4]. Rys. 7. Widmo promieniowania RTG (EDS): a – napoina Inconel

625 (tabl. III, poz. 6), b – napoina Inconel 686 (tabl. III, poz. 8)Fig. 7. X-ray radiation spectrum (EDS): a – pad weld Inconel 625(table III, pos. 6), b – pad weld Inconel 686 (table III, pos. 8)

Rys. 8. Przyk�adowy liniowy rozk�ad pierwiastków w napoinie zestopu Inconel 625 (tabl. III, poz. 6)Fig. 8. Sample linear distribution of elements in an Inconel 625 alloy pad weld (table III, pos. 6)

Tablica IV. W�a�ciwo�ci metalurgiczne oraz wyniki pomiarów cechgeometrycznych napoin

Table IV. Metallurgical properties and geometrical characteristicsmeasurement results for the pad welds

W�a�ciwo�cimetal czneurgi

Parametrygeometryczne

Fe [%]

Nrpróbki

Twardo��HV1

[%]

w[mm] EDS XLt

g[mm]

t[mm]

1 242 39,4 1,42 14,9 15,0 1,2 2,962 228 11,0 0,34 17,0 16,5 1,6 2,803 215 0,0 0 1,3 1,4 0,9 2,554 230 9,1 0,36 1,1 1,3 1,9 2,115 243 5,4 0,2 0,6 1,0 2,3 2,506 247 30,1 1,16 0,8 0,9 2,1 2,507 235 6,0 0,22 1,5 1,3 2,0 2,308 226 4,1 0,16 1,3 1,4 2,3 2,40

Gdzie: – udzia� materia�u rodzimego w napoinie, w – szeroko�� strefywymieszania, g – grubo�� napoiny, t – zachodzenie �ciegów kolejnychnapoin

Stwierdzono trudno�ci w procesie napawania stopami na bazie Ni. S� to przede wszystkim trudno�ci technologiczne. Istotnymczynnikiem decyduj�cym o wykonaniu poprawnej spoiny jestenergia liniowa �uku. Dla uzyskania w�a�ciwie wtopionej war-stwy, o prawid�owej grubo�ci oraz odpowiedniej zawarto�ci Fe,energia liniowa �uku nie powinna przekracza� 3 kJ/cm.

a

Wyniki bada� wp�ywu parametrów pr�dowych na proces napa-wania wskazuj� na konieczno�� stosowania pr�du sta�ego oraz �u-ku pulsuj�cego, co zapewnia wprowadzenie o ok. 20-30% mniejciep�a. W technologii napawania (WPS) przewidywany jest tzw.puls. Równie� stabilno�� napi�cia zasilania musi by� gwaranto-wana ( 230 V) w procesie napawania (tabl. III).

Kolejnym czynnikiem decyduj�cym o procesie napawania jest wymuszone ch�odzenie zapewniaj�ce w�a�ciwy odbiór ciep�a, a tym samym w�sk� stref� wymieszania napoiny z materia�em ro-dzimym rury (tabl. IV).

b

Du�y wp�yw na jako�� napoiny ma równie� czysto�� napawa-nych powierzchni. W praktyce czyszczenie wykonuje si� na spe-cjalnych stanowiskach, co zapewnia odpowiedni� zwil�alno��powierzchni przez stopiwo i zapewnia prawid�owe wtopienie na-poiny (rys. 5b).

Badania metalograficzne nie wykaza�y p�kni�� oraz innych nie-ci�g�o�ci w napoinie, jak równie� prawid�ow� jej grubo��i zawarto�� Fe znacznie poni�ej wymaganych 7%, przy �cis�ymprzestrzeganiu zalece� technologicznych (rys. 4b, 6-7). Nie stwierdzono istotnych ró�nic przy napawaniu stopem Inconel 625oraz Inconel 686.

Po napawaniu obserwowano warstewki tlenku niklu (NiO) napowierzchni, której obecno�� jest niedopuszczalna i rury po pro-cesie napawania musz� by� czyszczone.

Wnioski

1. Stwierdzono mo�liwo�� wykonania napoin na rurach wymien-ników ciep�a stopami niklu spe�niaj�cych wymagania towarzystwodbiorowych.2. Czynnikami decyduj�cymi o jako�ci napoin ze stopów Inconel625 i 686 rur wymienników s�: ograniczona energia liniowa napawania, stosowanie �uku pulsu-j�cego; odpowiednie u�o�enie �ciegów napoiny, zapewniaj�ce zawar-to�� Fe na powierzchni napoiny maks. 7%, jak równie� g�adko��napoiny; odpowiednie k�ty pochylenia palników decyduj�ce tak�eo zawarto�ci Fe na powierzchni napoiny, podzia�ce napoiny i po-prawnym formowaniu napoiny; czysto�� powierzchni napawanych; konieczno�� napawania pr�dem pulsuj�cym, przy zachowaniustabilnego napi�cia zasilania; konieczno�� wymuszonego wewn�trznego ch�odzenia rury, któ-re zapewnia odpowiedni� zawarto�� Fe na powierzchni napoiny

oraz odpowiedni� jako�� napoiny.

Literatura

[1] Barna J.L., Rivers K.B.: Improving Recovery Boiler FurnaceReliability with Advanced Materials and Application Methods.Canadian Pulp and Paper Association, January 25-29, 1999, pp.1-7.

[2] Madsen O.H.: New Technologies for Waste to Energy Plants. 4P

thP Int.Symp. on Waste Treatment Technologies, Sheffield, UK,

29 June – 2 July 2003, pp.1-12.

[3] Metallurgy of Welding of Ni-Alloys, TWI Ltd. 2004.

[4] Jordan D.E.: Welding of High Molybdenum Nickel-BaseAlloys. Welding in the World, No.4, 1998, pp.1-9.

[5] Dokument Vd. TÜV-Mbl 1166..

γ

γ


Analiza wyników badań

Przeprowadzono próby technologiczne napawania rur ze stali kotłowej stopami Inconel 625 oraz 686. Rury takie są wykorzystywane do wytwarzania wymienników ciepła w kotłach umożliwiających spala-nie odpadów. Warstwa Inconelu wyraźnie zwiększa odporność rur na zużycie korozyjne i erozyjne [1÷4].

Rys. 6. Widmo promieniowania RTG (EDS): a – napoina Inconel 625 (tabl. III, poz. 6), b – napoina Inconel 686 (tabl. III, poz. 8)Fig. 6. X-ray radiation spectrum (EDS): a – pad weld Inconel 625 (table III, pos. 6), b – pad weld Inconel 686 (table III, pos. 8)

Rys. 7. Przykładowy liniowy rozkład pierwiastków w napoinie ze stopu Inconel 625 (tabl. III, poz. 6)Fig. 7. Sample linear distribution of elements in an Inconel 625 alloy pad weld (table III, pos. 6)

Stwierdzono trudności w procesie napawania stopami na bazie Ni. Są to przede wszystkim trudności technologiczne. Istotnym czynnikiem decydującym o wykonaniu poprawnej spoiny jest energia liniowa łuku. Dla uzyskania właściwie wtopionej warstwy, o prawidłowej grubości oraz odpowiedniej zawartości Fe, energia liniowa łuku nie powinna przekraczać 3 kJ/cm.

Wyniki badań wpływu parametrów prądowych na proces napa-wania wskazują na konieczność stosowania prądu stałego oraz łuku pulsującego, co zapewnia wprowadzenie o ok. 20÷30% mniej ciepła. W technologii napawania (WPS) przewidywany jest tzw. puls. Również stabilność napięcia zasilania musi być gwarantowana (±230 V) w procesie napawania (tabl. III).

Kolejnym czynnikiem decydującym o procesie napawania jest wymuszone chłodzenie zapewniające właściwy odbiór ciepła, a tym samym wąską strefę wymieszania napoiny z materiałem rodzimym rury (tabl. IV).

Duży wpływ na jakość napoiny ma również czystość napawanych powierzchni. W praktyce czyszczenie wykonuje się na specjalnych stanowiskach, co zapewnia odpowiednią zwilżalność powierzchni przez stopiwo i zapewnia prawidłowe wtopienie napoiny (rys. 4b).

Badania metalograficzne nie wykazały pęknięć oraz innych nie-ciągłości w napoinie, jak również prawidłową jej grubość i zawartość Fe znacznie poniżej wymaganych 7%, przy ścisłym przestrzeganiu zaleceń technologicznych (rys. 3b, 6÷7). Nie stwierdzono istotnych różnic przy napawaniu stopem Inconel 625 oraz Inconel 686.

Po napawaniu obserwowano warstewki tlenku niklu (NiO) na powierzchni, której obecność jest niedopuszczalna i rury po procesie napawania muszą być czyszczone.

Wnioski

1. Stwierdzono możliwość wykonania napoin na rurach wymien-ników ciepła stopami niklu spełniających wymagania towarzystw odbiorowych. 2. Czynnikami decydującymi o jakości napoin ze stopów Inconel 625 i 686 rur wymienników są:• ograniczona energia liniowa napawania, stosowanie łuku pulsu-jącego; • odpowiednie ułożenie ściegów napoiny, zapewniające zawartość Fe na powierzchni napoiny maks. 7%, jak również gładkość napoiny;• odpowiednie kąty pochylenia palników decydujące także o zawartości Fe na powierzchni napoiny, podziałce napoiny i po-prawnym formowaniu napoiny;• czystość powierzchni napawanych;• konieczność napawania prądem pulsującym, przy zachowaniu stabilnego napięcia zasilania;• konieczność wymuszonego wewnętrznego chłodzenia rury, które zapewnia odpowiednią zawartość Fe na powierzchni napoiny.

Literatura[1] Barna J.L., Rivers K.B.: Improving Recovery Boiler Furnace

Reliability with Advanced Materials and Application Methods.

Canadian Pulp and Paper Association, January 25-29, 1999, pp.

1-7.

[2] Madsen O.H.: New Technologies for Waste to Energy Plants.

4th Int. Symp. on Waste Treatment Technologies, Sheffield, UK, 29

June – 2 July 2003, pp.1-12.


[4] Jordan D.E.: Welding of High Molybdenum Nickel base alloys.

Welding in the World, No.4, 1998, pp.1-9.

[5] Dokument Vd. TÜV-Mbl 1166.








Fe [%]

Nrpróbki

Twardo��HV1

[%]

w[mm] EDS XLt

g[mm]

t[mm]

1 242 39,4 1,42 14,9 15,0 1,2 2,962 228 11,0 0,34 17,0 16,5 1,6 2,803 215 0,0 0 1,3 1,4 0,9 2,554 230 9,1 0,36 1,1 1,3 1,9 2,115 243 5,4 0,2 0,6 1,0 2,3 2,506 247 30,1 1,16 0,8 0,9 2,1 2,507 235 6,0 0,22 1,5 1,3 2,0 2,308 226 4,1 0,16 1,3 1,4 2,3 2,40



a



b




Wnioski



Literatura




29 June – 2 July 2003, pp.1-12.











Fe [%]

Nrpróbki

Twardo��HV1

[%]

w[mm] EDS XLt

g[mm]

t[mm]

1 242 39,4 1,42 14,9 15,0 1,2 2,962 228 11,0 0,34 17,0 16,5 1,6 2,803 215 0,0 0 1,3 1,4 0,9 2,554 230 9,1 0,36 1,1 1,3 1,9 2,115 243 5,4 0,2 0,6 1,0 2,3 2,506 247 30,1 1,16 0,8 0,9 2,1 2,507 235 6,0 0,22 1,5 1,3 2,0 2,308 226 4,1 0,16 1,3 1,4 2,3 2,40



a



b




Wnioski



Literatura




29 June – 2 July 2003, pp.1-12.





Napawanie proszkowe PTA warstw wierzchnich suwaka zasuwy urządzeń naftowych


Katedra Spawalnictwa, Politechnika ŚląskaKatedra Spawalnictwa, Politechnika Śląska

prof. dr hab. inż. Andrzej Klimpel

dr inż. Jacek Górka

dr inż. Artur Czupryński

STRESZCZENIE

Przedstawiono badania nad opracowaniem warunków technologicznych napawania plazmowego proszkowego – PTA, proszkiem na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006, suwaka zasuwy instalacji naftowych, wykonanego ze stali 0H18N9. Badania przeprowadzono na zlecenie Zakładu Urządzeń Naftowych NAFTOMET Spółka z o.o. Zastosowana metodyka badań pozwoliła na opracowanie technologii zapewniającej wysoką jakość i własności użytkowe warstwy wierzchniej napawanego suwaka zasuwy oraz obniżenie całkowitych kosztów wytworzenia w porównaniu z poprzednio stosowaną technologią.

ABSTRACT

In this paper shown the researches on the technological conditions of PTA surfacing with EuTroLoy 16006 powder of slide blocks of gate valve of petroleum installation made from 0H18N9 steel. The researches were porvided on order of NAFTOMET Ltd.

Researches methods allows to elaborate technology provides to get high quality and properties of surface and decrease of summary costs in comparision to the used technology.

Suwak zasuwy instalacji naftowych (rys. 1) w czasie cyklu ręcznego otwierania i zamykania zasuwy urządzeń naftowych współpracuje z dwoma pierścieniami uszczelniającymi. W czasie przesuwu suwaka występują znaczne siły tarcia metal-metal w środowisku korozyjnym produktów naftowych przepływających przez zasuwę. Wielkość siły tarcia powinna być ograniczona do minimum, z jednej strony ze względu na łatwość ręcznego przesuwu, a z drugiej na zwiększenie trwałości uszczelniających roboczych powierzchni suwaka. Wielkość siły tarcia zależy od stosunkowo dużej siły docisku pierścieni do roboczych powierzchni suwaka, w celu zapewnienia wysokiej szczelności układu suwak-pierścień oraz współczynnika tarcia zależnego od gładkości i odporności na zużycie ścierne typu metal-metal roboczych powierzchni suwaka i pierścieni uszczelniających. Producenci zasuw na materiał roboczych warstw wierzchnich suwaków stosują zazwyczaj stopy kobaltu, charakteryzujące się bardzo wysoką odpornością na korozję, zużycie ścierne typu metal-metal oraz niskim współczynnikiem tarcia po obróbce wygładzającej [1, 2].

W S T Ę P

Zakład Urządzeń Naftowych NAFTOMET Spółka z o.o. wierzchnie warstwy robocze suwaków ze stali 0H18N9 napawa półautomatycznie metodą GMA drutem proszkowym metalicznym EnDoTec DO*60, firmy CASTOLIN, o średnicy 1,2 mm (tabl. I) w osłonie ArgoMag K (97,5% Ar + 2,5% CO2), z podgrzewaniem wstępnym do temp. 200÷250°C. Proces napawania warstw o grubości 2÷5 mm prowadzony jest dwuwarstwowo, w celu ograniczenia udziału materiału podłoża w napoinie i uzyskania twardości ok. 32÷42 HRC, w stanie surowym po napawaniu. Po procesie napawania stosowana jest dodatkowa obróbka cieplna – przesycanie, zapewniająca wzrost twardości napoin do ok. 44÷46 HRC. Następnie po obróbce mechanicznej warstwy wierzchnie są azotowane na głębokość 0,05÷0,08 mm, zapewniając twardość ok. 1100 HV0,5. Kontrolę jakości procesu napawania prowadzi się za pomocą badań wizualnych i penetracyjnych.

W celu zwiększenia jakości warstw wierzchnich, a jednocześnie wyeliminowania obróbki cieplnej oraz obniżenia kosztów napawania suwaka zasuwy, w Katedrze Spawalnictwa przeprowadzono badania nad

opracowaniem warunków technologicznych zmechanizowanego napawania plazmowego proszkowego – PTA, proszkiem na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 (tabl. I, rys. 2).

Rys. 2. Przebieg procesu napawania plazmowego proszkowego PTA na stanowisku zmechanizowanymFig. 2. Mechanised PTA powder surfacing

Tablica I. Skład chemiczny suwaka ze stali 0H18N9, stopiwa proszku EuTroLoy 16006 oraz drutu EnDoTec DO*60

Table I. Chemical composition of gate valve made from 0H18N9 and EnDoTec DO*60 wire

prof. dr hab. in�. Andrzej Klimpeldr in�. Jacek Górkadr in�. Artur Czupry�skiKatedra Spawalnictwa, Politechnika �l�ska

Napawanie proszkowe PTA warstw wierzchnich suwaka zasuwy urz�dze� naftowych


StreszczeniePrzedstawiono badania nad opracowaniem warunków technologicznych

napawania plazmowego proszkowego – PTA, proszkiem na osnowie kobaltuEuTroLoy 16006, suwaka zasuwy instalacji naftowych, wykonanego ze stali 0H18N9. Badania przeprowadzono na zlecenie Zak�adu Urz�dze� NaftowychNAFTOMET Spó�ka z o.o. Zastosowana metodyka bada� pozwoli�a na opracowanie technologii zapewniaj�cej wysok� jako�� i w�asno�ci u�ytkowewarstwy wierzchniej napawanego suwaka zasuwy oraz obni�enie ca�kowitychkosztów wytworzenia w porównaniu z poprzednio stosowan� technologi�.

AbstractIn this paper shown the researches on the technological conditions of PTA

surfacing with EuTroLoy 16006 powder of slide blocks of gate valve ofpetroleum installation made from 0H18N9 steel. The researches were porvided on order of NAFTOMET Ltd.

Researches methods allows to elaborate technology provides to get highquality and properties of surface and decrease of summary costs in comparisionto the used technology.

Wst�p

Suwak zasuwy instalacji naftowych (rys. 1) w czasie cyklur�cznego otwierania i zamykania zasuwy urz�dze� naftowychwspó�pracuje z dwoma pier�cieniami uszczelniaj�cymi. W czasieprzesuwu suwaka wyst�puj� znaczne si�y tarcia metal-metal w �rodowisku korozyjnym produktów naftowych przep�ywaj�cych przezzasuw�. Wielko�� si�y tarcia powinna by� ograniczona do minimum, zjednej strony ze wzgl�du na �atwo�� r�cznego przesuwu, a z drugiej na zwi�kszenie trwa�o�ci uszczelniaj�cych roboczych powierzchnisuwaka. Wielko�� si�y tarcia zale�y od stosunkowo du�ej si�y dociskupier�cieni do roboczych powierzchni suwaka, w celu zapewnieniawysokiej szczelno�ci uk�adu suwak-pier�cie� oraz wspó�czynnikatarcia zale�nego od g�adko�ci i odporno�ci na zu�ycie �cierne typumetal-metal roboczych powierzchni suwaka i pier�cieniuszczelniaj�cych. Producenci zasuw na materia� roboczych warstw wierzchnich suwaków stosuj� zazwyczaj stopy kobaltu,charakteryzuj�ce si� bardzo wysok� odporno�ci� na korozj�, zu�ycie�cierne typu metal-metal oraz niskim wspó�czynnikiem tarcia po obróbce wyg�adzaj�cej [1, 2].

Rys. 1. Suwak zasuwy instalacji naftowychFig. 1. Gate valve of petroleum installation

Zak�ad Urz�dze� Naftowych NAFTOMET Spó�ka z o.o. wierzchniewarstwy robocze suwaków ze stali 0H18N9, napawapó�automatycznie metod� GMA drutem proszkowym metalicznymEnDoTec DO*60, firmy CASTOLIN, o �rednicy 1,2 mm (tabl. I) wos�onie ArgoMag K (97,5% Ar + 2,5% COB2B), z podgrzewaniemwst�pnym do temp. 200 250P

oPC. Proces napawania warstw o grubo�ci

2 5 mm prowadzony jest dwuwarstwowo, w celu ograniczeniaudzia�u materia�u pod�o�a w napoinie i uzyskania twardo�ci ok. 32 42

HRC, w stanie surowym po napawaniu. Po procesie napawaniastosowana jest dodatkowa obróbka cieplna – przesycanie,zapewniaj�ca wzrost twardo�ci napoin do ok. 44 46 HRC. Nast�pniepo obróbce mechanicznej warstwy wierzchnie s� azotowane na g��boko�� 0,05 0,08 mm, zapewniaj�c twardo�� ok. 1100 HV0,5. Kontrol� jako�ci procesu napawania prowadzi si� za pomoc� bada�wizualnych i penetracyjnych.

W celu zwi�kszenia jako�ci warstw wierzchnich, a jednocze�niewyeliminowania obróbki cieplnej oraz obni�enia kosztów napawaniasuwaka zasuwy, w Katedrze Spawalnictwa przeprowadzono badanianad opracowaniem warunków technologicznych zmechanizowanegonapawania plazmowego proszkowego – PTA, proszkiem na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 (tabl. I, rys. 2).

Rys. 2. Przebieg procesu napawania plazmowego proszkowego PTAna stanowisku zmechanizowanymFig. 2. Mechanised PTA powder surfacing

Tablica I. Sk�ad chemiczny suwaka ze stali 0H18N9, stopiwa proszku EuTroLoy 16006 oraz drutu EnDoTec DO*60

Table I. Chemical composition of gate valve made from 0H18N9and EnDOtec DO*60 wire

Zawarto�� pierwiastków stopowych [% wag.]OznaczenieC Si Cr Ni Mo Mn Co Fe W

EuTroLoy16006 1,2 1,2 28,8 2,2 <0,1 <0,1 reszta 2,0 4,9

EnDoTecDO*60 1,0 0,5 29,0 – – 0,8 reszta 3,0 4,5

Stal 0,07 0,8 18,0 9,0 – 2,0 – – –










Wst�p












EuTroLoy16006 1,2 1,2 28,8 2,2 <0,1 <0,1 reszta 2,0 4,9


Stal 0,07 0,8 18,0 9,0 – 2,0 – – –









Wst�p












EuTroLoy16006 1,2 1,2 28,8 2,2 <0,1 <0,1 reszta 2,0 4,9


Stal 0,07 0,8 18,0 9,0 – 2,0 – – –Stal OH18N9Stal OH18N9


0H18N9

Badania technologii napawania plazmowego proszkowego – PTA

�ciegi proste Wst�pne próby napawania PTA przeprowadzono na próbkach ze

stali 0H18N9 stosowanej na suwaki zasuw instalacji naftowych w firmie NAFTOMET w postaci p�yt o wymiarach 200x100x20 mm. Napawanie prowadzono na stanowisku zmechanizowanym wyposa�onym w �ród�o pr�du Eutronic GAP 200, palnik maszynowy GAP E52 oraz sterownik firmy SIEMENS SIMATIC OP7. Jako materia� dodatkowy do napawania PTA wytypowano proszek na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 firmy CASTOLIN o twardo�ci37 40 HRC i ziarnisto�ci w zakresie od 32 do 125 m. Proszek ten zapewnia stopiwo o sk�adzie chemicznym zbli�onym do sk�aduchemicznego drutu EnDoTec DO*60.

Podstawowe parametry napawania PTA zmieniano w zakresie: nat��enie pr�du napawania od 60 do 100 A, pr�dko�� napawania od 2,4 do 3,0 mm/s, nat��enie podawania proszku od 7,5 do 12,5 g/min.

Jako parametry sta�e przyj�to: gaz plazmowy: argon, gaz ochronny i transportuj�cy: argon + 5% wodoru, nat��enie przep�ywu gazu plazmowego: 3 l/min, nat��enie przep�ywu gazu ochronnego: 6 l/min, odleg�o�� dyszy palnika od materia�u napawanego: 8 mm.

Tablica II. Wp�yw parametrów napawania PTA proszkiem EuTroLoy 16006 �ciegów prostych napoin w pozycji podolnej, na próbkach ze stali 0H18N9 na jako�� napoin

Table II. Infulence of parameters changes on quality of deposits surfaced by PTA process with EuTroLoy 16006 powder on 0H18N9 plates

Nr�ciegu

Nat��enie pr�du

napawaniaI [A]

Pr�dko��napawaniav [mm/s]

Nat��enie podawania

proszku[g/min]

Ocena jako�ci �ciegu na

podstawie bada�wizualnych i

makroskopowych Proszek podawany przed �ukiem plazmowym

1 7,5 brak wad2 10 brak wad3

2,412,5 brak wad


2,712,5 nierówno�� lica

7

60

3,0 10 nierówno�� lica 8 7,5 brak wad9 10 brak wad

10 12,5 brak wad

11 7,5 g�adkie, równe lico

12 10 brak wad13

2,7

12,5 brak wad 14

80

3,0 10 brak wad 15 10 nierówno�� lica 16 2,4 12,5 nierówno�� lica 17 10 nierówno�� lica 18 2,7 12,5 nierówno�� lica 19 10 nierówno�� lica 20

100

3,0 12,5 nierówno�� lica Proszek podawany za �ukiem plazmowym

21 60 10 nierówno�� lica 22 80 10 nierówno�� lica 23 100

2,710 brak wad

Uwagi: odleg�o�� dyszy palnika od materia�u napawanego: 8 mm, nat��enie przep�ywu gaz plazmowego Ar – 3,0 l/min, gazu ochronnego Ar+5% HB2B – 6,0 l/min.

Zgodnie z przyj�tym zakresem zmienno�ci parametrów napawania wykonano �ciegi proste napoin o d�ugo�ci 100 mm oraz przeprowadzono ocen� jako�ci �ciegów na podstawie bada�wizualnych i makroskopowych (tabl. II). Wykorzystuj�c zdj�cia makroskopowe przekroju poprzecznego wykonanych napoin oraz program komputerowy AutoCad, zmierzono szeroko�� ciegunapoiny, wysoko�� nadlewu oraz g��boko�� wtopienia, obliczono udzia� materia�u pod�o�a w napoinie. Pomiarów twardo�� dokonano na przeszlifowanym licu napoiny (tabl. III).

Tablica III. Wymiary geometryczne, udzia� materia�u pod�o�a w napoinie oraz twardo�� ciegów prostych napoin wykonanych metod� PTA na próbce ze stali 0H18N9

Table III. Dimmensions, dilution and hardness of straight layers made by PTA on 0H18N9 plates

Nr�ciegu

wgtablicy II

Szeroko��ciegu[mm]

hBwB

[mm]hBnB

[mm] PBnB

[mmP

2P]

PBwB

[mmP

2P]

U[%]

TBlB*B

[HV30]

Proszek podawany przed �ukiem plazmowym

1 6,83 0,85 2,35 15,12 4,12 21,44 446

2 6,32 0,70 2,79 13,80 2,32 14,39 478

3 5,24 0,39 4,33 18,66 1,01 5,12 465

4 6,29 0,63 1,36 6,26 2,13 25,34 439

5 5,65 0,39 1,90 7,53 1,03 12,07 454

6 5,03 0,44 2,25 9,30 0,88 8,61 470

7 4,71 0,33 1,48 5,22 0,70 11,78 444

8 8,63 0,96 1,93 12,11 7,00 36,63 429

9 8,70 0,80 2,44 15,46 4,26 21,61 415

10 9,65 0,92 2,83 19,87 3,73 15,82 412

11 7,54 0,78 1,29 6,44 5,29 45,09 398

12 7,28 0,89 1,85 8,94 4,50 33,49 385

13 8,34 0,96 2,07 11,41 5,26 31,57 366

14 6,47 0,72 1,38 5,91 3,02 33,78 366

15 10,97 1,15 2,03 16,09 9,49 37,11 348

16 10,66 1,25 2,45 17,84 9,07 33,70 357

17 9,54 1,08 1,54 8,91 7,97 47,23 309

18 9,27 1,11 1,89 12,17 6,33 34,23 331

19 8,54 1,30 1,34 6,72 7,31 52,10 299

20 8,47 1,00 1,70 8,68 6,29 42,03 312

Proszek podawany za �ukiem plazmowym

21 5,17 0,70 1,60 5,96 2,04 25,46 454

22 6,35 0,70 1,45 6,16 4,49 36,16 398

23 8,43 1,44 1,15 6,51 8,93 57,85 287hBwB – g��boko�� wtopienia [mm], hBnB – wysoko�� nadlewu [mm], PBnB – pole powierzchni nadlewu [mmP

2P], PBwB – pole powierzchni

wtopienia [mmP

2P], U – udzia� materia�u pod�o�a w napoinie [%],

* – �rednia twardo�� lica napoiny z pi�ciu pomiarów twardo�� na przeszlifowanej powierzchni lica [HV30].

W celu okre�lenia wp�ywu parametrów napawania na zmiany twardo�ci w przekroju poprzecznym napoiny, przeprowadzono


Ściegi proste

Wstępne próby napawania PTA przeprowadzono na próbkach ze stali

0H18N9 stosowanej na suwaki zasuw instalacji naftowych w firmie

NAFTOMET w postaci płyt o wymiarach 200x100x20 mm. Napawanie

prowadzono na stanowisku zmechanizowanym wyposażonym w źródło

prądu Eutronic GAP 200, palnik maszynowy GAP E52 oraz sterownik

firmy SIEMENS SIMATIC OP7. Jako materiał dodatkowy do napawania

PTA wytypowano proszek na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 firmy

CASTOLIN o twardości 37÷40 HRC i ziarnistości w zakresie od 32

do 125 µm. Proszek ten zapewnia stopiwo o składzie chemicznym

zbliżonym do składu chemicznego drutu EnDoTec DO*60.

Podstawowe parametry napawania PTA zmieniano w zakresie:

• natężenie prądu napawania od 60 do 100 A,

• prędkość napawania od 2,4 do 3,0 mm/s,

• natężenie podawania proszku od 7,5 do 12,5 g/min.

Jako parametry stałe przyjęto:

• gaz plazmowy: argon,

Tablica II. Wpływ parametrów napawania PTA proszkiem EuTroLoy 16006 ściegów prostych napoin w pozycji podolnej, na próbkach ze stali 0H18N9 na jakość napoin


• gaz ochronny i transportujący: argon + 5% wodoru,• natężenie przepływu gazu plazmowego: 3 l/min,• natężenie przepływu gazu ochronnego: 6 l/min,• odległość dyszy palnika od materiału napawanego: 8 mm.

Zgodnie z przyjętym zakresem zmienności parametrów napawania wykonano ściegi proste napoin o długości 100 mm oraz przeprowadzono ocenę jakości ściegów na podstawie badań wizualnych i makroskopowych (tabl. II). Wykorzystując zdjęcia makroskopowe przekroju poprzecznego wykonanych napoin oraz program komputerowy AutoCad, zmierzono szerokość ściegu napoiny, wysokość nadlewu oraz głębokość wtopienia, obliczono udział materiału podłoża w napoinie. Pomiarów twardość dokonano na przeszlifowanym licu napoiny (tabl. III).

Tablica III. Wymiary geometryczne, udział materiału podłoża w napoinie oraz twardość ściegów prostych napoin wykonanych metodą PTA na próbce ze stali 0H18N9


0H18N9


�ciegi proste Wst�pne próby napawania PTA przeprowadzono na próbkach ze

stali 0H18N9 stosowanej na suwaki zasuw instalacji naftowych w firmie NAFTOMET w postaci p�yt o wymiarach 200x100x20 mm. Napawanie prowadzono na stanowisku zmechanizowanym wyposa�onym w �ród�o pr�du Eutronic GAP 200, palnik maszynowy GAP E52 oraz sterownik firmy SIEMENS SIMATIC OP7. Jako materia� dodatkowy do napawania PTA wytypowano proszek na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 firmy CASTOLIN o twardo�ci37 40 HRC i ziarnisto�ci w zakresie od 32 do 125 m. Proszek ten zapewnia stopiwo o sk�adzie chemicznym zbli�onym do sk�aduchemicznego drutu EnDoTec DO*60.

Podstawowe parametry napawania PTA zmieniano w zakresie: nat��enie pr�du napawania od 60 do 100 A, pr�dko�� napawania od 2,4 do 3,0 mm/s, nat��enie podawania proszku od 7,5 do 12,5 g/min.

Jako parametry sta�e przyj�to: gaz plazmowy: argon, gaz ochronny i transportuj�cy: argon + 5% wodoru, nat��enie przep�ywu gazu plazmowego: 3 l/min, nat��enie przep�ywu gazu ochronnego: 6 l/min, odleg�o�� dyszy palnika od materia�u napawanego: 8 mm.

Tablica II. Wp�yw parametrów napawania PTA proszkiem EuTroLoy 16006 �ciegów prostych napoin w pozycji podolnej, na próbkach ze stali 0H18N9 na jako�� napoin


Nr�ciegu

Nat��enie pr�du

napawaniaI [A]



proszku[g/min]

Ocena jako�ci �ciegu na

podstawie bada�wizualnych i

makroskopowych Proszek podawany przed �ukiem plazmowym


2,412,5 brak wad


2,712,5 nierówno�� lica

7

60

3,0 10 nierówno�� lica 8 7,5 brak wad9 10 brak wad

10 12,5 brak wad

11 7,5 g�adkie, równe lico

12 10 brak wad13

2,7

12,5 brak wad 14

80

3,0 10 brak wad 15 10 nierówno�� lica 16 2,4 12,5 nierówno�� lica 17 10 nierówno�� lica 18 2,7 12,5 nierówno�� lica 19 10 nierówno�� lica 20

100

3,0 12,5 nierówno�� lica Proszek podawany za �ukiem plazmowym

21 60 10 nierówno�� lica 22 80 10 nierówno�� lica 23 100

2,710 brak wad

Uwagi: odleg�o�� dyszy palnika od materia�u napawanego: 8 mm, nat��enie przep�ywu gaz plazmowego Ar – 3,0 l/min, gazu ochronnego Ar+5% HB2B – 6,0 l/min.

Zgodnie z przyj�tym zakresem zmienno�ci parametrów napawania wykonano �ciegi proste napoin o d�ugo�ci 100 mm oraz przeprowadzono ocen� jako�ci �ciegów na podstawie bada�wizualnych i makroskopowych (tabl. II). Wykorzystuj�c zdj�cia makroskopowe przekroju poprzecznego wykonanych napoin oraz program komputerowy AutoCad, zmierzono szeroko�� ciegunapoiny, wysoko�� nadlewu oraz g��boko�� wtopienia, obliczono udzia� materia�u pod�o�a w napoinie. Pomiarów twardo�� dokonano na przeszlifowanym licu napoiny (tabl. III).

Tablica III. Wymiary geometryczne, udzia� materia�u pod�o�a w napoinie oraz twardo�� ciegów prostych napoin wykonanych metod� PTA na próbce ze stali 0H18N9


Nr�ciegu

wgtablicy II

Szeroko��ciegu[mm]

hBwB

[mm]hBnB

[mm] PBnB

[mmP

2P]

PBwB

[mmP

2P]

U[%]

TBlB*B

[HV30]

Proszek podawany przed �ukiem plazmowym

1 6,83 0,85 2,35 15,12 4,12 21,44 446

2 6,32 0,70 2,79 13,80 2,32 14,39 478

3 5,24 0,39 4,33 18,66 1,01 5,12 465

4 6,29 0,63 1,36 6,26 2,13 25,34 439

5 5,65 0,39 1,90 7,53 1,03 12,07 454

6 5,03 0,44 2,25 9,30 0,88 8,61 470

7 4,71 0,33 1,48 5,22 0,70 11,78 444

8 8,63 0,96 1,93 12,11 7,00 36,63 429

9 8,70 0,80 2,44 15,46 4,26 21,61 415

10 9,65 0,92 2,83 19,87 3,73 15,82 412

11 7,54 0,78 1,29 6,44 5,29 45,09 398

12 7,28 0,89 1,85 8,94 4,50 33,49 385

13 8,34 0,96 2,07 11,41 5,26 31,57 366

14 6,47 0,72 1,38 5,91 3,02 33,78 366

15 10,97 1,15 2,03 16,09 9,49 37,11 348

16 10,66 1,25 2,45 17,84 9,07 33,70 357

17 9,54 1,08 1,54 8,91 7,97 47,23 309

18 9,27 1,11 1,89 12,17 6,33 34,23 331

19 8,54 1,30 1,34 6,72 7,31 52,10 299

20 8,47 1,00 1,70 8,68 6,29 42,03 312

Proszek podawany za �ukiem plazmowym

21 5,17 0,70 1,60 5,96 2,04 25,46 454

22 6,35 0,70 1,45 6,16 4,49 36,16 398

23 8,43 1,44 1,15 6,51 8,93 57,85 287hBwB – g��boko�� wtopienia [mm], hBnB – wysoko�� nadlewu [mm], PBnB – pole powierzchni nadlewu [mmP

2P], PBwB – pole powierzchni

wtopienia [mmP

2P], U – udzia� materia�u pod�o�a w napoinie [%],

* – �rednia twardo�� lica napoiny z pi�ciu pomiarów twardo�� na przeszlifowanej powierzchni lica [HV30].

W celu okre�lenia wp�ywu parametrów napawania na zmiany twardo�ci w przekroju poprzecznym napoiny, przeprowadzono


W celu określenia wpływu parametrów napawania na zmiany twardości w przekroju poprzecznym napoiny, przeprowadzono pomiary twardości HV30 zgodnie z zasadą przedstawioną na rysunku 3 oraz przeprowadzono badania mikroskopowe wybranych napoin.

Rys. 3. Miejsca pomiaru twardości w przekroju poprzecznym napoinyFig. 3. Hardness measure points on cross section of deposit

Wyniki pomiarów twardości przekroju poprzecznego napoin przedstawiono w tablicy IV.

Przeprowadzone badania wizualne, makroskopowe, pomiary twardości oraz wyznaczony udział materiału podłoża w napoinie pozwoliły, przyjmując jako kryterium jakość napoin oraz ograniczenie udziału materiału podłoża w napoinie do poziomu poniżej 20%, na wyznaczenie zakresu parametrów napawania PTA roboczych warstw wierzchnich suwaka zasuwy urządzeń naftowych (tabl. V).

Tablica IV. Wpływ parametrów napawania plazmowego proszkowego PTA stali 0H18N9 proszkiem EuTroLoy 16006 na zmiany twardości przekroju poprzecznego napoin

Table IV. Infulence of parameters changes on hardness distribution on cross-section of deposits surfaced by PTA process with EuTroLoy 16006 powder on 0H18N9 plates

Ściegi zakładkoweZgodnie z przyjętym zakresem parametrów wyznaczonych podczas

wykonywania ściegów prostych (tabl. V) wykonano ściegi proste zakładkowe napoin o długości ok. 120 mm przy zakładce 30% i 50% oraz przeprowadzono ocenę jakości ściegów na podstawie badań wizualnych, makroskopowych i pomiaru twardości na przeszlifowanym licu napoiny (tabl. VI, rys. 4).

Tablica V. Zalecany zakres parametrów napawania PTA proszkiem na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 roboczych warstw wierzchnich suwaka zasuwy urządzeń naftowych wykonanych ze stali 0H18N9

Table V. Recommended range of parameters of PTA surfacing with EuTroLoy 16006 powder of gate valve made from 0H18N9

Rys. 4. Wygląd lica i makrostruktura ściegów prostych zakładkowych napoin wykonanych plazmowo proszkowo PTA na stali 0H18N9Fig. 4. View of surface and macrostructure of straight overlaped PTA deposits on 0H18N9 steel

Rys. 5. Miejsca pomiaru twardości w przekroju poprzecznym napoinyFig. 5. Hardness measure points on cross section of deposit

pomiary twardo�ci HV30 zgodnie z zasad� przedstawion� na rysunku3 oraz przeprowadzono badania mikroskopowe wybranych napoin.

Rys. 3. Miejsca pomiaru twardo�ci w przekroju poprzecznym napoinyFig. 3. Hardness measure points on cross section of deposit

Wyniki pomiarów twardo�ci przekroju poprzecznego napoinprzedstawiono w tablicy IV.

Przeprowadzone badania wizualne, makroskopowe, pomiarytwardo�ci oraz wyznaczony udzia� materia�u pod�o�a w napoiniepozwoli�y, przyjmuj�c jako kryterium jako�� napoin oraz ograniczenieudzia�u materia�u pod�o�a w napoinie do poziomu poni�ej 20%, nawyznaczenie zakresu parametrów napawania PTA roboczych warstwwierzchnich suwaka zasuwy urz�dze� naftowych (tabl. V).

Tablica IV. Wp�yw parametrów napawania plazmowegoproszkowego PTA stali 0H18N9 proszkiem EuTroLoy16006 na zmiany twardo�ci przekroju poprzecznegonapoin

Table IV. Infulence of parameters changes on hardness distributionon cross-section of deposits surfaced by PTA processwith EuTroLoy 16006 powder on 0H18N9 plates

Twardo�� napoiny [HV30]Nr punktu pomiarowego wg rys. 3 Nr �ciegu

wg tabl. II 1 2 3 4 5 6

Proszek podawany przed �ukiem plazmowym1 443 413 367 159 167 1652 454 444 261 162 165 1643 465 459 348 158 166 1674 460 352 348 155 167 1675 508 487 348 160 163 1666 476 470 393 162 165 1687 449 438 370 160 165 1638 446 418 331 160 168 1679 412 404 315 155 163 164

10 393 368 348 157 169 16811 351 331 281 159 167 16612 411 385 285 156 164 16613 386 368 301 158 165 16614 388 348 301 157 164 16315 364 348 223 159 168 16516 348 331 283 155 165 16717 301 285 270 160 165 16818 331 320 287 155 165 16719 325 309 286 160 166 16720 353 348 285 160 168 167

Proszek podawany za �ukiem plazmowym21 473 454 360 157 163 16722 430 417 315 159 167 16623 281 263 252 158 165 167

�ciegi zak�adkoweZgodnie z przyj�tym zakresem parametrów wyznaczonych podczas

wykonywania �ciegów prostych (tabl. V) wykonano �ciegi proste zak�adkowe napoin o d�ugo�ci ok. 120 mm przy zak�adce 30% i 50% oraz przeprowadzono ocen� jako�ci �ciegów na podstawie bada�wizualnych, makroskopowych i pomiaru twardo�ci na przeszlifowanym licu napoiny (tabl. VI, rys. 4).

Tablica V. Zalecany zakres parametrów napawania PTA proszkiem na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 roboczych warstw wierzchnich suwaka zasuwy urz�dze� naftowychwykonanych ze stali 0H18N9

Table V. Recommended range of parameters of PTA surfacingwith EuTroLoy 16006 powder of gate valve made from 0H18N9

Nat��eniepr�du,I [A]


Nat��eniepodawania

proszku[g/min]

Udzia�materia�upod�o�a w

napoinie [%]

Twardo��napoinyw stanie

surowym ponapawaniu

[HV30]60 2,7 3,0 10,0 12,5 < 15 > 400 80 2,4 2,7 10,0 2,5 < 20 > 400

Tablica VI. Wp�yw parametrów napawania PTA proszkiemEuTroLoy 16006 �ciegów prostych zak�adkowychnapoin w pozycji podolnej, na próbkach ze stali 0H18N9 na jako�� napoin

Table VI. Influence of parameters of PTA surfacing with EuTroLoy 16006 powder, on quality of straightoverlaped deposits on 0H18N9 plates

Nrpróbki

Nat��eniepr�du

napawaniaI [A]

Wielko��zak�adki

[%]

Twardo��powierzchni

lica[HV30]*

Ocena jako�ci�ciegu na

podstawie bada�wizualnych

1 50 433 brak wad, g�adkierówne lico

260

30 425 nierówno�� lica

3 50 420brak wad,

g�adkie równe lico

4

80

30 411 nierówno�� licaUwagi: nat��enie podawania proszku 10 g/min, pr�dko�� napawania 2,7 mm/s, odleg�o�� dyszy palnika od materia�u napawanego:8 mm, nat��enie przep�ywu gaz plazmowego Ar: 3,0 l/min, gazuochronnego Ar+5%HB2B: 6,0 l/min.* �rednia twardo�� HV30 z pi�ciu pomiarów na przeszlifowanejpowierzchni lica

Nrpróbki

Parametrynapawania Zdj�cia makroskopowe

3


napawania:I = 80 A

Zak�adka: 50% Pr�dko��

napawania: v= 2,7 mm/s

Nat��eniepodawaniaproszku:10 g/min

Twardo�� nalicu napoiny:

420 HV30

Widok lica �ciegu prostegozak�adkowego napoiny

Makrostruktura przekroju poprzecznego�ciegu prostego zak�adkowego napoiny








wg tabl. II 1 2 3 4 5 6


10 393 368 348 157 169 16811 351 331 281 159 167 16612 411 385 285 156 164 16613 386 368 301 158 165 16614 388 348 301 157 164 16315 364 348 223 159 168 16516 348 331 283 155 165 16717 301 285 270 160 165 16818 331 320 287 155 165 16719 325 309 286 160 166 16720 353 348 285 160 168 167









proszku[g/min]


napoinie [%]


surowym ponapawaniu

[HV30]60 2,7 3,0 10,0 12,5 < 15 > 400 80 2,4 2,7 10,0 2,5 < 20 > 400



Nrpróbki


napawaniaI [A]


[%]


lica[HV30]*




260


3 50 420brak wad,


4

80


Nrpróbki


3


napawania:I = 80 A





420 HV30










wg tabl. II 1 2 3 4 5 6


10 393 368 348 157 169 16811 351 331 281 159 167 16612 411 385 285 156 164 16613 386 368 301 158 165 16614 388 348 301 157 164 16315 364 348 223 159 168 16516 348 331 283 155 165 16717 301 285 270 160 165 16818 331 320 287 155 165 16719 325 309 286 160 166 16720 353 348 285 160 168 167









proszku[g/min]


napoinie [%]


surowym ponapawaniu

[HV30]60 2,7 3,0 10,0 12,5 < 15 > 400 80 2,4 2,7 10,0 2,5 < 20 > 400



Nrpróbki


napawaniaI [A]


[%]


lica[HV30]*




260


3 50 420brak wad,


4

80


Nrpróbki


3


napawania:I = 80 A





420 HV30



÷÷÷2÷2

÷3÷3








wg tabl. II 1 2 3 4 5 6


10 393 368 348 157 169 16811 351 331 281 159 167 16612 411 385 285 156 164 16613 386 368 301 158 165 16614 388 348 301 157 164 16315 364 348 223 159 168 16516 348 331 283 155 165 16717 301 285 270 160 165 16818 331 320 287 155 165 16719 325 309 286 160 166 16720 353 348 285 160 168 167









proszku[g/min]


napoinie [%]


surowym ponapawaniu

[HV30]60 2,7 3,0 10,0 12,5 < 15 > 400 80 2,4 2,7 10,0 2,5 < 20 > 400



Nrpróbki


napawaniaI [A]


[%]


lica[HV30]*




260


3 50 420brak wad,


4

80


Nrpróbki


3


napawania:I = 80 A





420 HV30



4


napawania:I = 80 A


napawania:v = 2,7 mm/s



411 HV30

Widok lica �ciegu prostego zak�adkowego napoiny

Makrostruktura przekroju poprzecznego �ciegu prostego zak�adkowego napoiny

Rys. 4. Wygl�d lica i makrostruktura �ciegów prostych zak�adkowychnapoin wykonanych plazmowo proszkowo PTA na stali 0H18N9 Fig. 4. View of surface and macrostructure of straight overlaped PTAdeposits on 0H18N9 steel

W celu okre�lenia wp�ywu parametrów napawania na zmiany,twardo�ci przekroju poprzecznego napoiny zak�adkowej,przeprowadzono pomiary twardo�ci HV30, zgodnie z zasad�zaprezentowan� na rysunku 5, oraz przeprowadzono badaniamikroskopowe wybranych napoin w miejscach obserwacjiprzedstawionych na rysunku 6.


Wyniki pomiarów twardo�ci przekroju poprzecznego napoin przedstawiono w tablicy VII, a bada� mikroskopowych na rysunku 7.

Tablica VII. Wp�yw parametrów napawania plazmowego proszkowego PTA stali 0H18N9 proszkiem EuTroLoy16006 na zmiany twardo�ci przekroju poprzecznego napoin

Table VII. Influence of parameters of PTA surfacing with EuTroLoy 16006 powder, on hardness changes on the cross-section of deposits

Twardo�� napoiny [HV30]Nr punktu pomiarowego wg rys. 5 Nr próbki wg

tablicy V 1 2 3 4 5 6

LiniaA 435 413 367 352 261 165

1Linia

B 445 409 354 289 273 168

LiniaA 431 407 389 297 259 163

2Linia

B 425 399 378 266 234 167

LiniaA 429 401 378 299 235 163

3Linia

B 425 399 382 287 245 168

LiniaA 411 389 371 287 234 165

4Linia

B 417 376 354 299 247 168

Rys. 6. Miejsca wykonania zdj�� mikroskopowychFig. 6. Areas of microstructure figures

Z1 Z2

Z3 Z4

Z5

Rys. 7. Mikrostruktura napoiny kobaltowej na stali 0H18N9wykonana metod� PTA proszkiem EuTroLoy 16006 na osnowie kobaltu, trawienie: Woda Królewska, pow. 100 , parametrynapawania tablicy V, próbka nr 3Z1 – drobnoziarnista struktura przy powierzchni napoiny kobaltowej,sk�adaj�ca si� ze sta�ego roztworu z wydzieleniami eutektykiw�glikowej,Z2 – struktura w �rodku napiony kobaltowej, sk�adaj�ca si� z sta�egoroztworu z wydzieleniami eutektyki w�glikowej,Z3 – obszar wtopienia, widoczna w�ska SWC charakteryzuj�ca si�rozrostem ziaren austenitu,Z4 – struktura w �rodku zak�adki napiony kobaltowej,Z5 – struktura w w�skiej SWC po�rodku zak�adki napiony kobaltowejFig. 7. Microstructure of deposit on 0H18N9 made by PTA with powder EuTroLoy 16006; maginfication 100x, parameters ofsurfacing – table 5, Z1 – fine-grained structure under deposit surface, composed fromconstant mixture with carbide eutectic,Z2 – structure on the middle area of deposit, composed from constant mixture with carbide eutectic,Z3 – fusion zone, HAZ with growth austenite grainsZ4 – structure on the middle area of overlapZ5 - structure of narrow HAZ in the middle area of overlap

Przeprowadzone badania wizualne, metalograficzne oraz pomiarytwardo�ci pozwoli�y, przyjmuj�c jako g�ówne kryteria jako�� napoinzak�adkowych: twardo�� na licu oraz ograniczenie udzia�u materia�upod�o�a w napoinie na wyznaczenie optymalnych parametrównapawania plazmowego proszkowego roboczych warstw wierzchnich suwaka zasuwy urz�dze� naftowych (tabl. VIII).

4


napawania:I = 80 A





411 HV30










tablicy V 1 2 3 4 5 6

LiniaA 435 413 367 352 261 165

1Linia

B 445 409 354 289 273 168

LiniaA 431 407 389 297 259 163

2Linia

B 425 399 378 266 234 167

LiniaA 429 401 378 299 235 163

3Linia

B 425 399 382 287 245 168

LiniaA 411 389 371 287 234 165

4Linia

B 417 376 354 299 247 168


Z1 Z2

Z3 Z4

Z5




4


napawania:I = 80 A





411 HV30










tablicy V 1 2 3 4 5 6

LiniaA 435 413 367 352 261 165

1Linia

B 445 409 354 289 273 168

LiniaA 431 407 389 297 259 163

2Linia

B 425 399 378 266 234 167

LiniaA 429 401 378 299 235 163

3Linia

B 425 399 382 287 245 168

LiniaA 411 389 371 287 234 165

4Linia

B 417 376 354 299 247 168


Z1 Z2

Z3 Z4

Z5



W celu określenia wpływu parametrów napawania na zmiany, twardości przekroju poprzecznego napoiny zakładkowej przeprowadzono pomiary twardości HV30, zgodnie z zasadą zaprezentowaną na rysunku 5, oraz przeprowadzono badania mikroskopowe wybranych napoin w miejscach obserwacji przedstawionych na rysunku 6.

Wyniki pomiarów twardości przekroju poprzecznego napoin przedstawiono w tablicy VII, a badań mikroskopowych na rysunku 7.

Tablica VII. Wpływ parametrów napawania plazmowego proszkowego PTA stali 0H18N9 proszkiem EuTroLoy 16006 na zmiany twardości przekroju poprzecznego napoin


Rys. 6. Miejsca wykonania zdjęć mikroskopowychFig. 6. Areas of microstructure figures

Rys. 7. Mikrostruktura napoiny kobaltowej na stali 0H18N9 wykonana

metodą PTA proszkiem EuTroLoy 16006 na osnowie kobaltu, trawienie: Woda

Królewska, pow. 100x, parametry napawania tablica V, próbka nr 3

Z1 – drobnoziarnista struktura przy powierzchni napoiny kobaltowej, składająca

się ze stałego roztworu ϒ z wydzieleniami eutektyki węglikowej,ϒ z wydzieleniami eutektyki węglikowej,ϒZ2 – struktura w środku napiony kobaltowej, składająca się z stałego roztworu

ϒ z wydzieleniami eutektyki węglikowej,ϒ z wydzieleniami eutektyki węglikowej,ϒZ3 – obszar wtopienia, widoczna wąska SWC charakteryzująca się rozrostem

ziaren austenitu,

Z4 – struktura w środku zakładki napiony kobaltowej,

Z5 – struktura w wąskiej SWC pośrodku zakładki napiony kobaltowej

Fig. 7. Microstructure of deposit on 0H18N9 made by PTA with powder

EuTroLoy 16006; maginfication 100x, parameters of surfacing – table V,

Z1 – fine-grained structure under deposit surface, composed from constant

mixture ϒ with carbide eutectic,ϒ with carbide eutectic,ϒZ2 – structure on the middle area of deposit, composed from constant mixture

ϒ with carbide eutectic,ϒ with carbide eutectic,ϒZ3 – fusion zone, HAZ with growth austenite grains,

Z4 – structure on the middle area of overlap,

Z5 – structure of narrow HAZ in the middle area of overlap

Przeprowadzone badania wizualne, metalograficzne oraz pomiary

twardości pozwoliły, przyjmując jako główne kryteria jakość napoin

zakładkowych: twardość na licu oraz ograniczenie udziału materiału

podłoża w napoinie na wyznaczenie optymalnych parametrów

napawania plazmowego proszkowego roboczych warstw wierzchnich

suwaka zasuwy urządzeń naftowych (tabl. VIII).








wg tabl. II 1 2 3 4 5 6


10 393 368 348 157 169 16811 351 331 281 159 167 16612 411 385 285 156 164 16613 386 368 301 158 165 16614 388 348 301 157 164 16315 364 348 223 159 168 16516 348 331 283 155 165 16717 301 285 270 160 165 16818 331 320 287 155 165 16719 325 309 286 160 166 16720 353 348 285 160 168 167









proszku[g/min]


napoinie [%]


surowym ponapawaniu

[HV30]60 2,7 3,0 10,0 12,5 < 15 > 400 80 2,4 2,7 10,0 2,5 < 20 > 400



Nrpróbki


napawaniaI [A]


[%]


lica[HV30]*




260


3 50 420brak wad,


4

80


Nrpróbki


3


napawania:I = 80 A





420 HV30



4


napawania:I = 80 A





411 HV30










tablicy V 1 2 3 4 5 6

LiniaA 435 413 367 352 261 165

1Linia

B 445 409 354 289 273 168

LiniaA 431 407 389 297 259 163

2Linia

B 425 399 378 266 234 167

LiniaA 429 401 378 299 235 163

3Linia

B 425 399 382 287 245 168

LiniaA 411 389 371 287 234 165

4Linia

B 417 376 354 299 247 168


Z1 Z2

Z3 Z4

Z5



4


napawania:I = 80 A





411 HV30










tablicy V 1 2 3 4 5 6

LiniaA 435 413 367 352 261 165

1Linia

B 445 409 354 289 273 168

LiniaA 431 407 389 297 259 163

2Linia

B 425 399 378 266 234 167

LiniaA 429 401 378 299 235 163

3Linia

B 425 399 382 287 245 168

LiniaA 411 389 371 287 234 165

4Linia

B 417 376 354 299 247 168


Z1 Z2

Z3 Z4

Z5



Tablica VI. Wpływ parametrów napawania PTA proszkiem EuTroLoy 16006 ściegów prostych zakładkowych napoin w pozycji podolnej, na próbkach ze stali 0H18N9 na jakość napoin

Table VI. Influence of parameters of PTA surfacing with EuTroLoy 16006 powder, on quality of straight overlaped deposits on 0H18N9 plates

Z5


Tablica VIII. Parametry napawania PTA proszkiem na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 roboczych warstw wierzchnich suwaka zasuwy urządzeń naftowych wykonanych ze stali 0H18N9

Table VIII. PTA surfacing with EuTroLoy 16006 powder parameters of slide blocks of gate valve of petroleum installation made from 0H18N9

Wnioski

Na podstawie przeprowadzonych badań technologii napawania plazmowego proszkowego roboczych warstw wierzchnich suwaka zasuwy urządzeń naftowych proszkiem EuTroLoy 16006 na osnowie kobaltu stwierdzono, że:• istnieje zakres optymalnych parametrów napawania, zapewniających wysoką jakość napoin o twardości powyżej 400 HV i udziale materiału podłoża w napoinie poniżej 20% (tabl. VIII);• w celu uzyskania gładkiej powierzchni napawanej o wysokich własnościach eksploatacyjnych wielkość zakładki napoin musi wynosić około 50%;• istotny wpływ na własności napoiny wywiera natężenie oraz sposób podawania proszku metalicznego wraz ze wzrostem ilości podawanego proszku, mimo że energia liniowa napawania jest stała, znacznie zmniejsza się udział materiału podłoża w napoinie. Związane jest to z tym, że w większym stopniu energia cieplna łuku plazmowego wykorzystywana jest do stapiania proszku metalicznego, a ograniczone jest jej oddziaływanie na materiał podłoża, co w konsekwencji powoduje zmniejszenie głębokości wtopienia napoiny.

Literatura

[1] Hebda M., Wachal A.: Trybologia. WNT, Warszawa 1980.

[2] Klimpel A.: Napawanie i natryskiwanie cieplne. WNT, Warszawa

2000.

[3] Klimpel A., Górka J., Czupryński A., Miler T.: Zmechanizowane

i zrobotyzowane napawanie PTA elementów maszyn. Przegląd

Spawalnictwa. 4/2003.

[4] Alloy powders for high-performance anti-wear protective coatings

applied by PTA process. Katalog firmy Castolin. Szwajcaria 1993.

[5] Adamiec P., Dziubiński J.: Regeneracja i wytwarzanie warstw

wierzchnich elementów maszyn transportowych. Wydawnictwo

Politechniki Śląskiej, Gliwice 1999.

[6] Górka J., Bulski Z., Czupryński A.: Napawanie plazmowe

proszkowe elementów obrotowych ze stali 34HM, Regeneracja

’02. Bydgoszcz 2002.

[7] Matthes K. J., A. Khaled A.: Formgebendes Plasma-

Pulverauftragschweissen mit Impulslichtbogen unter Beachtung

minimaler Verformung. Schweissen und Schneiden. 9/1996.

[8] Pereplotcikov E. F.: Plazmenno-poroskovaja naplavka v sudovom

masinostroenii. Avtomaticeskaja Svarka. 12/2000.

[9] Czupryński A., Górka J.: Ręczne i zmechanizowane napawanie

plazmowe proszkowe PTA elementów obrotowych. Przegląd

Spawalnictwa. 4-5/2005.

Tablica VIII. Parametry napawania PTA proszkiem na osnowie kobaltu EuTroLoy 16006 roboczych warstw wierzchnich suwaka zasuwy urz�dze� naftowych wykonanych ze stali 0H18N9

Table VIII. PTA surfacing with EuTroLoy 16006 powder parameters of slide blocks of gate valve of petroleum installation made from 0H18N9

Nat��enie pr�duI [A]



proszku[g/min]


[%]

Twardo��napoiny w stanie

surowym po napawaniu

[HV30] 60-80 2,7 10,0 50 > 400

Na podstawie przeprowadzonych bada� technologii napawania plazmowego proszkowego roboczych warstw wierzchnich suwaka zasuwy urz�dze� naftowych proszkiem EuTroLoy 16006 na osnowie kobaltu stwierdzono, �e: istnieje zakres optymalnych parametrów napawania, zapewniaj�cych wysok� jako�� napoin o twardo�ci powy�ej 400 HV i udziale materia�u pod�o�a w napoinie poni�ej 20% (tabl. VIII); w celu uzyskania g�adkiej powierzchni napawanej o wysokich w�asno�ciach eksploatacyjnych wielko�� zak�adki napoin musi wynosi� oko�o 50%; istotny wp�yw na w�asno�ci napoiny wywiera nat��enie oraz sposób podawania proszku metalicznego wraz ze wzrostem ilo�cipodawanego proszku, mimo �e energia liniowa napawania jest sta�a,znacznie zmniejsza si� udzia� materia�u pod�o�a w napoinie. Zwi�zane jest to z tym, �e w wi�kszym stopniu energia cieplna �uku plazmowego wykorzystywana jest do stapiania proszku metalicznego, a ograniczone jest jej oddzia�ywanie na materia� pod�o�a, co w konsekwencji powoduje zmniejszenie g��boko�ci wtopienia napoiny.

Literatura

[1] Hebda M., Wachal A.: Trybologia. WNT, Warszawa 1980. [2] Klimpel A.: Napawanie i natryskiwanie cieplne. WNT,

Warszawa 2000. [3] Klimpel A., Górka J., Czupry�ski A., Miler T.:

Zmechanizowane i zrobotyzowane napawanie PTA elementów maszyn. Przegl�d Spawalnictwa. 4/2003.

[4] Alloy powders for high-performance anti-wear protective coatings applied by PTA process. Katalog firmy Castolin. Szwajcaria 1993.

[5] Adamiec P., Dziubi�ski J.: Regeneracja i wytwarzanie warstw wierzchnich elementów maszyn transportowych. Wydawnictwo Politechniki �l�skiej, Gliwice 1999.

[6] Górka J., Bulski Z., Czupry�ski A.: Napawanie plazmowe proszkowe elementów obrotowych ze stali 34HM, Regeneracja ’02. Bydgoszcz 2002.

[7] Matthes K. J., A. Khaled A.: Formgebendes Plasma-Pulverauftragschweissen mit Impulslichtbogen unter Beachtung minimaler Verformung. Schweissen und Schneiden. 9/1996.

[8] Pereplotcikov E. F.: Plazmenno-poroskovaja naplavka v sudovom masinostroenii. Avtomaticeskaja Svarka. 12/2000.

[9] Czupry�ski A., Górka J.: R�czne i zmechanizowane napawanie plazmowe proszkowe PTA elementów obrotowych. Przegl�dSpawalnictwa. 4-5/2005.


prof. dr hab. in�. Jerzy Pacyna dr in�. Robert D�browskiAkademia Górniczo-Hutnicza

Nowa stal stopowa o du�ej wytrzyma�o�ci i odporno�ci na p�kanie

New alloyed steel of high strength and fracture toughnessdesigned for welding

StreszczeniePrzedstawiono struktur� i w�asno�ci nowej, niskow�glowej stali stopowej,

przeznaczonej na konstrukcje spawane o du�ej wytrzyma�o�ci i odporno�ci nap�kanie. W�asno�ci mechaniczne, plastyczne i odporno�� na p�kanie nowej stali kszta�towano na podstawie wykonanego dla niej wykresu CTPc.Przewiduje si� zastosowanie tej stali w przemy�le okr�towym i wydobywczym(rury do g��bokich wierce�, obudowy górnicze).

AbstractDescribes the structure and properties of a new, low-carbon alloyed steel,

designed for reliable welded constructions of high strength and fracturetoughness. On the base of the CCT diagram, the mechanical and yieldingproperties as well as fracture toughness of this steel were modified. It isanticipate that the main application of this steel will be in shipyard and exploring industry, e.g. pipes for deep drilling, steel sections for miningindustry.

Wst�p

W ostatnich latach obserwuje si� systematyczny wzrostzainteresowania grup� niskow�glowych stali konstrukcyjnych,charakteryzuj�cych si� z jednej strony dobr� spawalno�ci�, z drugiejza� po��czeniem du�ej wytrzyma�o�ci i odporno�ci na p�kanie.Zapotrzebowanie na tego typu stale jest spowodowane w du�ej mierzeszybkim rozwojem przemys�u petrochemicznego i wydobywczego.Stale spawalne, a jednocze�nie wysokowytrzyma�e i odporne na p�kanie, znajduj� szerokie zastosowanie m.in. w budowieodpowiedzialnych konstrukcji, w budownictwie l�dowym, morskim oraz przy wytwarzaniu �rodków transportu, np. ruroci�gów [1,2].

Innym zastosowaniem tej grupy stali s� rury przeznaczone do g��bokich odwiertów oraz kszta�towniki typu „V”, przeznaczone na obudowy wyrobisk górniczych w kopalniach [3,4]. G�ównymzadaniem takich obudów jest zapewnienie w ustalonym czasie stateczno�ci wyrobiska, a tak�e zabezpieczenie ludzi, sprz�tu i maszynprzed odrywaj�cymi si� ze stropów od�amkami skalnymi oraz przedzawa�ami [4].

Jednym z g�ównych czynników decyduj�cych o przydatno�ci tejgrupy stali do spawania jest ich sk�ad chemiczny, a przede wszystkimst��enie w�gla. Wska�nikiem spawalno�ci stali jest tzw. równowa�nikchemiczny (ekwiwalent w�gla) CBEB wyra�ony równaniem:

15

CuNi

5

VMoCr

6

MnC

EC

++

++++= (1)

gdzie: C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu – st��enia wymienionychpierwiastków [% mas.].

W stalach dobrze spawalnych st��enie w�gla jest ograniczone do minimum i przewa�nie nie przekracza 0,2%. Powy�ej tej zawarto�cispawalno�� stali maleje, gdy� wskutek jej sk�onno�ci do hartowaniasi� w spoinie i w strefie wp�ywu ciep�a tworz� si� struktury sk�onnedo p�kni�� [2]. Z drugiej strony w�giel jest podstawowympierwiastkiem zabezpieczaj�cym odpowiedni� wytrzyma�o�� stali.St�d te� zast�pcze sposoby zwi�kszania w�asno�ciwytrzyma�o�ciowych takich stali polegaj� m.in. na: umocnieniu ferrytu przez dodatki pierwiastków stopowych (np. Mn, Si)tworz�cych z �elazem roztwór sta�y lub za pomoc� dyspersyjnychwydziele� zwi�zków takich pierwiastków, jak: Al, Nb, V, Ti. Granic�plastyczno�ci takich stali mo�na podwy�szy� za pomoc�rozdrobnienia ziarna ferrytu, natomiast granic� wytrzyma�o�ci na

rozci�ganie, na przyk�ad poprzez przemiany fazowe (bainityczn�,martenzytyczn�) [1, 2].

Wychodz�c naprzeciw oczekiwaniom odbiorców z przemys�upetrochemicznego oraz wydobywczego, podejmowane s� próbyopracowywania nowych gatunków niskow�glowych stali stopowychcharakteryzuj�cych si� po��czeniem dobrej spawalno�ci, wysokiejwytrzyma�o�ci i dobrej odporno�ci na p�kanie, jak równie� szukaniasposobów poprawy w�asno�ci stali ju� istniej�cych [5]. W Zak�adzieMetaloznawstwa i Metalurgii Proszków AGH opracowano nowygatunek stali niskow�glowej o takiej kinetyce przemianprzech�odzonego austenitu, która umo�liwia uzyskanie ��danychtwardo�ci, wytrzyma�o�ci, odporno�ci na p�kanie, a jednocze�niespe�nia kryteria spawalno�ci. Na podstawie znajomo�ci wp�ywupierwiastków stopowych na warto�� równowa�nika w�gla (CBEB), z jednej strony, oraz danych nt. ich roli w stalach stopowych, z drugiej strony, opracowano stal manganowo-molibdenow� o bardzo ma�ejzawarto�ci w�gla.

Materia� do bada�

Na podstawie wieloletnich bada� [6 10], prowadzonych w Zak�adzie Metaloznawstwa i Metalurgii Proszków AGH, nadilo�ciowym wp�ywem pierwiastków stopowych na struktur�i w�asno�ci stali oraz wykorzystuj�c pakiet programów komputerowych pod nazw� „proSTAL”, zaprojektowano nowygatunek stali stopowej, z której wykonano wytop próbny o sk�adziechemicznym podanym w tablicy I.

Sk�ad chemiczny badanej stali stopowej zaprojektowano z my�l� o jej zastosowaniu w przysz�o�ci, np. na rury do g��bokich wierce�, dlaktórych zamawiaj�cy ��da� równowa�nika CBEB 0,45, lub na obudowywyrobisk górniczych.

Tablica I. Sk�ad chemiczny wytopu próbnego badanej staliTable I. Chemical composition of the melt investigated steel

St��enie pierwiastków [% mas.]C Mn Si P S Cr Mo AlBrB AlBcB

CBEB

0,08 1,39 0,09 0,009 0,012 0,02 0,36 0,009 0,022 0,39

Jest to niskow�glowa stal manganowo-molibdenowa uspokojonaaluminium. Mangan i molibden to dwa pierwiastki o najwi�kszej sileoddzia�ywania na hartowno�� stali, przy równoczesnym do�� silnymoddzia�ywaniu na wzrost twardo�ci ferrytu.

Nowa stal stopowa o dużej wytrzymałości i odporności na pękanie

New alloyed steel of high strength and fracture toughness designed for welding

Akademia Górniczo-Hutnicza

prof. dr hab. inż. Jerzy Pacyna

dr inż. Robert Dąbrowski

Materiał do badań

Na podstawie wieloletnich badań [6÷10], prowadzonych w Zakładzie Metaloznawstwa i Metalurgii Proszków AGH, nad ilościowym wpływem pierwiastków stopowych na strukturę i własności stali oraz wykorzystując pakiet programów komputerowych pod nazwą „proS-TAL”, zaprojektowano nowy gatunek stali stopowej, z której wykonano wytop próbny o składzie chemicznym podanym w tablicy I.

Tablica I. Skład chemiczny wytopu próbnego badanej stali Table I. Chemical composition of the melt investigated steel

STRESZCZENIE

Przedstawiono strukturę i własności nowej, niskowęglowej stali stopowej, przeznaczonej na konstrukcje spawane o dużej wytrzymałości i odporności na pękanie. Własności mechaniczne, plastyczne i odporność na pękanie nowej stali kształtowano na podstawie wykonanego dla niej wykresu CTPc. Przewiduje się zastosowanie tej stali w przemyśle okrętowym i wydobywczym (rury do głębokich wierceń, obudowy górnicze).

ABSTRACT

Describes the structure and properties of a new, low-carbon alloyed steel, designed for reliable welded constructions of high strength and fracture toughness. On the base of the CCT diagram, the mechanical and yielding properties as well as fracture toughness of this steel were modified. It is anticipate that the main application of this steel will be in shipyard and exploring industry, e.g. pipes for deep drilling, steel sections for mining industry.

W ostatnich latach obserwuje się systematyczny wzrost zainteresowania grupą niskowęglowych stali konstrukcyjnych, charakteryzujących się z jednej strony dobrą spawalnością, z drugiej zaś połączeniem dużej wytrzymałości i odporności na pękanie. Zapotrzebowanie na tego typu stale jest spowodowane w dużej mierze szybkim rozwojem przemysłu petrochemicznego i wydobywczego. Stale spawalne, a jednocześnie wysokowytrzymałe i odporne na pękanie, znajdują szerokie zastosowanie m.in. w budowie odpowiedzialnych konstrukcji, w budownictwie lądowym, morskim oraz przy wytwarzaniu środków transportu, np. rurociągów [1,2].

Innym zastosowaniem tej grupy stali są rury przeznaczone do głębokich odwiertów oraz kształtowniki typu „V”, przeznaczone na obudowy wyrobisk górniczych w kopalniach [3,4]. Głównym zadaniem takich obudów jest zapewnienie w ustalonym czasie stateczności wyrobiska, a także zabezpieczenie ludzi, sprzętu i maszyn przed odrywającymi się ze stropów odłamkami skalnymi oraz przed zawałami [4].

Jednym z głównych czynników decydujących o przydatności tej grupy stali do spawania jest ich skład chemiczny, a przede wszystkim stężenie węgla. Wskaźnikiem spawalności stali jest tzw. równoważnik chemiczny (ekwiwalent węgla) CE wyrażony równaniem:

CE=C+Mn+Cr+Mo+V+Ni+Cu (1)

gdzie: C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu – stężenia wymienionych pierwiastków [% mas.].W stalach dobrze spawalnych stężenie węgla jest ograniczone do minimum i przeważnie nie przekracza 0,2%. Powyżej tej zawartości spawalność

stali maleje, gdyż wskutek jej skłonności do hartowania się w spoinie i w strefie wpływu ciepła tworzą się struktury skłonne do pęknięć [2]. Z drugiej strony węgiel jest podstawowym pierwiastkiem zabezpieczającym odpowiednią wytrzymałość stali. Stąd też zastępcze sposoby zwiększania własności wytrzymałościowych takich stali polegają m.in. na: umocnieniu ferrytu przez dodatki pierwiastków stopowych (np. Mn, Si) tworzących z żelazem roztwór stały lub za pomocą dyspersyjnych wydzieleń związków takich pierwiastków, jak: Al, Nb, V, Ti. Granicę plastyczności takich stali można podwyższyć za pomocą rozdrobnienia ziarna ferrytu, natomiast granicę wytrzymałości na rozciąganie, na przykład poprzez przemiany fazowe (bainityczną, martenzytyczną) [1, 2].

Wychodząc naprzeciw oczekiwaniom odbiorców z przemysłu petrochemicznego oraz wydobywczego, podejmowane są próby opracowywania nowych gatunków niskowęglowych stali stopowych charakteryzujących się połączeniem dobrej spawalności, wysokiej wytrzymałości i dobrej odporności na pękanie, jak również szukania sposobów poprawy własności stali już istniejących [5]. W Zakładzie Metaloznawstwa i Metalurgii Proszków AGH opracowano nowy gatunek stali niskowęglowej o takiej kinetyce przemian przechłodzonego austenitu, która umożliwia uzyskanie żądanych twardości, wytrzymałości, odporności na pękanie, a jednocześnie spełnia kryteria spawalności. Na podstawie znajomości wpływu pierwiastków stopowych na wartość równoważnika węgla (CE), z jednej strony, oraz danych nt. ich roli w stalach stopowych, z drugiej strony, opracowano stal manganowo-molibdenową o bardzo małej zawartości węgla.

W S T Ę P

6 5 15+


Skład chemiczny badanej stali stopowej zaprojektowano z myślą o jej zastosowaniu w przyszłości, np. na rury do głębokich wierceń, dla których zamawiający żądał równoważnika CE≤0,45, lub na obudowy wyrobisk górniczych.

Jest to niskowęglowa stal manganowo-molibdenowa uspoko-jona aluminium. Mangan i molibden to dwa pierwiastki o największej sile oddziaływania na hartowność stali, przy równoczesnym dość sil-nym oddziaływaniu na wzrost twardości ferrytu.

Metodyka badań

Wytop próbny badanej stali (o masie 30 kg) w postaci wlew-ka o średnicy 140 mm przekuto w Hucie Batory S.A. na pręty o wymiarach poprzecznych 20x35 mm. Następnie pręty wyżarzono normalizująco poprzez nagrzanie do temperatury 900°C i chłodzenie na powietrzu. Z tak obrobionych cieplnie prętów wycięto próbki o wymiarach Ø2x12 mm do oceny punktów przełomowych metodą dylatometryczną. Wyznaczone punkty przełomowe wynosiły odpo-wiednio: AC1p=705°C, AC1k=725°C, AC3=845°C. Na podstawie powyższych danych ustalono, że temperatura austenityzowania ba-danej stali będzie wynosiła 900°C, tj. AC3+55°C.

Wykres CTPC nowego gatunku stali wykonano metodą dylatometryczną przy użyciu dylatometru DT1000. Do badań użyto próbek o średnicy 2x12 mm, które oziębiano z szybkościami: 250, 200, 100, 50, 35, 20, 15, 10, 1, 0,3, 0,16, 0,08°C/s od temperatury 900°C do temperatury pokojowej. Największe szybkości oziębiania (250 i 200°C/s) realizowano na próbkach z otworem o średnicy 1 mm, stosując kontrolowany komputerowo nadmuch helem. W re-alizacji pozostałych szybkości chłodzenia stosowano kontrolowany nadmuch argonem. Rejestrowano cyfrowo zmiany długości próbek w zależności od temperatury. Na zarejestrowane dylatogramy chłodzenia nakładano różniczkowe krzywe zmiany długości względem temper-atury. Twardość tak oziębianych próbek mierzono aparatem Vickersa (typ HPO 250) przy obciążeniu wgłębnika 5 kG, a obrazy struktur za-rejestrowano cyfrowo podczas obserwacji mikroskopem optycznym Nu firmy Carl Zeiss Jena.

Statyczną próbę rozciągania wykonano na maszynie wytrzymałościowej MTS 810. W próbie tej wyznaczono następujące wskaźniki: Rm, Rp0,2, A oraz Z. Używano próbek pięciokrotnych o średnicy początkowej 10 mm. Badania udarności wykonano sposobem Charpy’ego na próbkach udarnościowych (10x10x55 mm)

z karbem „V” o głębokości 2 mm i promieniu zaokrąglenia 0,25 mm, używając młotów o energii 150 i 300 J. Próbki do badań wytrzymałościowych oraz do badań udarności austenityzowano w temperaturze 900°C przez 30 minut, a ich chłodzenie wykonano w wodzie i na powietrzu. Każdy wariant tych badań reprezentowały trzy próbki.

Dla największych zrealizowanych szybkości chłodzenia przemi-ana przechłodzonego austenitu rozpoczyna się wydzielaniem fer-rytu, tworzeniem bainitu i najprawdopodobniej niewielkiej ilości martenzytu. Uzyskiwane na takich próbkach twardości wynoszą 255÷259 HV5. Dla porównania, próbka o średnicy 2 mm (bez ot-woru) oziębiona w wodzie od temperatury 900°C uzyskała twardość 408 HV5. Najprawdopodobniej jest to twardość martenzytu badanej stali (rys. 2).

Na rysunku 3 zamieszczono dokumentację metalograficzną struktur wybranych próbek chłodzonych od 900°C z różnymi szybkościami, użytych do wykonania wykresu CTPC przedstawio-nego na rysunku 1.

Jak wynika z rysunku 3, struktura stali zmienia się od ferrytycz-no-bainitycznej (najprawdopodobniej z niewielką ilością martenzytu dla największej szybkości chłodzenia, tj. 250°C/s) aż do struktury ferrytyczno-perlitycznej – dla szybkości chłodzenia 0,08°C/s.

Wyniki badań

Na rysunku 1 zamieszczono wykres CTPC badanej stali. Z obserwacji wykresu widać, że nawet przy szybkości chłodzenia 250°C/s nie zdołano przekroczyć krytycznej szybkości chłodzenia, aby austenit mógł się przemienić wyłącznie w martenzyt.

Przy najmniejszych szybkościach chłodzenia obserwujemy wydzielanie się ferrytu w układzie pasmowym (rys. 3e), co najpraw-dopodobniej jest związane z segregacją fosforu, który w niewielkiej ilości (0,009%) występuje w składzie tej stali. Dla najmniejszych szybkości chłodzenia w strukturze można dostrzec niewielkie ilości bainitu (rys. 3e, f).

Uzyskany wykres CTPC wskazuje, że przy zachowaniu żądanego równoważnika węgla (CE≤0,45) niemożliwe jest uzyskanie stali chociażby o średniej (umiarkowanej) hartowności, która umożliwiłaby w rezultacie przyspieszonego oziębiania (np. w wodzie) uzyskanie wyłącznie struktury martenzytycznej lub bainitycznej. Przy tak małym stężeniu węgla (<0,1%) bainitowi i martenzytowi zawsze będzie towarzyszył ferryt. Z tego względu wydaje się, że dodanie do tego

Metodyka bada�

Wytop próbny badanej stali (o masie 30 kg,) w postaci wlewka o�rednicy 140 mm przekuto w Hucie Batory S.A. na pr�ty o wymiarachpoprzecznych 20x35 mm. Nast�pnie pr�ty wy�arzono normalizuj�copoprzez nagrzanie do temperatury 900°C i ch�odzenie na powietrzu. Z tak obrobionych cieplnie pr�tów wyci�to próbki o wymiarach 2x12mm do oceny punktów prze�omowych metod� dylatometryczn�.Wyznaczone punkty prze�omowe wynosi�y odpowiednio:ABC1pB=705°C, ABC1kB=725°C, ABC3B=845°C. Na podstawie powy�szychdanych ustalono, �e temperatura austenityzowania badanej stali b�dziewynosi�a 900°C, tj. ABC3B+55°C.

Wykres CTPBCB nowego gatunku stali wykonano metod�dylatometryczn� przy u�yciu dylatometru DT1000. Do bada� u�ytopróbek o �rednicy 2x12 mm, które ozi�biano z szybko�ciami: 250, 200, 100, 50, 35, 20, 15, 10, 1, 0,3, 0,16, 0,08°C/s od temperatury900°C do temperatury pokojowej. Najwi�ksze szybko�ci ozi�biania(250 i 200°C/s) realizowano na próbkach z otworem o �rednicy 1 mm,stosuj�c kontrolowany komputerowo nadmuch helem. W realizacji pozosta�ych szybko�ci ch�odzenia stosowano kontrolowany nadmuchargonem. Rejestrowano cyfrowo zmiany d�ugo�ci próbek w zale�no�ciod temperatury. Na zarejestrowane dylatogramy ch�odzenia nak�adanoró�niczkowe krzywe zmiany d�ugo�ci wzgl�dem temperatury.Twardo�� tak ozi�bianych próbek mierzono aparatem Vickersa (typHPO 250) przy obci��eniu wg��bnika 5 kG, a obrazy strukturzarejestrowano cyfrowo podczas obserwacji mikroskopem optycznymNu firmy Carl Zeiss Jena.

Statyczn� prób� rozci�gania wykonano na maszyniewytrzyma�o�ciowej MTS 810. W próbie tej wyznaczono nast�puj�ce

wska�niki: RBmB, RBp0,2B, A oraz Z. U�ywano próbek pi�ciokrotnych o�rednicy pocz�tkowej 10 mm. Badania udarno�ci wykonano sposobemCharpy'ego na próbkach udarno�ciowych (10x10x55 mm) z karbem„V” o g��boko�ci 2 mm i promieniu zaokr�glenia 0,25 mm, u�ywaj�cm�otów o energii 150 i 300 J. Próbki do bada� wytrzyma�o�ciowychoraz do bada� udarno�ci austenityzowano w temperaturze 900°Cprzez 30 minut, a ich ch�odzenie wykonano w wodzie i na powietrzu. Ka�dy wariant tych bada� reprezentowa�y trzy próbki.

Dla najwi�kszych zrealizowanych szybko�ci ch�odzenia przemianaprzech�odzonego austenitu rozpoczyna si� wydzielaniem ferrytu,tworzeniem bainitu i najprawdopodobniej niewielkiej ilo�cimartenzytu. Uzyskiwane na takich próbkach twardo�ci wynosz�255 259 HV5B.B Dla porównania, próbka o �rednicy 2 mm (bez otworu) ozi�biona w wodzie od temperatury 900°C uzyska�a twardo�� 408 HV5. Najprawdopodobniej jest to twardo�� martenzytu badanej stali(rys. 2).

Na rysunku 3 zamieszczono dokumentacj� metalograficzn� struktur wybranych próbek ch�odzonych od 900°C z ró�nymi szybko�ciami,u�ytych do wykonania wykresu CTPBCB przedstawionego na rysunku 1.

Jak wynika z rysunku 3, struktura stali zmienia si� od ferrytyczno-bainitycznej (najprawdopodobniej z niewielk� ilo�ci� martenzytu dlanajwi�kszej szybko�ci ch�odzenia, tj. 250°C/s) a� do strukturyferrytyczno-perlitycznej – dla szybko�ci ch�odzenia 0,08°C/s.

Wyniki bada� i ich dyskusja

Na rysunku 1 zamieszczono wykres CTPBCB badanej stali. Z obserwacji wykresu wida�, �e nawet przy szybko�ci ch�odzenia250°C/s nie zdo�ano przekroczy� krytycznej szybko�ci ch�odzenia,aby austenit móg� si� przemieni� wy��cznie w martenzyt.

Rys. 2. Mikrostruktura próbki 2x12 mm ozi�bionej w wodzie od temperatury 900°C (twardo�� 408 HV5) Fig. 2. Microstructure of 2x12 mm sample cooled in water from900°C (hardness 408 HV5)

Rys. 1. Wykres CTPc badanej stali austenityzowanej przy tBaB=900°C,wykonany metod� dylatometryczn�Fig. 1. CCT diagram of the investigated steel austenitized at 900°C,made by means of the dilatometric method

Rys. 1. Wykres CTPc badanej stali austenityzowanej przy Ta badanej stali austenityzowanej przy Ta badanej stali austenityzowanej przy T =900°C, wyko-nany metodą dylatometrycznąFig. 1. CCT diagram of the investigated steel austenitized at 900°C, made by means of the dilatometric method

Metodyka bada�

Wytop próbny badanej stali (o masie 30 kg,) w postaci wlewka o�rednicy 140 mm przekuto w Hucie Batory S.A. na pr�ty o wymiarachpoprzecznych 20x35 mm. Nast�pnie pr�ty wy�arzono normalizuj�copoprzez nagrzanie do temperatury 900°C i ch�odzenie na powietrzu. Z tak obrobionych cieplnie pr�tów wyci�to próbki o wymiarach 2x12mm do oceny punktów prze�omowych metod� dylatometryczn�.Wyznaczone punkty prze�omowe wynosi�y odpowiednio:ABC1pB=705°C, ABC1kB=725°C, ABC3B=845°C. Na podstawie powy�szychdanych ustalono, �e temperatura austenityzowania badanej stali b�dziewynosi�a 900°C, tj. ABC3B+55°C.

Wykres CTPBCB nowego gatunku stali wykonano metod�dylatometryczn� przy u�yciu dylatometru DT1000. Do bada� u�ytopróbek o �rednicy 2x12 mm, które ozi�biano z szybko�ciami: 250, 200, 100, 50, 35, 20, 15, 10, 1, 0,3, 0,16, 0,08°C/s od temperatury900°C do temperatury pokojowej. Najwi�ksze szybko�ci ozi�biania(250 i 200°C/s) realizowano na próbkach z otworem o �rednicy 1 mm,stosuj�c kontrolowany komputerowo nadmuch helem. W realizacji pozosta�ych szybko�ci ch�odzenia stosowano kontrolowany nadmuchargonem. Rejestrowano cyfrowo zmiany d�ugo�ci próbek w zale�no�ciod temperatury. Na zarejestrowane dylatogramy ch�odzenia nak�adanoró�niczkowe krzywe zmiany d�ugo�ci wzgl�dem temperatury.Twardo�� tak ozi�bianych próbek mierzono aparatem Vickersa (typHPO 250) przy obci��eniu wg��bnika 5 kG, a obrazy strukturzarejestrowano cyfrowo podczas obserwacji mikroskopem optycznymNu firmy Carl Zeiss Jena.

Statyczn� prób� rozci�gania wykonano na maszyniewytrzyma�o�ciowej MTS 810. W próbie tej wyznaczono nast�puj�ce

wska�niki: RBmB, RBp0,2B, A oraz Z. U�ywano próbek pi�ciokrotnych o�rednicy pocz�tkowej 10 mm. Badania udarno�ci wykonano sposobemCharpy'ego na próbkach udarno�ciowych (10x10x55 mm) z karbem„V” o g��boko�ci 2 mm i promieniu zaokr�glenia 0,25 mm, u�ywaj�cm�otów o energii 150 i 300 J. Próbki do bada� wytrzyma�o�ciowychoraz do bada� udarno�ci austenityzowano w temperaturze 900°Cprzez 30 minut, a ich ch�odzenie wykonano w wodzie i na powietrzu. Ka�dy wariant tych bada� reprezentowa�y trzy próbki.

Dla najwi�kszych zrealizowanych szybko�ci ch�odzenia przemianaprzech�odzonego austenitu rozpoczyna si� wydzielaniem ferrytu,tworzeniem bainitu i najprawdopodobniej niewielkiej ilo�cimartenzytu. Uzyskiwane na takich próbkach twardo�ci wynosz�255 259 HV5B.B Dla porównania, próbka o �rednicy 2 mm (bez otworu) ozi�biona w wodzie od temperatury 900°C uzyska�a twardo�� 408 HV5. Najprawdopodobniej jest to twardo�� martenzytu badanej stali(rys. 2).

Na rysunku 3 zamieszczono dokumentacj� metalograficzn� struktur wybranych próbek ch�odzonych od 900°C z ró�nymi szybko�ciami,u�ytych do wykonania wykresu CTPBCB przedstawionego na rysunku 1.

Jak wynika z rysunku 3, struktura stali zmienia si� od ferrytyczno-bainitycznej (najprawdopodobniej z niewielk� ilo�ci� martenzytu dlanajwi�kszej szybko�ci ch�odzenia, tj. 250°C/s) a� do strukturyferrytyczno-perlitycznej – dla szybko�ci ch�odzenia 0,08°C/s.

Wyniki bada� i ich dyskusja

Na rysunku 1 zamieszczono wykres CTPBCB badanej stali. Z obserwacji wykresu wida�, �e nawet przy szybko�ci ch�odzenia250°C/s nie zdo�ano przekroczy� krytycznej szybko�ci ch�odzenia,aby austenit móg� si� przemieni� wy��cznie w martenzyt.

Rys. 2. Mikrostruktura próbki 2x12 mm ozi�bionej w wodzie od temperatury 900°C (twardo�� 408 HV5) Fig. 2. Microstructure of 2x12 mm sample cooled in water from900°C (hardness 408 HV5)

Rys. 1. Wykres CTPc badanej stali austenityzowanej przy tBaB=900°C,wykonany metod� dylatometryczn�Fig. 1. CCT diagram of the investigated steel austenitized at 900°C,made by means of the dilatometric method

Rys. 2. Mikrostruktura próbki Ø2x12 mm oziębionej w wodzie od tempera-tury 900°C (twardość 408 HV5)Fig. 2. Microstructure of Ø2x12 mm sample cooled in water from 900°C (hardness 408 HV5)


Tablica II. W�asno�ci mechaniczne badanej staliTable II. Mechanical properties of the investigated steel

Szybko��ch�odzenia

od TBAB=900°CHV5 RBm

[MPa]RBp0,2[MPa]

A[%]

Z[%]

KCV[J/cmP

2P]

Woda(ok. 300°C/s) 353 1122 478 13 53 87

Powietrze (ok. 8°C/s) 167 504 286 35 79 nie uleg�a

z�amaniu

Nowa stal po austenityzowaniu przy 900°C i ozi�bieniu w wodzie osi�gn��a wytrzyma�o�� na rozci�ganie RBmB=1122 MPa, umown�granic� plastyczno�ci RBp0,2B=478 MPa przy wyd�u�eniu A=13%.Natomiast po ch�odzeniu w powietrzu odpowiednie wska�nikiwynosz� RBmB=504 MPa, RBp0,2B=286 MPa i A=35%. Mimo zawarto�cizaledwie 0,08% w�gla stal wykazuje wysokie w�asno�ci mechanicznenawet po och�odzeniu na powietrzu. Przyspieszenie ch�odzeniapowoduje wyra�ny wzrost wytrzyma�o�ci przy silnym zmniejszeniuw�asno�ci plastycznych (wyd�u�enia). Przyczyn� dobrych w�asno�cimechanicznych nowej stali, mimo st��enia zaledwie 0,08% w�gla, jestobecno�� w jej sk�adzie 1,39% Mn i 0,36% Mo, które umo�liwiaj�uzyskanie w jej strukturze, przynajmniej w cz��ci obj�to�ci, bainitu.Ma�a zawarto�� w�gla umo�liwia uzyskanie równie� du�ej odporno�cina p�kanie. Próbki udarno�ciowe z karbem „V” po ozi�bieniu w wodzie wykaza�y udarno�� 87 J/cmP

2P (�amane m�otem o energii 150 J),

Natomiast po ch�odzeniu na powietrzu nie uleg�y z�amaniu nawet przyzastosowaniu m�ota o energii 300 J.

Badana stal zawieraj�ca w strukturze ferryt, perlit i bainit o twardo�ci 167 HV5 mo�e by� bez obawy o z�amanie stosowana na wszelkie konstrukcje i rury do g��bokich wierce�. Jedynymzastrze�eniem mo�e by� jej wytrzyma�o�� na rozci�ganie, wg bada�wynosz�ca 504 MPa. Natomiast po ozi�bieniu stali w wodzie (353HV5, RBmB=1122 MPa) udarno�� tej stali wynosi 87 J/cmP

2P, za�

struktura sk�ada si� wówczas z ferrytu i martenzytu.Makrofotografi� z�amanej próbki udarno�ciowej ozi�bianej od

900°C w wodzie pokazano na rysunku 4a. Natomiast na rysunku 4bprzedstawiono makrofotografi� wygi�tej, cz��ciowo naderwanej, aleniez�amanej próbki udarno�ciowej po jej och�odzeniu od 900°C na powietrzu.

Nale�y odnotowa�, �e obliczony ze wzoru (1) ma�y równowa�nikw�gla CBEB, wynosz�cy dla badanej stali 0,39%, wskazuje na jej dobr�spawalno�� w temperaturze otoczenia bez potrzeby wst�pnegopodgrzewania spawanych elementów. Rury wykonane z tej stalimog�yby by� zatem spawane bez ogranicze� bezpo�rednio w rejonieodwiertu.

Wnioski

W pracy przedstawiono struktur� i wybrane w�asno�ci mechanicznenowej, niskow�glowej stali stopowej o sk�adzie chemicznym:C-0,08%, Mn-1,39%, Si-0,09%, P- 0,009%, S-0,012%, Cr-0,02%,Ni-0,03%, Mo-0,36%, AlBrB-0,009%, AlBcB-0,022%.

Analiza kinetyki przemian fazowych przech�odzonego austenituoraz wybranych w�asno�ci mechanicznych pozwala stwierdzi�, �e: hartowno�� tej stali jest na tyle ma�a, i� nie zdo�ano przekroczy�krytycznej szybko�ci ch�odzenia; w zale�no�ci od szybko�ci ch�odzenia, w zakresie mi�dzych�odzeniem w spokojnym powietrzu a ch�odzeniem w wodzie, nowa stal ma mo�liwo�� uzyskania wytrzyma�o�ci na rozci�ganie w zakresie 504 1122 MPa; odpowiadaj�ca takiemu ch�odzeniu umowna granica plastyczno�ci mie�ci si� w przedziale 286 478 MPa; przy zastosowaniu ch�odzenia w spokojnym powietrzu twardo��stali wynosi 167 HV5, udarno�� za� jest tak du�a, �e nie jest mo�liwejej z�amanie na m�ocie udarno�ciowym; struktura tak och�odzonej stali sk�ada si� z ferrytu, perlitu i bainitu; po zastosowaniu ozi�biania w wodzie twardo�� stali wynosi 353HV5, natomiast udarno�� 87 J/cmP

2P; struktura tak ozi�bionej próbki

sk�ada si� z ferrytu i martenzytu; ma�y ekwiwalent w�gla (CBEB=0,39%) umo�liwia dobr� jejspawalno�� w ka�dych warunkach.

a)

b)

Rys. 4. Próbki po badaniach udarno�ciowych; a – ozi�biana w wodzie,b – ch�odzona na powietrzu (b)Fig. 4. Investigated steel after impact toughness tests: a – cooled inwater, b – cooled in the air

Literatura

[1] Dobrza�ski L. A.: Metaloznawstwo z podstawami nauki omateria�ach. WNT, Warszawa 1999.

[2] Tasak E.: Spawalno�� stali. Wyd. Fotobit, Kraków 2002. [3] Chudek M.: Górnictwo. Obudowa wyrobisk. Obudowa

kamienna, metalowa i mieszana. t.1,Wyd. �l�sk, Katowice, 1986.[4] Skrzy�ski K.: Techniczne i ekonomiczne aspekty wprowadzania

w obudowach górniczych kszta�townika V32. Przegl�d Górniczy,nr 4, 2000.

[5] Pacyna J.: Opracowanie metodyki post�powania dla poprawyjako�ci i zwi�kszenia uzysku kszta�towników górniczych typu V.Prace Wydzia�u Metalurgii i In�ynierii Materia�owej AGH, Kraków 2001.

[6] Pacyna J.: Projektowanie sk�adów chemicznych stali. Wydz.Metalurgii i In�ynierii Materia�owej AGH, Kraków 1997.

[7] J�drzejewska-Strach A.: Wp�yw manganu na kinetyk� przemianfazowych, struktur� i w�asno�ci stopów modelowych stalikonstrukcyjnych. Praca doktorska. AGH, Kraków 1995.

[8] Strach M.: Struktura i w�asno�ci stali krzemowych oceniane napodstawie bada� stopów modelowych o ró�nym st��eniu krzemu iw�gla. Praca doktorska. AGH, Kraków 1995.

[9] Dubiel M.: Przemiany fazowe w stopach modelowych z chromemimituj�cych osnow� zahartowanych stali konstrukcyjnych inierdzewiej�cych. Praca doktorska. AGH, Kraków 1996.

[10] D�browski R.: Wp�yw wanadu na struktur� i w�asno�ci stopów modelowych stali ulepszanych cieplnie. Praca doktorska. AGH,Kraków 2002.

składu stali niewielkich ilości boru (0,004%) mogłoby opóźnić wydzielanie ferrytu i poprzez zwiększenie udziału w strukturze stali bainitu i martenzytu uzyskanie większych twardości. Następnie ocen-iono własności mechaniczne nowej stali. Własności te kształtowano na podstawie wykresu CTPc przedstawionego na rysunku 1.

Próbki wytrzymałościowe o średnicy 10 mm oraz udarnościowe (10x10x55 mm) oziębiano w wodzie i chłodzono na powietrzu po uprzednim austenityzowaniu w 900°C. Szybkość chłodzenia w zakre-sie temperatur 800÷500°C dla próbek udarnościowych oziębionych w wodzie wynosi ok. 300°C/s oraz ok. 8°C/s dla próbek chłodzonych na powietrzu. Na podstawie tych badań i korzystając z wykresu CTPC(rys. 1) dokonano prognozy struktury możliwej do uzyskania w środku grubości ścianki rury wynoszącej 8÷10 mm, przeznaczonej do głębokich odwiertów. Struktura próbki oziębianej z szybkością ok. 300°C/s będzie się składała z ferrytu i martenzytu, natomiast

po chłodzeniu z szybkością ok. 8°C/s – z ferrytu, perlitu i bainitu. Twardości odpowiadające tym dwóm szybkościom chłodzenia wynoszą odpowiednio 353 HV5 (oziębianie w wodzie) i 167 HV5 (chłodzenie w powietrzu). Szczegółowe wyniki badań własności mechanicznych nowej stali podano w tablicy II.

Tablica II. Własności mechaniczne badanej staliTable II. Mechanical properties of the investigated steel

a) b)

c) d)

e) f)

Rys. 3. Mikrostruktury próbek badanej stali ch�odzonych z szybko�ci�: a – 250°C/s, b – 50°C/s, c – 10°C/s, d – 1°C/s oraz e, f – 0,08°C/sFig. 3. Microstructure of the investigated steel cooled with cooling rate: a – 250°C/s, b – 50°C/s, c – 10°C/s, d –1°C/s and e, f –0,08°C/s

Przy najmniejszych szybko�ciach ch�odzenia obserwujemywydzielanie si� ferrytu w uk�adzie pasmowym (rys. 3e), conajprawdopodobniej jest zwi�zane z segregacj� fosforu, który wniewielkiej ilo�ci (0,009%) wyst�puje w sk�adzie tej stali. Dlanajmniejszych szybko�ci ch�odzenia w strukturze mo�na dostrzecniewielkie ilo�ci bainitu (rys. 3e, f).

Uzyskany wykres CTPBCB wskazuje, �e przy zachowaniu ��danegorównowa�nika w�gla (CBEB 0,45) niemo�liwe jest uzyskanie stali chocia�by o �redniej (umiarkowanej) hartowno�ci, któraumo�liwi�aby w rezultacie przyspieszonego ozi�biania (np. w wodzie)uzyskanie wy��cznie struktury martenzytycznej lub bainitycznej. Przytak ma�ym st��eniu w�gla (<0,1%) bainitowi i martenzytowi zawszeb�dzie towarzyszy� ferryt. Z tego wzgl�du wydaje si�, �e dodanie do tego sk�adu stali niewielkich ilo�ci boru (0,004%) mog�oby opó�ni�wydzielanie ferrytu i poprzez zwi�kszenie udzia�u w strukturze stali bainitu i martenzytu uzyskanie wi�kszych twardo�ci. Nast�pnieoceniono w�asno�ci mechaniczne nowej stali. W�asno�ci tekszta�towano na podstawie wykresu CTPc przedstawionego na rysunku 1.

Próbki wytrzyma�o�ciowe o �rednicy 10 mm oraz udarno�ciowe(10x10x55 mm) ozi�biano w wodzie i ch�odzono na powietrzu pouprzednim austenityzowaniu w 900°C. Szybko�� ch�odzenia wzakresie temperatur 800 500°C dla próbek udarno�ciowychozi�bionych w wodzie wynosi ok. 300°C/s oraz ok. 8°C/s dla próbek ch�odzonych na powietrzu. Na podstawie tych bada� i korzystaj�c zwykresu CTPc (rys. 1) dokonano prognozy struktury mo�liwej do uzyskania w �rodku grubo�ci �cianki rury wynosz�cej 8÷10 mm,przeznaczonej do g��bokich odwiertów. Struktura próbki ozi�bianej z szybko�ci� ok. 300°C/s b�dzie si� sk�ada�a z ferrytu i martenzytu,natomiast po ch�odzeniu z szybko�ci� ok. 8°C/s – z ferrytu, perlitu i bainitu. Twardo�ci odpowiadaj�ce tym dwóm szybko�ciomch�odzenia wynosz� odpowiednio 353 HV5 (ozi�bianie w wodzie) i 167 HV5 (ch�odzenie w powietrzu). Szczegó�owe wyniki bada�w�asno�ci mechanicznych nowej stali podano w tablicy II.

Rys. 3. Mikrostruktury próbek badanej stali chłodzonych z szybkością: a – 250°C/s, b – 50°C/s, c – 10°C/s, d – 1°C/s oraz e, f – 0,08°C/s Fig. 3. Microstructure of the investigated steel cooled with cooling rate: a – 250°C/s, b – 50°C/s, c – 10°C/s, d – 1°C/s and e, f – 0,08°C/s


Rys. 4. Próbki po badaniach udarnościowych: a – oziębiana w wodzie, b – chłodzona na powietrzuFig. 4. Investigated steel after impact toughness tests: a – cooled in water, b – cooled in the air

Nowa stal po austenityzowaniu przy 900°C i oziębieniu w wodzie osiągnęła wytrzymałość na rozciąganie Rm=1122 MPa, umowną granicę plastyczności Rp0,2=478 MPa przy wydłużeniu A=13%. Natomiast po chłodzeniu w powietrzu odpowiednie wskaźniki wynoszą Rm=504 MPa, Rp0,2=286 MPa i A=35%. Mimo zawartości zaledwie 0,08% węgla stal wykazuje wysokie własności mechaniczne nawet po ochłodzeniu na powietrzu. Przyspieszenie chłodzenia powoduje wyraźny wzrost wytrzymałości przy silnym zmniejszeniu własności plastycznych (wydłużenia). Przyczyną do-brych własności mechanicznych nowej stali, mimo stężenia zaled-wie 0,08% węgla, jest obecność w jej składzie 1,39% Mn i 0,36% Mo, które umożliwiają uzyskanie w jej strukturze, przynajmniej w części objętości, bainitu. Mała zawartość węgla umożliwia uzyskanie również dużej odporności na pękanie. Próbki udarnościowe z karbem „V” po oziębieniu w wodzie wykazały udarność 87 J/cm2 (łamane młotem o energii 150 J), natomiast po chłodzeniu na powietrzu nie uległy złamaniu nawet przy zastosowaniu młota o energii 300 J.

Badana stal zawierająca w strukturze ferryt, perlit i bainit o twardości 167 HV5 może być bez obawy o złamanie stosowana na wszelkie konstrukcje i rury do głębokich wierceń. Jedynym zastrzeżeniem może być jej wytrzymałość na rozciąganie, wg badań wynosząca 504 MPa. Natomiast po oziębieniu stali w wodzie (353 HV5, Rm=1122 MPa) udarność tej stali wynosi 87 J/cm2, zaś struk-tura składa się wówczas z ferrytu i martenzytu.

Makrostrukturę złamanej próbki udarnościowej oziębianej od 900°C w wodzie pokazano na rysunku 4a. Natomiast na rysunku 4b przedstawiono makrofotografię wygiętej, częściowo naderwanej, ale niezłamanej próbki udarnościowej po jej ochłodzeniu od 900°C na powietrzu.

Należy odnotować, że obliczony ze wzoru (1) mały równoważnik węgla CE, wynoszący dla badanej stali 0,39%, wskazuje na jej dobrą spawalność w temperaturze otoczenia bez potrzeby wstępnego podgrzewania spawanych elementów. Rury wykonane z tej stali mogłyby być zatem spawane bez ograniczeń bezpośrednio w rejonie odwiertu.

WnioskiW pracy przedstawiono strukturę i wybrane własności mecha-

niczne nowej, niskowęglowej stali stopowej o składzie chemicznym: C-0,08%, Mn-1,39%, Si-0,09%, P-0,009%, S-0,012%, Cr-0,02%, Ni-0,03%, Mo-0,36%, Alr-0,009%, Alc-0,022%.

Analiza kinetyki przemian fazowych przechłodzonego austenitu oraz wybranych własności mechanicznych pozwala stwierdzić, że:• hartowność tej stali jest na tyle mała, iż nie zdołano przekroczyć krytycznej szybkości chłodzenia;• w zależności od szybkości chłodzenia, w zakresie między chłodzeniem w spokojnym powietrzu a chłodzeniem w wodzie, nowa stal ma możliwość uzyskania wytrzymałości na rozciąganie w zakre-sie 504÷1122 MPa; odpowiadająca takiemu chłodzeniu umowna granica plastyczności mieści się w przedziale 286÷478 MPa;• przy zastosowaniu chłodzenia w spokojnym powietrzu twardość stali wynosi 167 HV5, udarność zaś jest tak duża, że nie jest możliwe jej złamanie na młocie udarnościowym; • struktura tak ochłodzonej stali składa się z ferrytu, perlitu i bainitu;• po zastosowaniu oziębiania w wodzie twardość stali wynosi 353 HV5, natomiast udarność 87 J/cm2; struktura tak oziębionej próbki składa się z ferrytu i martenzytu;• mały ekwiwalent węgla (CE=0,39%) umożliwia dobrą jej spawalność w każdych warunkach.

Literatura

[1] Dobrzański L. A.: Metaloznawstwo z podstawami nauki o materiałach. WNT, Warszawa 1999.

[2] Tasak E.: Spawalność stali. Wyd. Fotobit, Kraków 2002.[3] Chudek M.: Górnictwo. Obudowa wyrobisk. Obudowa kamie-

nna, metalowa i mieszana. t.1,Wyd. Śląsk, Katowice, 1986.[4] Skrzyński K.: Techniczne i ekonomiczne aspekty wprowadzania

w obudowach górniczych kształtownika V32. Przegląd Górniczy, nr 4, 2000.

[5] Pacyna J.: Opracowanie metodyki postępowania dla poprawy jakości i zwiększenia uzysku kształtowników górniczych typu V. Prace Wydziału Metalurgii i Inżynierii Materiałowej AGH, Kraków 2001.

[6] Pacyna J.: Projektowanie składów chemicznych stali. Wydz. Metalurgii i Inżynierii Materiałowej AGH, Kraków 1997.

[7] Jędrzejewska-Strach A.: Wpływ manganu na kinetykę przemian fazowych, strukturę i własności stopów modelowych stali kon-strukcyjnych. Praca doktorska. AGH, Kraków 1995.

[8] Strach M.: Struktura i własności stali krzemowych oceniane na podstawie badań stopów modelowych o różnym stężeniu krzemu i węgla. Praca doktorska. AGH, Kraków 1995.

[9] Dubiel M.: Przemiany fazowe w stopach modelowych z chromem imitujących osnowę zahartowanych stali konstrukcyjnych i nierdzewiejących. Praca doktorska. AGH, Kraków 1996.

[10] Dąbrowski R.: Wpływ wanadu na strukturę i własności stopów modelowych stali ulepszanych cieplnie. Praca doktorska. AGH, Kraków 2002.

Tablica II. W�asno�ci mechaniczne badanej staliTable II. Mechanical properties of the investigated steel

Szybko��ch�odzenia

od TBAB=900°CHV5 RBm

[MPa]RBp0,2[MPa]

A[%]

Z[%]

KCV[J/cmP

2P]

Woda(ok. 300°C/s) 353 1122 478 13 53 87

Powietrze (ok. 8°C/s) 167 504 286 35 79 nie uleg�a

z�amaniu

Nowa stal po austenityzowaniu przy 900°C i ozi�bieniu w wodzie osi�gn��a wytrzyma�o�� na rozci�ganie RBmB=1122 MPa, umown�granic� plastyczno�ci RBp0,2B=478 MPa przy wyd�u�eniu A=13%.Natomiast po ch�odzeniu w powietrzu odpowiednie wska�nikiwynosz� RBmB=504 MPa, RBp0,2B=286 MPa i A=35%. Mimo zawarto�cizaledwie 0,08% w�gla stal wykazuje wysokie w�asno�ci mechanicznenawet po och�odzeniu na powietrzu. Przyspieszenie ch�odzeniapowoduje wyra�ny wzrost wytrzyma�o�ci przy silnym zmniejszeniuw�asno�ci plastycznych (wyd�u�enia). Przyczyn� dobrych w�asno�cimechanicznych nowej stali, mimo st��enia zaledwie 0,08% w�gla, jestobecno�� w jej sk�adzie 1,39% Mn i 0,36% Mo, które umo�liwiaj�uzyskanie w jej strukturze, przynajmniej w cz��ci obj�to�ci, bainitu.Ma�a zawarto�� w�gla umo�liwia uzyskanie równie� du�ej odporno�cina p�kanie. Próbki udarno�ciowe z karbem „V” po ozi�bieniu w wodzie wykaza�y udarno�� 87 J/cmP

2P (�amane m�otem o energii 150 J),

Natomiast po ch�odzeniu na powietrzu nie uleg�y z�amaniu nawet przyzastosowaniu m�ota o energii 300 J.

Badana stal zawieraj�ca w strukturze ferryt, perlit i bainit o twardo�ci 167 HV5 mo�e by� bez obawy o z�amanie stosowana na wszelkie konstrukcje i rury do g��bokich wierce�. Jedynymzastrze�eniem mo�e by� jej wytrzyma�o�� na rozci�ganie, wg bada�wynosz�ca 504 MPa. Natomiast po ozi�bieniu stali w wodzie (353HV5, RBmB=1122 MPa) udarno�� tej stali wynosi 87 J/cmP

2P, za�

struktura sk�ada si� wówczas z ferrytu i martenzytu.Makrofotografi� z�amanej próbki udarno�ciowej ozi�bianej od

900°C w wodzie pokazano na rysunku 4a. Natomiast na rysunku 4bprzedstawiono makrofotografi� wygi�tej, cz��ciowo naderwanej, aleniez�amanej próbki udarno�ciowej po jej och�odzeniu od 900°C na powietrzu.

Nale�y odnotowa�, �e obliczony ze wzoru (1) ma�y równowa�nikw�gla CBEB, wynosz�cy dla badanej stali 0,39%, wskazuje na jej dobr�spawalno�� w temperaturze otoczenia bez potrzeby wst�pnegopodgrzewania spawanych elementów. Rury wykonane z tej stalimog�yby by� zatem spawane bez ogranicze� bezpo�rednio w rejonieodwiertu.

Wnioski

W pracy przedstawiono struktur� i wybrane w�asno�ci mechanicznenowej, niskow�glowej stali stopowej o sk�adzie chemicznym:C-0,08%, Mn-1,39%, Si-0,09%, P- 0,009%, S-0,012%, Cr-0,02%,Ni-0,03%, Mo-0,36%, AlBrB-0,009%, AlBcB-0,022%.

Analiza kinetyki przemian fazowych przech�odzonego austenituoraz wybranych w�asno�ci mechanicznych pozwala stwierdzi�, �e: hartowno�� tej stali jest na tyle ma�a, i� nie zdo�ano przekroczy�krytycznej szybko�ci ch�odzenia; w zale�no�ci od szybko�ci ch�odzenia, w zakresie mi�dzych�odzeniem w spokojnym powietrzu a ch�odzeniem w wodzie, nowa stal ma mo�liwo�� uzyskania wytrzyma�o�ci na rozci�ganie w zakresie 504 1122 MPa; odpowiadaj�ca takiemu ch�odzeniu umowna granica plastyczno�ci mie�ci si� w przedziale 286 478 MPa; przy zastosowaniu ch�odzenia w spokojnym powietrzu twardo��stali wynosi 167 HV5, udarno�� za� jest tak du�a, �e nie jest mo�liwejej z�amanie na m�ocie udarno�ciowym; struktura tak och�odzonej stali sk�ada si� z ferrytu, perlitu i bainitu; po zastosowaniu ozi�biania w wodzie twardo�� stali wynosi 353HV5, natomiast udarno�� 87 J/cmP

2P; struktura tak ozi�bionej próbki

sk�ada si� z ferrytu i martenzytu; ma�y ekwiwalent w�gla (CBEB=0,39%) umo�liwia dobr� jejspawalno�� w ka�dych warunkach.

a)

b)

Rys. 4. Próbki po badaniach udarno�ciowych; a – ozi�biana w wodzie,b – ch�odzona na powietrzu (b)Fig. 4. Investigated steel after impact toughness tests: a – cooled inwater, b – cooled in the air

Literatura

[1] Dobrza�ski L. A.: Metaloznawstwo z podstawami nauki omateria�ach. WNT, Warszawa 1999.

[2] Tasak E.: Spawalno�� stali. Wyd. Fotobit, Kraków 2002. [3] Chudek M.: Górnictwo. Obudowa wyrobisk. Obudowa

kamienna, metalowa i mieszana. t.1,Wyd. �l�sk, Katowice, 1986.[4] Skrzy�ski K.: Techniczne i ekonomiczne aspekty wprowadzania

w obudowach górniczych kszta�townika V32. Przegl�d Górniczy,nr 4, 2000.

[5] Pacyna J.: Opracowanie metodyki post�powania dla poprawyjako�ci i zwi�kszenia uzysku kszta�towników górniczych typu V.Prace Wydzia�u Metalurgii i In�ynierii Materia�owej AGH, Kraków 2001.

[6] Pacyna J.: Projektowanie sk�adów chemicznych stali. Wydz.Metalurgii i In�ynierii Materia�owej AGH, Kraków 1997.

[7] J�drzejewska-Strach A.: Wp�yw manganu na kinetyk� przemianfazowych, struktur� i w�asno�ci stopów modelowych stalikonstrukcyjnych. Praca doktorska. AGH, Kraków 1995.

[8] Strach M.: Struktura i w�asno�ci stali krzemowych oceniane napodstawie bada� stopów modelowych o ró�nym st��eniu krzemu iw�gla. Praca doktorska. AGH, Kraków 1995.

[9] Dubiel M.: Przemiany fazowe w stopach modelowych z chromemimituj�cych osnow� zahartowanych stali konstrukcyjnych inierdzewiej�cych. Praca doktorska. AGH, Kraków 1996.

[10] D�browski R.: Wp�yw wanadu na struktur� i w�asno�ci stopów modelowych stali ulepszanych cieplnie. Praca doktorska. AGH,Kraków 2002.


Łączenie kompozytów AlSi9/SiC metodą TIG

Joining of Composites AlSi9/SiC by TIG Process

Instytut Nauk Podstawowych, Akademia Morska, Szczecin

dr hab. inż. Janusz Grabian, prof. AM

mgr inż. Jan Wysocki

Metody łączenia kompozytów zawiesinowych na bazie stopów aluminiowych można podzielić na trzy zasadnicze grupy:• łączenie w stanie stałym: zgrzewanie tarciowe, zgrzewanie tarcio-we z elementem wirującym, zgrzewanie ultradźwiękowe, zgrzewanie dyfuzyjne;• łączenie metodami spawalniczymi (z przetopem materiału): spa-wanie laserowe, spawanie metodą TIG i MIG, spawanie elektronowe, spawanie rezystancyjne, spawanie kondensatorowe;• inne metody, takie jak: lutowanie twarde i miękkie, mocowanie mechaniczne, połączenia adhezyjne, z przejściową fazą ciekłą [2].

Mimo że obiecujące wyniki łączenia uzyskuje się metodami w stanie stałym, koszt i gabaryty oprzyrządowania oraz mała mobilność są tu dużym ograniczeniem. Najtańszą i najczęściej używaną techniką w warunkach warsztatowych wydaje się być metoda TIG, stosowana w procesach automatycznych, półautomatycznych oraz przy spawaniu ręcznym. Łączenie aluminium i jego stopów metodami spawalni-czymi jest w dużym stopniu poznane, jednak obecność w kompozy-cie cząstek ceramicznych nastręcza pewne trudności.

Spowodowane to może być:

• różnicą rozszerzalności cieplnej pomiędzy cząstkami ceramicz-nymi a aluminiowym stopem osnowy [6, 7];• trzykrotnie wyższą temperaturą topienia ceramiki (np. 2050°C dla Al2O3, 2827°C dla SiC), niż stopów aluminiowych (600°C ÷ 660°C) [6, 7];• wysoką energią łuku, która prowadzi do degradacji cząstek cera-micznych, co powoduje obniżenie własności mechanicznych mie-jsca łączenia w porównaniu do materiału bazowego [8, 9]; różnicą wartości współczynników przewodności cieplnej, która wpływa zarówno na proces krzepnięcia roztopionego jeziorka spoiny, jak i na powstawanie niekorzystnych naprężeń cieplnych podczas spa-wania; powtórne roztopienie i krzepnięcie spoiny powoduje zmianę rozmieszczenia zbrojenia w osnowie w wyniku wzrostu lepkości i zepchnięcia cząstek ceramicznych do przestrzeni między rami-onami dendrytycznego frontu krystalizacji [8, 9];• powstawaniem reakcji powierzchniowych pomiędzy zbrojeniem a ciekłym materiałem osnowy; kruche produkty reakcji powierzchnio-wych mogą prowadzić do dekohezji połączenia zbrojenie/osnowa i obniżenia własności mechanicznych w miejscu spoiny [10].

STRESZCZENIE

Opisano próbę łączenia metalowych kompozytów zawiesinowychAlSi9/SiC poprzez spawanie metodą TIG w procesie ręcznym. Użyto materiału dodatkowego w dwóch postaciach. Pierwszą był drut spawalniczy ER 5356 (Al-Mg5), drugą – wkładka z blachy Al-Mg5 ze sproszkowanym tlenkiem 5), drugą – wkładka z blachy Al-Mg5 ze sproszkowanym tlenkiem 5cyrkonu wewnątrz. Wkładkę dopasowano do kształtu krawędzi czoła elementów łączonych. Odpowiedni kształt fazowania i dobór parametrów spawania wpływał na jakość i kształt lica spoiny oraz przetop materiału. Wprowadzenie tlenku cyrkonu do spoiny wpłynęło na zmianę jej mikrostruktury. Cechowała się ona mniejszą wielkością ziaren w porównaniu z materiałem łączonym. Taka budowa mikrostrukturalna spoiny pozwoliła na zwiększenie równomierności rozłożenia fazy zbrojącej w miejscu łączenia w porównaniu do spawu z zastosowaniem samego drutu ER5356. Nie zaobserwowano produktów reakcji powierzchniowej i znaczących defektów spoiny. Podano parametry procesu spawania i sposób przygotowania elementów łączonych.

ABSTRACT

The welding of aluminum metal matrix composites reinforced SiC(p) in the manual TIG welding process has been described in this paper. The filler metal was used in two forms. The first was ER 5356 in the wire form and second was insert made by formed AlMg5 sheet with zirconium oxide inside. The shape of the insert was similar to groove design of elements. Proper shape of slants and welding parameters resulted in smooth weld face and well fusion. Zirconium oxide presented in the filler metal caused changes of microstructure of crystallized welding pool. It was observed that were smaller grains size comparison to microstructure of parent material. It allowed to save higher number of particles presented in welding area compared to weld where only ER5356 wire was used. The interface reaction products and serious defects were not observed. Welding parameters and groove design has been presented.

Polish Marine Service

Rozwój takich dziedzin techniki, jak elektronika, przemysł samochodowy, lotniczy czy okrętowy wiąże się z ciągłym poszukiwaniem materiałów charakteryzujących się małą gęstością, małym ciężarem właściwym, dużą sztywnością, wytrzymałością na zmęczenie, wytrzymałością na rozciąganie i ściskanie, zachowujących swoje właściwości w podwyższonych temperaturach [1].

Jednym z materiałów mogących sprostać tak dużym wymogom technologicznym wydają się być metalowe kompozyty zawiesinowe na osnowie ze stopów aluminium. Cechuje je duża lekkość, odporność na zużycie cierne, dobre przewodnictwo cieplne oraz mała rozszerzalność cieplna [5]. Niemal każda złożona konstrukcja, zwłaszcza o dużych gabarytach, składa się z elementów wymagających łączenia. Spodziewać się można również, że eksploatacja urządzeń czy konstrukcji w dalszej perspektywie będzie wymagać naprawy lub ewentualnej regeneracji. Ma to szczególne znaczenie w inżynierii lądowej i morskiej, gdzie szersze zastosowanie tego typu materiałów jest limitowane brakiem skutecznych metod spawalniczych [3]. W tym kontekście niezbędny jest dobór i zastosowanie techniki spawalniczej, charakteryzującej się prostotą, niskim kosztem i możliwą do realizacji w warunkach warsztatowych.

W S T Ę P


Próby spawania kompozytu Duralcan F3S20S bez materiału dodatkowego i z materiałem dodatkowym w postaci pałeczki wyko-nanej z materiału rodzimego dały negatywny wynik, objawiający się zjawiskiem silnego utleniania materiału rodzimego i degradacją fazy zbrojącej. Zasadnym staje się więc wprowadzenie do spoiny materiału dodatkowego o dobrej lejności, kompatybilnego z materiałem rodzi-mym i charakteryzującym się dobrą zwilżalnością fazy zbrojącej [4]. Jak wynika z literatury [8, 9, 10], zastosowanie materiału dodatkowe-go Al-Mg5 (ER5356) oraz AlSi5 (ER4043) pozwala na uzyskanie względnie zadowalającego połączenia spawanego. Niestety, spoina wykazuje pewne wady w postaci: małej zawartości fazy zbrojącej, tworzenia się eutektyki krzemowej, tworzenia się aglomeratów czą-stek ceramicznych w wyniku dendrytycznego frontu krystalizacji, powstawania reakcji powierzchniowych zbrojenie/osnowa i rozrosto-wi ziaren w strefie wpływu ciepła. Jednym ze sposobów ogranicze-nia tych niekorzystnych zjawisk może być wprowadzenie do jeziorka spawalniczego cyrkonu lub jego związków.

Cyrkon i jego związki są dodawane do stopów aluminiowych w celu uzyskania drobnoziarnistej struktury oraz zapobiegania rekrys-talizacji [12]. Powoduje to jednak powstawanie struktury ziaren rów-noosiowych w strefie przetopu przyległej do linii przetopu w wyniku ustalonego przechłodzenia związanego z wysokim gradientem tempe-ratury i małą prędkością wzrostu [13, 14]. W przypadku kompozytów gorzej przewodzących ciepło cząstki ceramiczne pozostając dłużej w podwyższonej temperaturze spowalniają prędkość chłodzenia, co sprzyja procesowi rekrystalizacji osnowy.

Badania własne

Próbę łączenia metalowego kompozytu zawiesinowego poprzez spawanie metodą TIG wykonano na materiale Duralcan F3S20S. Zawartość fazy zbrojącej 21,6%. Skład chemiczny podano w tablicy I.

Tablica I. Skład chemiczny materiału rodzimego [%]Table I. Chemical composition [wt %] of the parent material

Zbrojenie występujące w kompozycie to nieregularne cząstki SiC o maksymalnym wymiarze 20 µm. Budowę materiału rodzi-mego pokazano na rysunku 1.

Mikrostruktura materiału rodzimego charakteryzuje się równo-miernym rozmieszczeniem fazy zbrojącej, bez widocznych produk-tów reakcji powierzchniowych, jednak z wyraźną tendencją do lokali-zowania się cząstek po granicy ziaren stopu osnowy.

Materiał występujący w postaci gąski pocięto na płytki o wy-miarach 90x55x7 mm. Następnie zukosowano krawędzie płytek na kilka sposobów, w celu określenia wpływu kształtu czoła elementów

łączonych na jakość połączenia spawanego. Kształt i rodzaj fazow-ania pokazano na rysunku 2. Jako materiału dodatkowego użyto drutu ER5356 o średnicy 2,4 mm. Ten rodzaj materiału wybrano ze względu na podwyższoną zawartość magnezu (do 5%), co polepsza zwilżalność cząstek ceramicznych [8, 9, 10].

Drugim typem materiału dodatkowego była wkładka z blachy AlMg5, o kształcie odpowiadającym sposobowi fazowania, wypełnio-na sproszkowanym tlenkiem cyrkonu. Sposób przygotowania wkładki pokazano na rysunku 3. Spawanie wykonano urządzeniem FALTIG 315AC/DC w procesie ręcznym. Użyto nietopliwej elektrody wolfra-mowej mowej mowej (Ø2,4 mm), z dyszą przepływową gazu ochronnego numer 11. Jako gazu ochronnego użyto argonu 99,996% o natężeniu przepływu 14 l/min. Pozostałe parametry procesu: prąd zmienny (wybrano ten rodzaj prądu ze względu na występowanie korzystnego zjawiska czyszczenia katodowego, umożliwiającego usunięcie powierzchnio-wej warstewki tlenku aluminium, przy jednoczesnym ograniczeniu nagrzewania nietopliwej elektrody) o natężeniu 120 A, czas przejścia 0,15 m/min–1 z dokładnością ±l0% w każdej próbie. Spoina była wykonana w pojedynczym przejściu na podkładce miedzianej. We wszystkich próbach testowych materiał rodzimy przed spawaniem był podgrzewany do temperatury 200°C. Łuk elektryczny był skiero-wany na wkładkę, bez wykonywania ruchów poprzecznych.

Omówienie wyników badań

Wykonane połączenia spawane poddano analizie pod kątem występowania wad spawalniczych, jakości przetopu i budowy mikrostruktury spoiny. Wyniki prób wykazały, że najlepsze rezultaty uzyskano przy sposobie przygotowania czoła materiału w formie

Rys. 2. Sposób krawędziowania czoła płytek: a – typ K, b – typ Y, c – typ V, d – typ XFig. 2. Groove design: a – K type, b – Y type, c – V type, d – X type

Rys. 3. Sposób przygotowania materiału testowego z wkładką zwierającą

tlenek cyrkonu

Fig. 3. Groove design with insert contained zirconium oxide

ratury i ma�� pr�dko�ci� wzrostu [13, 14]. W przypadku kompozytówgorzej przewodz�cych ciep�o cz�stki ceramiczne pozostaj�c d�u�ej w podwy�szonej temperaturze spowalniaj� pr�dko�� ch�odzenia, co sprzyja procesowi rekrystalizacji osnowy.

Badania w�asne

Prób� ��czenia metalowego kompozytu zawiesinowego poprzez spawanie metod� TIG wykonano na materiale Duralcan F3S20S.Zawarto�� fazy zbroj�cej 21,6%. Sk�ad chemiczny podano w tablicy I.

Tablica I. Sk�ad chemiczny materia�u rodzimego [%]Table 1. Chemical composition [wt %] of the parent material

Materia� Si Fe Cu Mn Mg Zn Ti Al

F3S20S 9,2 0,14 0,01 0,01 0,60 0,02 0,11 reszta

Zbrojenie wyst�puj�ce w kompozycie to nieregularne cz�stki SiC o maksymalnym wymiarze 20 m. Budow� materia�u rodzimegopokazano na rysunku 1.

Rys. 1. Mikrostruktura kompozytu Duralcan F3S20S (mikroskopia elektronowa, powi�kszenie jak na rysunku)Fig. 1. Microstructure of composite Duralcan F3S20S

Mikrostruktura materia�u rodzimego charakteryzuje si�równomiernym rozmieszczeniem fazy zbroj�cej, bez widocznychproduktów reakcji powierzchniowych, jednak z wyra�n� tendencj� dolokalizowania si� cz�stek po granicy ziaren stopu osnowy.

, 10].

poprzecznych.

miepo�redniej

Materia� wyst�puj�cy w postaci g�ski poci�to na p�ytki owymiarach 90 55 7 mm. Nast�pnie zukosowano kraw�dzie p�ytek na kilka sposobów, w celu okre�lenia wp�ywu kszta�tu czo�a elementów��czonych na jako�� po��czenia spawanego. Kszta�t i rodzaj fazowaniapokazano na rysunku 2. Jako materia�u dodatkowego u�yto drutu ER5356 o �rednicy 2,4 mm. Ten rodzaj materia�u wybrano ze wzgl�duna podwy�szon� zawarto�� magnezu (do 5%), co polepszazwil�alno�� cz�stek ceramicznych [8, 9

Drugim typem materia�u dodatkowego by�a wk�adka z blachyAlMg5, o kszta�cie odpowiadaj�cym sposobowi fazowania,wype�niona sproszkowanym tlenkiem cyrkonu. Sposób przygotowaniawk�adki pokazano na rysunku 3. Spawanie wykonano urz�dzeniemFALTIG 315AC/DC w procesie r�cznym. U�yto nietopliwej elektrodywolframowej 2,4 mm), z dysz� przep�ywow� gazu ochronnego numer11. Jako gazu ochronnego u�yto argonu 99,996% o nat��eniuprzep�ywu 14l/min. Pozosta�e parametry procesu: pr�d zmienny(wybrano ten rodzaj pr�du ze wzgl�du na wyst�powanie korzystnegozjawiska czyszczenia katodowego, umo�liwiaj�cego usuni�ciepowierzchniowej warstewki tlenku aluminium, przy jednoczesnymograniczeniu nagrzewania nietopliwej elektrody) o nat��eniu 120 A,czas przej�cia 0,15 m/minP

–1P z dok�adno�ci� l0% w ka�dej próbie.

Spoina by�a wykonana w pojedynczym przej�ciu na podk�adcemiedzianej. We wszystkich próbach testowych materia� rodzimy przedspawaniem by� podgrzewany do temperatury 200°C. �uk elektrycznyby� skierowany na wk�adk�, bez wykonywania ruchów

Omówienie wyników bada�

Wykonane po��czenia spawane poddano analizie pod k�temwyst�powania wad spawalniczych, jako�ci przetopu i budowymikrostruktury spoiny. Wyniki prób wykaza�y, �e najlepsze rezultatyuzyskano przy sposobie przygotowania czo�a materia�u w for

(90, 60, 45)°

7

4b)

(90, 60, 45)°

76

c)

7

43

a) (45,30,22)°

(90, 60, 45)°

7

43

d)

Rys. 2. Sposób kraw�dziowania czo�a p�ytek: a – typ K, b – typ Y,c – typ V, d – typ XFig. 2. Groove design: a – K type, b – Y type, c – V type, d – X type

45°

75

Wk�adka z blachy Al-Mg5z proszkiem tlenku cyrkonu

Rys. 3. Sposób przygotowania materia�u testowego z wk�adk�zwieraj�c� tlenek cyrkonuFig. 3. Groove design with insert contained zirconium oxide

pomi�dzy „V” i „Y” (rys. 3). Na rysunku 4 przedstawiono miejsce ��czenia próbki z zastosowaniem wk�adki z blachy AI-Mg5wype�nionej cyrkonem (rys. 4a) i drutu ER5356 (próbk� oznaczono VBZrER5356B) oraz próby z u�yciem drutu ER5356 (VBER5356B) (rys. 4b). W przypadku u�ycia drutu ER5356 uzyskano po��czenie z wyra�niemniejszym udzia�em fazy zbroj�cej w spoinie. Natomiast w próbcespawu z wk�adk� i drutem ER5356 zaobserwowano znacznie mniejszyubytek fazy zbroj�cej przy uzyskaniu zadowalaj�cego przetopu.�wiadczy to o relatywnie dobrym wymieszaniu si� spoiwa zmateria�em rodzimym. Jedynie w cz��ci dolnej, przy linii przetopu, zaobserwowano nie przetopiony materia� dodatkowy. Wyt�umaczy� to nale�y nierównomierno�ci� podawania drutu przez spawacza podczasprocesu. Lico spoiny by�o g�adkie, bez wyra�nych �ladów silnegoutleniania czy p�kni�� powierzchniowych. Badania metalograficznez��czy spawanych przeprowadzone przy u�yciu mikroskopupotwierdzi�y, �e obecno�� tlenku cyrkonu w spoiwie wp�yn��a na zmniejszenie wielko�ci ziaren zakrzep�ego jeziorka spoiny i w konsekwencji na relatywnie równomierne rozmieszczenie cz�stek fazyzbroj�cej (rys. 5). Brak cz�stek fazy zbroj�cej wyst�powa� lokalnie wst

spoiny.

refie nadlewu spoiny.Podczas bada� mikroskopowych nie stwierdzono produktów reakcji powierzchniowych typu AlB4BCB3B, co wyt�umaczy� mo�na du��zawarto�ci� krzemu w stopie osnowy kompozytu, zawieraj�cej si�w warto�ciach przy których utrudnione lub niemo�liwe jestpowstawanie tego rodzaju wydziele� w systemie: osnowa ze stopualuminium/faza zbroj�ca – cz�stki SiC [11]. Pomiary mikrotwardo�cipróbki VBZrER5356B wykonane po 12 godzinach przetrzymania próbek w temperaturze pokojowej, wykaza�y jej zró�nicowanie w obszarze spoiny (rys. 6). Badanie twardo�ci wykonano na dwóch poziomachprzekroju poprzecznego próbki VBZrER5356B, oznaczonych na rysunkupogrubion� lini� ci�g�� i pogrubion� lini� przerywan�. Na poziomielinii ci�g�ej nast�pi� spadek twardo�ci w strefie nadlewu spoiny, któryjest spowodowany zwi�kszeniem udzia�u spoiwa ER5356podawanego w postaci drutu oraz mniejsz� zawarto�ci� fazy zbroj�cej(rys. 4a). Jednak�e pomiary na poziomie zaznaczonym pogrubion�lini� przerywan� wykaza�y zauwa�alny wzrost twardo�ci w strefielinii przetopu wywo�any zwi�kszonym zag�szczeniem cz�stek SiC itylko nieznaczny spadek twardo�ci w centralnej cz��ci


Badania w�asne




F3S20S 9,2 0,14 0,01 0,01 0,60 0,02 0,11 reszta




, 10].

poprzecznych.

miepo�redniej







(90, 60, 45)°

7

4

b)

(90, 60, 45)°

76

c)

7

43

a) (45,30,22)°

(90, 60, 45)°

7

43

d)


45°

75




spoiny.



Badania w�asne




F3S20S 9,2 0,14 0,01 0,01 0,60 0,02 0,11 reszta




, 10].

poprzecznych.

miepo�redniej







(90, 60, 45)°

7

4

b)

(90, 60, 45)°

76

c)

7

43

a) (45,30,22)°

(90, 60, 45)°

7

43

d)


45°

75




spoiny.



Badania w�asne




F3S20S 9,2 0,14 0,01 0,01 0,60 0,02 0,11 reszta




, 10].

poprzecznych.

miepo�redniej







(90, 60, 45)°

7

4

b)

(90, 60, 45)°

76

c)

7

43

a) (45,30,22)°

(90, 60, 45)°

7

43

d)


45°

75




spoiny.


Rys. 1. Mikrostruktura kompozytu Duralcan F3S20S (mikroskopia ele-ktronowa, powiększenie jak na rysunku)Fig. 1. Microstructure of composite Duralcan F3S20S


pośredniej pomiędzy „V” i „Y” (rys. 3). Na rysunku 4 przedstawiono miejsce łączenia próbki z zastosowaniem wkładki z blachy AI-Mg5 wypełnionej cyrkonem (rys. 4a) i drutu ER5356 (próbkę oznaczo-no VZrER5356) oraz próby z użyciem drutu ER5356 (VER5356) (rys. 4b). W przypadku użycia drutu ER5356 uzyskano połączenie z wyraźnie mniejszym udziałem fazy zbrojącej w spoinie. Natomiast w próbce spawu z wkładką i drutem ER5356 zaobserwowano znacznie mnie-jszy ubytek fazy zbrojącej przy uzyskaniu zadowalającego prze-topu. Świadczy to o relatywnie dobrym wymieszaniu się spoiwa z materiałem rodzimym. Jedynie w części dolnej, przy linii przetopu, zaobserwowano nie przetopiony materiał dodatkowy. Wytłumaczyć to należy nierównomiernością podawania drutu przez spawacza podczas procesu. Lico spoiny było gładkie, bez wyraźnych śladów silnego utleniania czy pęknięć powierzchniowych. Badania metalo-graficzne złączy spawanych przeprowadzone przy użyciu mikroskopu potwierdziły, że obecność tlenku cyrkonu w spoiwie wpłynęła na zmniejszenie wielkości ziaren zakrzepłego jeziorka spoiny i w kon-sekwencji na relatywnie równomierne rozmieszczenie cząstek fazy zbrojącej (rys. 5). Brak cząstek fazy zbrojącej występował lokalnie w strefie nadlewu spoiny.

Podczas badań mikroskopowych nie stwierdzono produktów reakcji powierzchniowych typu Al4C3, co wytłumaczyć można dużą zawartością krzemu w stopie osnowy kompozytu, zawierającej się w wartościach przy których utrudnione lub niemożliwe jest powsta-wanie tego rodzaju wydzieleń w systemie: osnowa ze stopu alumi-nium/faza zbrojąca – cząstki SiC [11]. Pomiary mikrotwardości próbki VZrER5356 wykonane po 12 godzinach przetrzymania próbek w temperaturze pokojowej, wykazały jej zróżnicowanie w obszarze spoiny (rys. 6). Badanie twardości wykonano na dwóch poziomach przekroju poprzecznego próbki VZrER5356, oznaczonych na rysunku pogrubioną linią ciągłą i pogrubioną linią przerywaną. Na poziomie linii ciągłej nastąpił spadek twardości w strefie nadlewu spoiny, który jest spowodowany zwiększeniem udziału spoiwa ER5356 po-dawanego w postaci drutu oraz mniejszą zawartością fazy zbrojącej (rys. 4a). Jednakże pomiary na poziomie zaznaczonym pogrubioną linią przerywaną wykazały zauważalny wzrost twardości w strefie linii przetopu wywołany zwiększonym zagęszczeniem cząstek SiC i tylko nieznaczny spadek twardości w centralnej części spoiny.

Rys. 5. Obraz spoiny wykonanej z użyciem spoiwa zawierającego tlenek cyrkonu: (4a – obraz makroskopowy z zaznaczeniem punktów badań): 1 – widok mikrostruktury w pobliżu linii przetopu, 2 – miejsce nie prze-to-pionego spoiwa z drutu ER5356 lub blachy Al-Mg5, 3 – granica strefy o znacznie zmniejszonej zawartości cząstek fazy zbrojącej, 4 – widok lica spoinyFig. 5. Cross-section weld with insert contained zirconium oxide: (4a – picture with tested points marked), 1 – microstructure near fusion line 2 – area with not molted ER5356 wire or insert, 3 – border of zone with less number reinforced particles, 4 – shape of weld face

Rys. 6. Schematyczne przedstawienie rozkładu zmian twardości w strefie połączenia: ∆ – wynik pomiaru na poziomie linii przerywanej, • – wyniki pomiaru na poziomie linii ciągłejFig. 6. Distribution of changes of hardness in the zone of fusion welding: ∆ – results on the dashed line, • – results on the continues line∆ – results on the dashed line, • – results on the continues line∆

Wnioski

Uzyskane wyniki próby spawania metodą TIG metalowych kom-pozytów zawiesinowych typu AlSi/SiC(p) w procesie ręcznym z uży-ciem spoiwa zawierającego tlenek cyrkonu, pozwalają sformułować następujące wnioski.• Obecność tlenku cyrkonu w materiale dodatkowym wpłynęła na rozdrobnienie ziaren w spoinie.• Drobnoziarnista mikrostruktura w bezpośrednim sąsiedztwie linii przetopu i w kierunku centralnej części spoiny spowodowała wzrost ilości cząstek fazy zbrojącej w całej strefie miejsca połączenia w porównaniu do spoiny wykonanej tyko z zastosowaniem spoiwa ER5356. Nie zaobserwowano produktów reakcji powierzchniowych osno-wa/zbrojenie typu Al3C4.• Odpowiedni kształt ukosowania czoła elementów łączonych i dobór para-metrów procesu spawania pozwolił na uzyskanie dobrej jakości przetopu oraz gładkiego, pozbawionego widocznych wad, lica spoiny.

a)

b)

Rys. 4. Przekrój miejsca ��czenia w kierunku poprzecznym dokierunku spawania: a – z wk�adk� z blachy AlMg5 wype�nion�proszkiem tlenku cyrkonu, b – tylko z drutem ER5356Fig. 4. Cross-section of joining area across the direction of welding: a – with filler AlMg5 contained zirconium oxide powder, b – with ER5356 wire

(1) (2)

(3) (4)

Rys. 5. Obraz spoiny wykonanej z u�yciem spoiwa zawieraj�cego tlenekcyrkonu: (4a – obraz makroskopowy z zaznaczeniem punktów bada�):1 – widok mikrostruktury w pobli�u linii przetopu, 2 – miejsce nieprzetopionego spoiwa z drutu ER5356 lub blachy AlMg5, 3 – granicastrefy o znacznie zmniejszonej zawarto�ci cz�stek fazy zbroj�cej,4 – widok lica spoinyFig. 5. Cross-section weld with insert contained zirconium oxide: 4a – picture with tested points marked, 1 – microstructure near fusionline 2 – area with not molted ER5356 wire or insert, 3 – border ofzone with less number reinforced particles, 4 – shape of weld face

WnioskiUzyskane wyniki próby spawania metod� TIG metalowych

kompozytów zawiesinowych typu AlSi/SiC(p) w procesie r�cznym zu�yciem spoiwa zawieraj�cego tlenek cyrkonu, pozwalaj�sformu�owa� nast�puj�ce wnioski. Obecno�� tlenku cyrkonu w materiale dodatkowym wp�yn��a na rozdrobnienie ziaren w spoinie. Drobnoziarnista mikrostruktura w bezpo�rednim s�siedztwie liniiprzetopu i w kierunku centralnej cz��ci spoiny spowodowa�a wzrostilo�ci cz�stek fazy zbroj�cej w ca�ej strefie miejsca po��czenia w porównaniu do spoiny wykonanej tyko z zastosowaniem spoiwaER5356.

10 9 8 7 6 5 4 3 2 1 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 [mm]

Hv0,1

124

120

116

112

108

104

100

Rys. 6. Schematyczne przedstawienie rozk�adu zmian twardo�ci w strefie po��czenia: – wynik pomiaru na poziomie linii przerywanej, – wyniki pomiaru na poziomie linii ci�g�ejFig. 6. Distribution of changes of hardness in the zone of fusionwelding: – results on the dashed line, – results on the continues line Nie zaobserwowano produktów reakcji powierzchniowychosnowa/zbrojenie typu AlB3BC .

, s. 31-36.

B4B

Odpowiedni kszta�t ukosowania czo�a elementów ��czonychi dobór parametrów procesu spawania pozwoli� na uzyskanie dobrej jako�ciprzetopu oraz g�adkiego, pozbawionego widocznych wad, lica spoiny.

Literatura

[1] Warren H. Hunt, Jr.: Aluminium Metal Matrix CompositesToday. Material Science Forum Vol. s. 331-337 (2000) pp. 71-84, Trans Tech Publications, Switzerland 2000.

[2] Composite Materials Handbook: Volume 4 Metal Matrix Com-posites. MIL-HDBK-17-4. 21 September 1999.

[3] Eagar T. W., Baeslack W. A., Kapoor R.: Encyclopedia of Ad-vanced Materials. D. Bloor, M. Flemings, R. Brook, S. Mahajan,eds., Pergamon Press, Oxford 1994, pp. 1207-1211.

[4] Grabian J., Wysocki J., Gawdzi�ska K.: Próba ��czeniametalowych kompozytów zawiesinowych przez spawanie.Kompozyty. Wybór Prac Zachodniopomorskiego Oddzia�uPolskiego Towarzystwa Materia�ów Kompozytowych, Szczecin2003

[5] Suresh S., Martensen A., Needleman A.: Fundamental of Metal Matrix Composites. Elsevier 1993.

[6] Peters S. T.: Handbook of Composites, second edition. Chapmanand Hall, London 1998.

[7] Suresh S., Mortensen A., Needleman A.: Fundamental of metalmatrix composites. Butterworth-Heineman 1993.

[8] Ure�a A., Escalera M. D., Gil L.: Influence of reinforcereaction of fracture mechanisms in TIG arcwelded aluminiummatrix composites. Composites Science and Technology,60(2000) pp. 613-622.

[9] Gupta M., Surappa M.K., Qin S.: Effect of interfacialcharacteristics on the failure-mechanism mode of a SiCreinforced Al base metal-matrix composite. Journal of MaterialProcessing Technology 67 (1997), pp. 94-99.

[10] Gómez de Salazar J. M., Ure�a A., Villauriz E., ManzanedoS., Barrena I.: TIG and MIG welding of 6061 and 7020 aluminium alloys. Microstructural studies and mechanicalproperties. Welding International 13(4) 1999, pp. 293-295.

[11] Aksenov A. A., Belov N. A., Medvedeva S. V.: The study of theInteraction in MMCBpB and MMCBfB Composite Materials Based on the Aluminum Alloys with SiC. Material Science Forum Vols.396-402 (2002) pp. 239-244, Trans Tech Publications, Switzerland.

[12] Mathers G.: The welding aluminum and its alloys. Woodhead Publishing Ltd. 2002.

[13] Cross C. E., Grong Ø., Mousoavi M.: A Model For Equiaxedgrain Formation Along The Weld Metal Fusion line. ScriptaMaterialia, Vol. 40, No. 10, pp. 1139-1144 (1999).

[14] Costrivas A., Lippold J.: A Method for Studying Weld FusionBoundary Microstructure Evolution in Aluminum Alloys. Weld-ing Research Supplement, pp. 1-8, January 2000.

a)

b)


(1) (2)

(3) (4)




10 9 8 7 6 5 4 3 2 1 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 [mm]

Hv0,1

124

120

116

112

108

104

100


, s. 31-36.

B4B


Literatura















a)

b)


(1) (2)

(3) (4)




10 9 8 7 6 5 4 3 2 1 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 [mm]

Hv0,1

124

120

116

112

108

104

100


, s. 31-36.

B4B


Literatura















Rys. 4. Przekrój miejsca łączenia w kierunku poprzecznym do kierunku spa-wania: a – z wkładką z blachy AlMg5 wypełnioną proszkiem tlenku cyrkonu, b – tylko z drutem ER5356Fig. 4. Cross-section of joining area across the direction of welding: a – with filler AlMg5 contained zirconium oxide powder, b – with ER5356 wire


Literatura

[1] Warren H. Hunt, Jr.: Aluminium Metal Matrix Composites

Today. Material Science Forum Vol. s. 331-337 (2000) pp.

71-84, Trans Tech Publications, Switzerland 2000.

[2] Composite Materials Handbook: Volume 4 Metal Matrix Com-

posites. MIL-HDBK-17-4. 21 September 1999.

[3] Eagar T. W., Baeslack W. A., Kapoor R.: Encyclopedia of Ad-

vanced Materials. D. Bloor, M. Flemings, R. Brook, S. Mahajan,

eds., Pergamon Press, Oxford 1994, pp. 1207-1211.

[4] Grabian J., Wysocki J., Gawdzińska K.: Próba łączenia meta-

lowych kompozytów zawiesinowych przez spawanie. Kom-

pozyty. Wybór Prac Zachodniopomorskiego Oddziału Polskie-

go Towarzystwa Materiałów Kompozytowych, Szczecin 2003,

s. 31-36.

[5] Suresh S., Martensen A., Needleman A.: Fundamental of

Metal Matrix Composites. Elsevier 1993.

[6] Peters S. T.: Handbook of Composites, second edition. Chap-

man and Hall, London 1998.

[7] Suresh S., Mortensen A., Needleman A.: Fundamental of

metal matrix composites. Butterworth-Heineman 1993.

[8] Ureňa A., Escalera M. D., Gil L.: Influence of reinforce reac-tion

of fracture mechanisms in TIG arcwelded aluminium matrix

composites. Composites Science and Technology, 60(2000)

pp. 613-622.

[9] Gupta M., Surappa M.K., Qin S.: Effect of interfacial charac-

teristics on the failure-mechanism mode of a SiC reinforced Al

base metal-matrix composite. Journal of Material Processing

Technology 67 (1997), pp. 94-99.

[10] Gómez de Salazar J. M., Ureňa A., Villauriz E., Manzanedo S.,

Barrena I.: TIG and MIG welding of 6061 and 7020 aluminium

alloys. Microstructural studies and mechanical properties.

Welding International 13(4) 1999, pp. 293-295.

[11] Aksenov A. A., Belov N. A., Medvedeva S. V.: The study of the

Interaction in MMCp and MMCf Composite Materials Based on

the Aluminum Alloys with SiC. Material Science Forum Vols.

396-402 (2002) pp. 239-244, Trans Tech Publications, Swit-

zer-land.

[12] Mathers G.: The welding aluminum and its alloys. Woodhead

Publishing Ltd. 2002.

[13] Cross C. E., Grong Ø., Mousoavi M.: A Model For Equiaxed

grain Formation Along The Weld Metal Fusion line. Scripta

Materialia, Vol. 40, No. 10, pp. 1139-1144 (1999).

[14] Costrivas A., Lippold J.: A Method for Studying Weld Fusion

Boundary Microstructure Evolution in Aluminum Alloys. Weld-

ing Research Supplement, pp. 1-8, January 2000.

W A R U N K I P R E N U M E R A T Y

Za mówie nia na pre nu me ra tę cza so pi sma moż na skła dać w do wol nym ter mi nie i mo gą one obej mo wać do wol ny okres. Wa run kiem przy ję cia i re a li za cji za mówie nia jest otrzy ma nie z ban-ku po twier dze nia do ko na nia wpła ty przez pre nu me ra to ra. Do ku ment wpła ty jest rów no znacz ny ze zło że niem za mó wie nia. Wpłat na pre nu me ra tę moż na do ko ny wać na ogól nie do stęp nych blan kie tach w urzę dach po czto wych (prze ka zy pie nięż ne) lub ban kach (po le ce nie prze le wu), prze ka zu jąc środ ki pod ad re sem redakcji, oraz:

Bank BPH SAkonto nr: 45 1060 0076 0000 3200 0043 1836

GARMOND PRESS SA31-041 Kraków, ul. Sienna 5, tel./fax (0-12) 412 75 60

KOLPORTER SA25-659 Kielce, ul. Strycharska 6, tel. (0-41) 368 36 20, fax: (0-41) 345 15 71

Zamawiam czasopismo „Przegląd Spawalnictwa”wg zdeklarowanego okresu

kwartalnie 42,- zł

półrocznie 84,- zł

rocznie 168,- zł

ilość zamawianych egzemplarzy

Podpis

Oświadczam, że jestem podatnikiem VAT i upo waż niam firmę do wystawienia faktury bez podpisu.

Redakcja „PRZEGLĄD SPAWALNICTWA”Agenda Wydawnicza SIMP

ul. Świętokrzyska 14a, 00-050 Warszawatel./fax: (0-22) 827 25 42, (0-22) 336 14 79

e-mail: [email protected]

Cena prenumeraty

imię i nazwisko

firma

NIP

adres

tel./fax, e-mail:

Uwaga. Nowość dla prenumeratorów!

Redakcja przyjmuje zgłoszenia na prenumeratę roczną

w wersji CD Rom (format PDF), cena 144 zł


Problem efektywności metalurgicznej osłony

Postawienie problemu efektywności metalurgicznej osłony wymaga pewnego uściślenia przyjętej nomenklatury w związku z upowszechnioną w literaturze spawalniczej wieloaspektowością oddziaływania gazu osłonowego.

Od czasu opublikowania w pracy [4] „schematu oddziaływania gazu osłonowego” w analizie procesów spawania wyróżnia się siedem aspektów takiego oddziaływania. Jeden z nich wchodzi w zakres dziedziny metalurgii spawania. Według [4] aspekt metalurgiczny polega na wpływie gazu osłonowego na redukcję składników stopowych oraz na wzroście udziału tlenu, azotu i węgla w materiale rodzimym na pośrednim wpływie na właściwości złącza spawanego. Ten rodzaj oddziaływania

obejmuje zjawiska związane z atmosferą łuku spawalniczego.Według dalszego podziału oddziaływania zgodnie z [4] aspekt

osłony łuku gazu osłonowego jest to izolacja przed powietrzem stopionego i podgrzanego metalu materiału rodzimego i dodatkowego w kontrolowanej atmosferze gazu osłonowego łuku spawalniczego. Ten aspekt, a mianowicie problem izolacji przestrzeni spawania, dotyczy bezpośrednio tematu niniejszej pracy. Bazuje na przytoczonej na wstępie definicji osłony łuku spawalniczego.

Przedstawiany problem efektywności metalurgicznej osłony gazowej dotyczy oddziaływania otoczenia na materiał rodzimy, a właściwiej na strefę wrażliwą złącza spawanego poprzez, używając porównania do optyki, „przezroczystość” strumienia ochronnego. W procesach spawalniczych osłona łuku (dowolnego rodzaju) zabezpiecza przede wszystkim jeziorko spawalnicze przed przenikaniem

Efektywność metalurgiczna osłony gazowej łuku spawalniczego

Metallurgy efficiency of gas coverage

Zakład Spawalnictwa, Politechnika Szczecińska

dr inż. Zbigniew Szefner

Gazowa osłona łuku, jak zdefiniowano w pracy [1], jest to warstwa gazu osłonowego doprowadzonego do przestrzeni spawania przez dyszę spawalniczą, uniemożliwiającą oddziaływanie powietrza na elektrodę, spoiwo, łuk oraz strefę wrażliwą złącza spawanego.

Jedną z podstawowych właściwości osłony gazowej łuku spawalniczego jest jej skuteczność. Według [1] osłonę gazową uważa się za skuteczną, gdy charakterystyczny wymiar jej obszaru chronionego, np. średnica przy strumieniu osiowosymetrycznym, będzie nie mniejszy od wyznaczonego wymiaru strefy wrażliwej materiału rodzimego. W pracy [2] podano następujące określenie strefy wrażliwej: „Strefę wrażliwą złącza spawanego stanowi taki obszar spawania, którego temperatura jest równa lub większa od temperatury wrażliwości materiału rodzimego i w którym z tego względu w bezpośrednim kontakcie z powietrzem następuje niedopuszczalne pogorszenie właściwości złącza spawanego”.

W pracach [2, 3] przybliżono problematykę strefy wrażliwej złącza spawanego oraz temperatury wrażliwości materiału rodzimego. W [2] przedstawiono model ilustrujący wieloaspektowość i wartościowość temperatury wrażliwości i związany z tym problem wyznaczania obszaru strefy wrażliwej. Wyznaczenie temperatury wrażliwości należy do zadań metalurgii spawania. Jednak analiza metalurgii procesów spawalniczych musi być poprzedzona znajomością udziałów (niepożądanych) składników na powierzchni materiału rodzimego.

W artykule podano wyniki własnych badań nad współczynnikiem „przenikalności strumienia ochronnego” i ogólniej – problemem efektywności metalurgicznej osłony łuku spawalniczego podczas spawania łukiem osłoniętym gazami ochronnymi, krócej efektywności metalurgicznej osłony.

STRESZCZENIE

Omówiono jedną z właściwości kształtowania osłony łuku spawalniczego, który umownie określono mianem efektywności metalurgicznej osłony. W odróżnieniu od znanego aspektu metalurgicznego gazu osłonowego, efektywność metalurgiczna osłony jest rozumiana jako cecha przenikalności składników powietrza przez strumień ochronny do powierzchni materiału rodzimego.

Przedstawiono własną metodę i stanowisko do badań profilu koncentracji strumienia ochronnego oraz wyznaczony, według przyjętej definicji, profil współczynnika przenikania powietrza do strefy wrażliwej. Rozkład współczynnika przenikania pozwala na określenie poziomic stężeń składników atakujących materiał wrażliwy i planowanie dalszych badań nad strefą wrażliwą złącza spawanego w komorach z regulowaną atmosferą. Analiza problemu efektywności metalurgicznej osłony jest uważana za podstawę do planowania badań nad temperaturą wrażliwości materiału rodzimego.

ABSTRACT

In work it was described one from propriety of formation of arc gas shielding, which name of efficiency of metallurgy was qualified conventionally. In distinction from well-known aspect of metallurgy shielding gas, understood of metallurgy efficiency is as feature of permeability of components of air through protective stream to surface of parent metal.

In work own method and research stand (fig. 1) to investigations of profile of concentration of protective stream (fig. 2) as well as appointed, having accord to receive definition, profile of coefficient of penetration of air to sensitive zone (fig. 3) were introduced. Schedule of coefficient of penetration permits onto qualification of contour lines (fig. 4) concentrations of attacking components parent metal and planning of further investigations above sensitive zone of welded joint in chambers from regulated atmosphere. Analysis of problem of metallurgy efficiency is recognised for basis to planning of investigations above sensitivity temperature of parent metal.

W S T Ę P


do niego powietrza (powietrza rozumianego jako otoczenie układu termodynamicznego (porównaj określenie w [5], s. 64).

W teorii kształtowania osłony łuku właściwość strumienia ochronnego kształtowanego przez dyszę spawalniczą można sformułować w postaci następującego zadania. Zadaniem strumienia ochronnego, w problemie efektywności metalurgicznej osłony, jest przeciwdziałanie przenikaniu odczynników (substancji atakujących w kinetyce reakcji metalurgicznych, w tym chemisorpcji) otoczenia do powierzchni materiału rodzimego, zwłaszcza jego strefy wrażliwej.

W tak określonym problemie efektywności metalurgicznej osłony przyjmuje się model termodynamicznego układu roztworu gazowego dwuskładnikowego, w którym obiektem i zarazem pierwszym składnikiem jest gaz osłonowy, otoczenie zaś jest traktowane jako drugi składnik roztworu. W modelu tym oba składniki roztworu termodynamicznego mogą być homo- lub heterogenne. Oznacza to, że przez pojęcie gazu osłonowego rozumie się zarówno dowolny rodzaj gazu technicznego, jak i mieszankę tych gazów, zgodnie z normą PN-EN 439:1994. Domyślnym otoczeniem jest powietrze atmosferyczne, mieszanina pierwiastków gazowych, wilgoci, pyłów pochodzenia organicznego i nieorganicznego.

W modelu w każdym punkcie strumienia ochronnego można określić koncentrację gazu osłonowego i jako dopełnienie – koncentrację powietrza. Koncentrację gazu osłonowego w problematyce kształtowania osłony łuku spawalniczego definiuje się wzorem

(1)

gdzie: ρ, ρo, ρc – gęstości masy odpowiednio: elementu płynu danego punktu strumienia ochronnego, otoczenia i gazu osłonowego.

Współczynnik przenikania osłony definiuje się jako stosunek udziału (objętościowego) odczynnika atakującego powierzchnię materiału rodzimego do udziału tego odczynnika w otoczeniu przyjętego modelu termodynamicznego, czyli:

(2)

gdzie: ci – udział i-tego odczynnika metalurgicznego na powierzchni materiału rodzimego, ri – udział tego składnika w otoczeniu (powietrzu).

W modelu roztworu termodynamicznego dwuskładnikowego udział i-tego składnika otoczenia w dowolnym punkcie strumienia ochronnego, a więc także stężenie odczynnika atakującego powierzchnię strefy wrażliwej złącza spawanego można wyrazić iloczynem koncentracji otoczenia i udziału tego składnika (odczynnika) w tym otoczeniu, czyli uwzględniając (1)

(3)

Podstawiając (3) do (2) uzyskuje się proste wyrażenie (metrologiczne) na wyznaczenie współczynnika przenikalności osłony w postaci

(4)

W problematyce kształtowania osłony łuku spawalniczego wartość

współczynnika (4) można uzyskać bezpośrednio z charakterystyki

ochronnej osłony łuku. Przez pojęcie charakterystyki ochronnej osłony

łuku spawalniczego rozumie się profil koncentracji gazu osłonowego

na powierzchni materiału rodzimego.

Badania własne

Metodyka badania profilu koncentracji strumienia ochronnego, z racji swej właściwości, musi opierać się na metodach chemicznej mikroanalizy przepływowej. W odniesieniu do badań osłony łuku, przez to pojęcie rozumiemy ciągłą lub sekwencyjną analizę porcji strumienia gazu ochronnego w ilościach nie większych niż 10 ml i wykonywaną w czasie do 1 min [6].

We własnych badaniach wykorzystano metodę „szybkiej analizy koncentracji strumienia ochronnego”, której model metrologiczny opiera się na zjawisku termoanemometrii i rozwiązaniach opisanych przez Lomasa [7]. Model opiera się na określonej sekwencji wzorcowania termoanemometru stałotemperaturowego z pojedynczym czujnikiem. Metoda pomiaru koncentracji roztworu gazowego dwuskładnikowego (dla przyjętego w poprzednim rozdziale modelu termodynamicznego) pojedynczym czujnikiem anemometru stałotemperaturowego, zwana dalej metodą SSM-CTA (Single Sensor Method by Constant Temperature Anemometer) została odkryta i opisana przez Wasana i Baida w roku 1971 oraz McQuaida i Wright’a w roku 1973 [8]. McQuaid i Wright podali również analizę matematyczną metody, którą zaadoptowano na potrzeby procedury pomiarowej opracowanej przez autora koncepcji analizatora do badań koncentracji strumienia ochronnego.

W skrócie, bazując na prawie Kinga, można zapisać funkcję wzorcowania analizatora w metodzie SSM-CTA dla trzech przypadków, a mianowicie oddziaływania na czujnik powietrza jako pierwszego składnika roztworu, mieszaniny gazu osłonowego i powietrza (czyli strumienia ochronnego) o danej koncentracji oraz gazu osłonowego w postaci [9]

(5)

gdzie: Ep, Em, Eg – napięcia wyjściowe termoanemometru podczas aspiracji, kolejno: powietrza, strumienia ochronnego oraz gazu osłonowego, U – prędkość aspiracji, czyli przepływu gazu przez czujnik termoanemometru sondy analizatora, Ai oraz Bi dla i=p, m, g – współczynniki wzoru Kinga.

Następnie według postulatu McQuaida i Wrighta [8], przyjmuje się dwa pryncypia metody SSM-CTA. Pierwsze – to krytyczne dla metody wymaganie, aby wartość prędkości aspiracji U była znana niezależnie od metody SSM-CTA i była jednakowa dla trzech powyższych funkcji wzorcowania oraz drugie – gdy potraktuje się wzorcowanie anamometru stałotemperaturowego dla powietrza (5)1jako podstawowe, to stałe we wzorze (5)2 wyrażą się w funkcji stałych dla powietrza oraz koncentracji gazu osłonowego C. Dalej zakłada się, że nieznaną funkcję dostatecznie dobrze, a w sensie metrologicznym z pomijalnym błędem metody, można aproksymować wielomianem stopnia k.

Z własnej analizy wynika, że dla badań koncentracji strumienia ochronnego, wystarczającym jest aproksymować stałe wzoru (5)2wielomianami stopnia drugiego k=2, a zatem

(6)

Po zdefiniowaniu funkcji koncentracji metody pomiarowej SSM-CTA jak poniżej [9]

(7)

oc

oCρ−ρρ−ρ= (1)

gdzie: , BoB, BcB – g�sto�ci masy odpowiednio: elementu p�ynudanego punktu strumienia ochronnego, otoczenia i gazu os�onowego.

Wspó�czynnik przenikania os�ony definiuje si� jako stosunekudzia�u (obj�to�ciowego) odczynnika atakuj�cego powierzchni�materia�u rodzimego do udzia�u tego odczynnika w otoczeniu przyj�tego modelu termodynamicznego, czyli:

i

io r

c=τ (2)

gdzie: cBiB – udzia� i-tego odczynnika metalurgicznego na powierzchni materia�u rodzimego, rBiB – udzia� tego sk�adnika w otoczeniu(powietrzu).

W modelu roztworu termodynamicznego dwusk�adnikowego udzia�i-tego sk�adnika otoczenia w dowolnym punkcie strumieniaochronnego, a wi�c tak�e st��enie odczynnika atakuj�cegopowierzchni� strefy wra�liwej z��cza spawanego mo�na wyrazi�iloczynem koncentracji otoczenia i udzia�u tego sk�adnika(odczynnika) w tym otoczeniu, czyli uwzgl�dniaj�c (1)

ii r)C1(c ⋅−= (3)Podstawiaj�c (3) do (2) uzyskuje si� proste wyra�enie

(metrologiczne) na wyznaczenie wspó�czynnika przenikalno�ci os�onyw postaci

C1o −=τ (4)W problematyce kszta�towania os�ony �uku spawalniczego warto��

wspó�czynnika (4) mo�na uzyska� bezpo�rednio z charakterystykiochronnej os�ony �uku. Przez poj�cie charakterystyki ochronnejos�ony �uku spawalniczego rozumie si� profil koncentracji gazuos�onowego na powierzchni materia�u rodzimego.

Badania w�asne

Metodyka badania profilu koncentracji strumienia ochronnego, z racji swej w�a�ciwo�ci, musi opiera� si� na metodach chemicznejmikroanalizy przep�ywowej. W odniesieniu do bada� os�ony �uku,przez to poj�cie rozumiemy ci�g�� lub sekwencyjn� analiz� porcjistrumienia gazu ochronnego w ilo�ciach nie wi�kszych ni� 10 ml i wykonywan� w czasie do 1 min [6].

We w�asnych badaniach wykorzystano metod� „szybkiej analizykoncentracji strumienia ochronnego”, której model metrologicznyopiera si� na zjawisku termoanemometrii i rozwi�zaniach opisanychprzez Lomasa [7]. Model opiera si� na okre�lonej sekwencji wzorcowania termoanemometru sta�otemperaturowego zpojedynczym czujnikiem.

Metoda pomiaru koncentracji roztworu gazowegodwusk�adnikowego (dla przyj�tego w poprzednim rozdziale modelutermodynamicznego) pojedynczym czujnikiem anemometrusta�otemperaturowego, zwana dalej metod� SSM-CTA (Single SensorMethod by Constant Temperature Anemometer) zosta�a odkryta i opisana przez Wasana i Baida w roku 1971 oraz McQuaida i Wright’a w roku 1973 [8]. McQuaid i Wright podali równie� analiz�matematyczn� metody, któr� zaadoptowano na potrzeby procedurypomiarowej opracowanej przez autora koncepcji analizatora do bada�koncentracji strumienia ochronnego.

W skrócie, bazuj�c na prawie Kinga, mo�na zapisa� funkcj�wzorcowania analizatora w metodzie SSM-CTA dla trzechprzypadków, a mianowicie oddzia�ywania na czujnik powietrza jako pierwszego sk�adnika roztworu, mieszaniny gazu os�onowego i powietrza (czyli strumienia ochronnego) o danej koncentracji orazgazu os�onowego w postaci [9]

npp

2p UBAE +=

nmm

2m UBAE +=

ngg

2g UBAE += (5)

gdzie: EBpB, EBmB, EBgB – napi�cia wyj�ciowe termoanemometru podczasaspiracji, kolejno: powietrza, strumienia ochronnego oraz gazuos�onowego, U – pr�dko�� aspiracji, czyli przep�ywu gazu przezczujnik termoanemometru sondy analizatora, Ai oraz Bi dla i = p, m, g– wspó�czynniki wzoru Kinga.

Nast�pnie wed�ug postulatu McQuaida i Wrighta [8], przyjmuje si�dwa pryncypia metody SSM-CTA. Pierwsze – to krytyczne dlametody wymaganie, aby warto�� pr�dko�ci aspiracji U by�a znananiezale�nie od metody SSM-CTA i by�a jednakowa dla trzechpowy�szych funkcji wzorcowania oraz drugie – gdy potraktuje si�wzorcowanie anamometru sta�otemperaturowego dla powietrza (5)B1Bjako podstawowe, to sta�e we wzorze (5)B2B wyra�� si� w funkcjista�ych dla powietrza oraz koncentracji gazu os�onowego C. Dalejzak�ada si�, �e nieznan� funkcj� dostatecznie dobrze, a w sensiemetrologicznym z pomijalnym b��dem metody, mo�na aproksymowa�wielomianem stopnia k.

Z w�asnej analizy wynika, �e dla bada� koncentracji strumienia ochronnego, wystarczaj�cym jest aproksymowa� sta�e wzoru (5)B2B

wielomianami stopnia drugiego k = 2, a zatem2

21pm CaCaAA ++=2

21pm CbCbBB ++= (6)Po zdefiniowaniu funkcji koncentracji metody pomiarowej SSM-

CTA jak poni�ej [9]

2p

2g

2p

2m

EEEE

−−

=Ψ (7)

otrzymuje si� funkcj� wzorcowania metody pomiaru koncentracjiroztworu gazowego dwusk�adnikowego w postaci [9]

( ) 2CC1 α−α+=Ψ (8)

Wed�ug bada� empirycznych McQuaida i Wrighta [8], sta�awzorcowania funkcji (8) zale�y jedynie od rodzaju roztworu oraz wspó�czynnika przegrzania czujnika anemometru sta�o-temperaturowego (wspó�czynnik przegrzania definiowany jest jakoiloraz rezystancji czujnika termoanemometru w temperaturze roboczej, zwykle o warto�ci 100 450°C, do rezystancji w normalnej temperaturze odniesienia 20°C).

W oparciu o istniej�cy w Laboratorium Kszta�towania Os�ony �ukuZak�adu Spawalnictwa Politechniki Szczeci�skiej system akwizycjidanych PC-LabDAS-US/PCL-818+NB firmy Advantech® oraz modelmetrologiczny metody (7) i (8), zbudowano analizator, któregoschemat ideowy przedstawiono na rys. 1 i szerzej opisano w pracy [9].

Analizator wed�ug rysunku 1 pozwala na wyznaczenie profilu koncentracji w dowolnym przekroju strumienia ochronnego, w tymrównie� na wyznaczenie charakterystyki ochronnej strumienia. Charakterystyk� tak� dla – wybranej przyk�adowo – dyszy sto�kowejo �rednicy nominalnej DN=12 mm przedstawiono na rysunku 2.

Z profilu charakterystyki ochronnej otrzymuje si�, wed�ugzale�no�ci (4), wska�nik efektywno�ci metalurgicznej os�ony jakostopnia przenikalno�ci sk�adników powietrza do powierzchnimateria�u rodzimego. Dla prezentowanej dyszy sto�kowej przebiegwspó�czynnika przenikalno�ci os�ony wed�ug (4) przedstawiono na rysunku 3, tym razem we wspó�rz�dnej bezwymiarowej odleg�o�ci odosi wyp�ywu (osi dyszy spawalniczej).

oc




i

io r

c=τ (2)







Badania w�asne





npp

2p UBAE +=

nmm

2m UBAE +=

ngg

2g UBAE += (5)





21pm CaCaAA ++=2



2p

2g

2p

2m

EEEE

−−

=Ψ (7)


( ) 2CC1 α−α+=Ψ (8)





oc




i

io r

c=τ (2)







Badania w�asne





npp

2p UBAE +=

nmm

2m UBAE +=

ngg

2g UBAE += (5)





21pm CaCaAA ++=2



2p

2g

2p

2m

EEEE

−−

=Ψ (7)


( ) 2CC1 α−α+=Ψ (8)





oc




i

io r

c=τ (2)







Badania w�asne





npp

2p UBAE +=

nmm

2m UBAE +=

ngg

2g UBAE += (5)





21pm CaCaAA ++=2



2p

2g

2p

2m

EEEE

−−

=Ψ (7)


( ) 2CC1 α−α+=Ψ (8)





oc




i

io r

c=τ (2)







Badania w�asne





npp

2p UBAE +=

nmm

2m UBAE +=

ngg

2g UBAE += (5)





21pm CaCaAA ++=2



2p

2g

2p

2m

EEEE

−−

=Ψ (7)


( ) 2CC1 α−α+=Ψ (8)





τo=1−C

ci=(1−C)·ri


otrzymuje się funkcję wzorcowania metody pomiaru koncentracji roztworu gazowego dwuskładnikowego w postaci [9]

(8)

Według badań empirycznych McQuaida i Wrighta [8], stała wzorcowania α funkcji (8) zależy jedynie od rodzaju roztworu oraz współczynnika przegrzania czujnika anemometru stało-temperaturowego (współczynnik przegrzania definiowany jest jako iloraz rezystancji czujnika termoanemometru w temperaturze roboczej, zwykle o wartości 100÷450°C, do rezystancji w normalnej temperaturze odniesienia 20°C). W oparciu o istniejący w Laboratorium Kształtowania Osłony Łuku Zakładu Spawalnictwa Politechniki Szczecińskiej system akwizycji danych PC-LabDAS-US/PCL-818+NB firmy Advantech® oraz model metrologiczny metody (7) i (8), zbudowano analizator, którego schemat ideowy przedstawiono na rys. 1 i szerzej opisano w pracy [9].

Analizator według rysunku 1 pozwala na wyznaczenie profilu koncentracji w dowolnym przekroju strumienia ochronnego, w tym również na wyznaczenie charakterystyki ochronnej strumienia. Charakterystykę taką dla – wybranej przykładowo – dyszy stożkowej o średnicy nominalnej DN=12 mm przedstawiono na rysunku 2.

Z profilu charakterystyki ochronnej otrzymuje się, według zależności (4), wskaźnik efektywności metalurgicznej osłony jako stopnia przenikalności składników powietrza do powierzchni materiału rodzimego. Dla prezentowanej dyszy stożkowej przebieg współczynnika przenikalności osłony według (4) przedstawiono na rysunku 3, tym razem we współrzędnej bezwymiarowej odległości od osi wypływu (osi dyszy spawalniczej).

Uzyskana w przedstawionej metodzie funkcja rozkładu współczynnika przenikalności jak na rysunku 3 wykazuje uniwersalne właściwości w analizie efektywności metalurgicznej osłony. Pozwala mianowicie przy uwzględnieniu zależności (3), na wyznaczenie stężenia dowolnego odczynnika powietrza w dowolnym punkcie strefy wrażliwej i prowadzenie dalszych badań w celu wyznaczenia wartości temperatury wrażliwości materiału rodzimego, na przykład w komorach z kontrolowaną atmosferą. Pozwala również na analizę

wpływu efektywności metalurgicznej osłony na zaburzenia procesu spawania, przykładowo po przekroczeniu wartości prądu krytycznego drugiego rodzaju, jak to opisano w pracy [2]. Opisane w pracy [2] zjawisko zaburzeń procesu spawania, które wiązano z problemem efektywności metalurgicznej osłony, zilustrowano sugestywnie na rysunku 4.

Na rysunku tym, będącym schematycznym obrazem spawania złącza ze stopu aluminium, naniesiono rzut obrysu czoła dyszy spawalniczej o średnicy DN=16 mm oraz wymiary: wielkości jeziorka, strefy wrażliwej dla danej z pracy [3] wartości temperatury wrażliwości Tw=573K oraz poziomic udziału tlenu dla normalnego suchego powietrza atmosferycznego jako otoczenia przestrzeni spawania o wartościach CO2=0, 1, 5, 10 oraz 15% (w skali rysunku).

Rys. 1. Schemat strukturalny komputerowego systemu obs�ugieksperymentu zdejmowania profili koncentracji strumieniaochronnego; N-193 – ustrój pomiarowy analizatora z systememaspiratora gazu, M – zespó� serwomechanizmu przesuwu i pomiaru po�o�enia sondy aspiratora, LZG – linia zasilania uchwytuspawalniczego z czujnikami pomiaru parametrów przep�ywu gazuos�onowego [6]Fig. 1. Diagram of web computer system of service of experimentof removal profile of concentration of protective stream; N-193 - measure system of gas analyser with system of gas aspirator, M - teamof servo move and measurement of position probes of aspirator, LZG - line of gas supply of stand with sensors of measurement of parameters of gas shielding flow [6]

0

20

40

60

80

100

120

-40 -20 0 20 40 60 80 100

Odleg�o�� od osi dyszy, Y mm

Kon

cent

racj

a ag

onu,

C %

Rys. 2. Charakterystyka ochronna strumienia argonu kszta�towanegoprzez dysz� sto�kow� o �rednicy czo�a dyszy D=8,12 mm przyodleg�o�ci dysza-przedmiot H=12,2 mm dla parametrów wej�ciowychstrumienia: wydatek gazu V=5,3 l/min, pr�dko�� wyp�ywu gazu w czole dyszy wBcB=1,7 m/s, liczba charakterystyczna wyp�ywuReynoldsa Re=1000Fig. 2. Gas coverage profile from conical nozzle with orifice diameterD=8,12 mm at nozzle –metal distance H=12,2 mm end parameters ofprotection stream: argon flow rate V=5,3 l/min, flow average velocitywc=1,7 m/s, Reynolds number Re=1000

Uzyskana w przedstawionej metodzie funkcja rozk�aduwspó�czynnika przenikalno�ci jak na rysunku 3 wykazuje uniwersalnew�a�ciwo�ci w analizie efektywno�ci metalurgicznej os�ony. Pozwalamianowicie przy uwzgl�dnieniu zale�no�ci (3), na wyznaczeniest��enia dowolnego odczynnika powietrza w dowolnym punkcie strefy wra�liwej i prowadzenie dalszych bada� w celu wyznaczeniawarto�ci temperatury wra�liwo�ci materia�u rodzimego, na przyk�ad w komorach z kontrolowan� atmosfer�. Pozwala równie� na analiz�wp�ywu efektywno�ci metalurgicznej os�ony na zaburzenia procesu

spawania, przyk�adowo po przekroczeniu warto�ci pr�du krytycznegodrugiego rodzaju, jak to opisano w pracy [2]. Opisane w pracy [2]zjawisko zaburze� procesu spawania, które wi�zano z problememefektywno�ci metalurgicznej os�ony, zilustrowano sugestywnie na rysunku 4.

Na rysunku tym, b�d�cym schematycznym obrazem spawaniaz��cza ze stopu aluminium, naniesiono rzut obrysu czo�a dyszyspawalniczej o �rednicy DN=16 mm oraz wymiary: wielko�cijeziorka, strefy wra�liwej dla danej z pracy [3] warto�ci temperaturywra�liwo�ci Tw=573K oraz poziomic udzia�u tlenu dla normalnego suchego powietrza atmosferycznego jako otoczenia przestrzenispawania o warto�ciach = 0, 1, 5, 10 oraz 15% (w skali rysunku).

2Oc

Poziomica o st��eniu =0% wyznacza granic� obszaruchronionego. W problemie efektywno�ci metalurgicznej os�ony nietyle istotne jest wyznaczenie granicy obszaru chronionego, cookre�lenie dozwolonej warto�ci st��enia danego odczynnikaotoczenia. Gdy dla rozpatrywanego na rys. 4 krytyczn� – tutaj tylkoprzyk�adowo – jest poziomica o st��eniu 1% tlenu z powietrzaatmosferycznego, to efektywno�� metalurgiczn� os�ony uznamy za nieskuteczn�. Porównuj�c obszary jeziorka spawalniczego oraz strefywra�liwej, które zacieniowano na rysunku, zauwa�amy, �e prawiepo�owa obszaru jeziorka oraz znaczna cz�� strefy wra�liwej jestatakowana tlenem atmosferycznym o st��eniu wi�kszym od 1%. Tak wi�c porównanie obszarów poziomic st��e� danego odczynnika z wymiarem strefy wra�liwej pozwala na zrozumienie istoty problemuskuteczno�ci metalurgicznej os�ony �uku spawalniczego.

2Oc

00,1

0,20,3

0,40,5

0,60,7

0,80,9

1

0 2 4 6 8 1

Odleg�o�� wzgl�dna od osi dyszy, y =Y/D

Wsp

ó�cz

ynni

k pr

zeni

kaln

o�ci

os�

ony

0

Rys. 3. Przenikalno�� os�ony strumienia argonu kszta�towanego przezdysz� sto�kow� o �rednicy czo�a dyszy D = 8,12 mm przy odleg�o�ciwzgl�dnej dysza-przedmiot H/D = 1,5 dla parametrów wej�ciowychstrumienia jak na rys. 2 Fig. 3. Permeability of argon protective stream for conical nozzlewith orifice diameter D = 8,12 mm at nozzle-metal distance H/D = 1,5and parameters of stream as onto fig. 2

Wnioski

Wspó�czynnik przenikania sk�adnika otoczenia do strefy wra�liwejzdefiniowano na podobie�stwo technicznego poj�cia wspó�czynnikaprzepuszczania strumienia �wietlnego przez cia�a przezroczyste.Podaje on warto�� liczbow� (lub procentow�) stosunku udzia�ubadanego sk�adnika oddzia�uj�cego z powierzchni� strefy wra�liwejz��cza spawanego, w tym jeziorka spawalniczego do warto�ci jegoudzia�u w otoczeniu.

Profil wspó�czynnika przenikania mo�e by� bezpo�redniowykorzystany do: wyznaczenia st��e� odczynników w kinetyce reakcji chemicznychw badaniach nad problemem strefy wra�liwej w komorach z regulowan� atmosfer�;

oc




i

io r

c=τ (2)







Badania w�asne





npp

2p UBAE +=

nmm

2m UBAE +=

ngg

2g UBAE += (5)





21pm CaCaAA ++=2



2p

2g

2p

2m

EEEE

−−

=Ψ (7)


( ) 2CC1 α−α+=Ψ (8)






0

20

40

60

80

100

120

-40 -20 0 20 40 60 80 100


Kon

cent

racj

a ag

onu,

C %





2Oc


2Oc

00,1

0,20,3

0,40,5

0,60,7

0,80,9

1

0 2 4 6 8 1


Wsp

ó�cz

ynni

k pr

zeni

kaln

o�ci

os�

ony

0


Wnioski




0

20

40

60

80

100

120

-40 -20 0 20 40 60 80 100


Kon

cent

racj

a ag

onu,

C %





2Oc


2Oc

00,1

0,20,3

0,40,5

0,60,7

0,80,9

1

0 2 4 6 8 1


Wsp

ó�cz

ynni

k pr

zeni

kaln

o�ci

os�

ony

0


Wnioski



Rys. 1. Schemat strukturalny komputerowego systemu obsługi eksperymentu zdejmowania profili koncentracji strumienia ochronnego; N-193 – ustrój pomiarowy analizatora z systemem aspiratora gazu, M – zespół serwomechanizmu przesuwu i pomiaru położenia sondy aspiratora, LZG – linia zasilania uchwytu spawalniczego z czujnikami pomiaru parametrów przepływu gazu osłonowego [6]Fig. 1. Diagram of web computer system of service of experiment of removal profile of concentration of protective stream; N-193 - measure system of gas analyser with system of gas aspirator, M - team of servo move and measurement of position probes of aspirator, LZG - line of gas supply of stand with sensors of measurement of parameters of gas shielding flow [6]

Rys. 2. Charakterystyka ochronna strumienia argonu kształtowanego przez dyszę stożkową o średnicy czoła dyszy D=8,12 mm przy odległości dysza-przedmiot H=12,2 mm dla parametrów wejściowych strumienia: wydatek gazu V=5,3 l/min, prędkość wypływu gazu w czole dyszy wc=1,7 m/s, liczba charakterystyczna wypływu Reynoldsa Re=1000Fig. 2. Gas coverage profile from conical nozzle with orifice diameter D=8,12 mm at nozzle–metal distance H=12,2 mm end parameters of protection stream: argon flow rate V=5,3 l/min, flow average velocity wc=1,7 m/s, Reynolds number Re=1000

Rys. 3. Przenikalność osłony strumienia argonu kształtowanego przez dyszę stożkową o średnicy czoła dyszy D=8,12 mm przy odległości względnej dysza-przedmiot H/D=1,5 dla parametrów wejściowych strumienia jak na rys. 2Fig. 3. Permeability of argon protective stream for conical nozzle with orifice diameter D=8,12 mm at nozzle-metal distance H/D=1,5 and parameters of stream as onto fig. 2


Poziomica o stężeniu CO2=0% wyznacza granicę obszaru chronionego. W problemie efektywności metalurgicznej osłony nie tyle istotne jest wyznaczenie granicy obszaru chronionego, co określenie dozwolonej wartości stężenia danego odczynnika otoczenia. Gdy dla rozpatrywanego na rys. 4 krytyczną – tutaj tylko przykładowo – jest poziomica o stężeniu 1% tlenu z powietrza atmosferycznego, to efektywność metalurgiczną osłony uznamy za nieskuteczną. Porównując obszary jeziorka spawalniczego oraz strefy wrażliwej, które zacieniowano na rysunku, zauważamy, że prawie połowa obszaru jeziorka oraz znaczna część strefy wrażliwej jest atakowana tlenem atmosferycznym o stężeniu większym od 1%. Tak więc porównanie obszarów poziomic stężeń danego odczynnika z wymiarem strefy wrażliwej pozwala na zrozumienie istoty problemu skuteczności metalurgicznej osłony łuku spawalniczego.

Rys. 4. Symulacja efektywności metalurgicznej osłony łuku spawalniczego; spawanie metodą TIG stopu aluminium PA3 o grubości g=14 mm przy: strumieniu ochronnym z argonu kształtowanym przez dyszę stożkową o średnicy D=16 mm, wydatku gazu V=16 l/min oraz natężeniu prądu spawania I=496 A, napięciu łuku Uł=27 V, prędkości spawania v=0,25 m/minFig. 4. Simulation of metallurgy efficiency; TIG welding method of alloy of aluminum PA3 about thickness g=14 mm at: protection of argon stream from conical nozzle with orifice diameter D=16 mm, gas flow rate V=16 l/min as well as welding current I=496 A, arc voltage Uł=27 V, welding speed v=0,25m/min

Wnioski

Współczynnik przenikania składnika otoczenia do strefy wrażliwej zdefiniowano na podobieństwo technicznego pojęcia współczynnika przepuszczania strumienia świetlnego przez ciała przezroczyste. Podaje on wartość liczbową (lub procentową) stosunku udziału badanego składnika oddziałującego z powierzchnią strefy wrażliwej złącza spawanego, w tym jeziorka spawalniczego do wartości jego udziału w otoczeniu. Profil współczynnika przenikania może być bezpośrednio wykorzystany do:• wyznaczenia stężeń odczynników w kinetyce reakcji chemicznych w badaniach nad problemem strefy wrażliwej w komorach z regulowaną atmosferą;• symulacji efektywności metalurgicznej osłony łuku po nałożeniu poziomic stężeń odczynników otoczenia na izotermy rozpływu ciepła na powierzchni materiału rodzimego.

Zarysowany w pracy aspekt osłony, rozumiany jako cecha przenikalności składników powietrza przez strumień ochronny, może być wykorzystany w analizie zaburzeń procesu spawania związanych z efektywnością metalurgiczną osłony łuku spawalniczego.

Literatura

[1] Szefner Z.: Podstawowe definicje problemu kształtowania

osłony luku podczas spawania łukiem osłoniętym. Archiwum

TBM, 1990, z. 8.

[2] Szefner Z., Nowacki J.: Wybrane aspekty strefy wrażliwej złącza

spawanego. Archiwum Technologii Maszyn i Automatyzacji,

Vol. 22 nr 1, 2002.

[3] Szefner Z.: Temperatura wrażliwości materiału rodzimego – jako

parametr technologiczny spawania. Przegląd Spawalnictwa,

2004, nr 4, s. 9.

[4] Petersens R., Ballinal I., Runnerstam O.: Selecting shielding

gases for welding of stainless steel. Welding Review

International, 1993, nr 8, s. 152.

[5] Poradnik inżyniera. Spawalnictwo, red. J. Mryka, WNT,

Warszawa, Tom I, wyd. 1, 1983.

[6] Szefner Z.: System obsługi eksperymentu „PC-LabDAS” w

Laboratorium Kształtowania Osłony Łuku Zakładu Spawalnictwa

Politechniki Szczecińskiej. Materiały Sympozjum Katedr i

Zakładów Spawalnictwa, Politechnika Śląska, Gliwice, 1994 s.

123-134.

[7] Lomas C., G.: Fundamentals of hot wire anemometry.

Cambridge University Press, Cambridge, 1986.

[8] McQuaid J., Wright W.: The response of hot-wire anemometer

in flows of gas mixtures. Int. J. Heat Mass Transfer, 1973,

vol.16, s. 819.

[9] Szefner Z.: Analizator strumienia ochronnego jako przykład

nietypowych możliwości komputerowego systemu obsługi

eksperymentu. Materiały Sympozjum Katedr i Zakładów

Spawalnictwa, Politechnika Śląska, Rudy, 1997, s. 49-61.

Tm=893 K

�16

5

0

Oc=15 %2

1

10

4010 20 300 mm 50

Tw=573 K

Rys. 4. Symulacja efektywno�ci metalurgicznej os�ony �ukuspawalniczego; spawanie metod� TIG stopu aluminium PA3 o grubo�ci g=14 mm przy: strumieniu ochronnym z argonukszta�towanym przez dysz� sto�kow� o �rednicy D=16 mm, wydatkugazu V=16 l/min oraz nat��eniu pr�du spawania I=496 A, napi�ciu�uku UB�B=27 V, pr�dko�ci spawania v = 0,25 m/minFig. 4. Simulation of metallurgy efficiency; TIG welding method ofalloy of aluminum PA3 about thickness g=14 mm at: protection ofargon stream from conical nozzle with orifice diameter D=16 mm, gasflow rate V=16 l/min as well as welding current I=496 A, arc voltage UB�B=27 V, welding speed v = 0,25m/min

symulacji efektywno�ci metalurgicznej os�ony �uku po na�o�eniupoziomic st��e� odczynników otoczenia na izotermy rozp�ywu ciep�ana powierzchni materia�u rodzimego.

Zarysowany w pracy aspekt os�ony, rozumiany jako cechaprzenikalno�ci sk�adników powietrza przez strumie� ochronny, mo�eby� wykorzystany w analizie zaburze� procesu spawania zwi�zanychz efektywno�ci� metalurgiczn� os�ony �uku spawalniczego.

Literatura

[1] Szefner Z.: Podstawowe definicje problemu kszta�towaniaos�ony luku podczas spawania �ukiem os�oni�tym. ArchiwumTBM, 1990, z. 8.

[2] Szefner Z., Nowacki J.: Wybrane aspekty strefy wra�liwejz��cza spawanego. Archiwum Technologii Maszyn iAutomatyzacji, Vol. 22 nr 1, 2002.

[3] Szefner Z.: Temperatura wra�liwo�ci materia�u rodzimego –jako parametr technologiczny spawania. Przegl�d Spawalnictwa,2004, nr 4, s. 9.

[4] Petersens R., Ballinal I., Runnerstam O.: Selecting shieldinggases for welding of stainless steel. Welding ReviewInternational, 1993, nr 8, s. 152.

[5] Poradnik in�yniera. Spawalnictwo, red. J. Mryka, WNT,Warszawa, Tom I, wyd. 1, 1983.

[6] Szefner Z.: System obs�ugi eksperymentu „PC-LabDAS” w Laboratorium Kszta�towania Os�ony �uku Zak�aduSpawalnictwa Politechniki Szczeci�skiej. Materia�y SympozjumKatedr i Zak�adów Spawalnictwa, Politechnika �l�ska, Gliwice,1994 s. 123-134.

[7] Lomas C., G.: Fundamentals of hot wire anemometry.Cambridge University Press, Cambridge, 1986.

[8] McQuaid J., Wright W.: The response of hot-wire anemometerin flows of gas mixtures. Int. J. Heat Mass Transfer, 1973, vol.16,s. 819.

[9] Szefner Z.: Analizator strumienia ochronnego jako przyk�adnietypowych mo�liwo�ci komputerowego systemu obs�ugieksperymentu. Materia�y Sympozjum Katedr i Zak�adówSpawalnictwa, Politechnika �l�ska, Rudy, 1997, s. 49-61.


Badania fraktograficzne spajanych stopów Al-Mg

Fractography research of welded Al-Mg alloys

Katedra Materiałów Okrętowych i Technologii Remontów,Akademia Morska, Gdynia

dr inż. Mirosław Czechowski

Obecnie w budownictwie okrętowym najczęściej używanymi stopami aluminium plastycznie przerabianymi są stopy Al-Mg. Muszą one spełniać wiele wymagań, takich jak gwarantowane własności wytrzymałościowe, zdolność do przeróbki plastycznej, odporność na korozję w wodzie morskiej, dobra spawalność czy dobra wytrzymałość zmęczeniowa w środowisku korozyjnym, szczególnie dla niskocyklowego zmęczenia połączeń spawanych. Podczas eksploatacji kadłubów okrętowych, wykonanych ze stopu Al-Mg, podlegających dynamicznym zmiennym obciążeniom, pojawiły się pęknięcia. Przyczynami tych pęknięć były duże naprężenia technologiczne oraz duże zmienne naprężenia eksploatacyjne. Z tego powodu istotnym czynnikiem, który powinien być brany pod uwagę przy doborze stopów aluminium na spawane konstrukcje morskie, jest ich skłonność do pękania w środowisku morskim. Badania fraktograficzne powierzchni przełomów umożliwiają określenie czynników mikrostrukturalnych wpływających na inicjację i rozwój pęknięć, są przydatne do oceny poprawności przebiegu procesu spawania oraz pozwalają poznać strukturalne mechanizmy pękania i dekohezji materiałów [4]. Celem opracowania było przedstawienie charakterystycznych dla złączy spawanych stopów aluminium przełomów próbek z badań odporności na korozję naprężeniową oraz z badań niskocyklowej trwałości zmęczeniowej.

Metodyka badań

Do badań użyto stopy aluminium stosowane na konstrukcje morskie: AW 5083 (AlMg4,5Mn) H321 oraz stop AW 5059 (AlMg5MnZn) H321 (Alustar). Składy chemiczne stopów w % mas. podano w [1]. Złącza spajane wykonano metodą MIG oraz metodą zgrzewania tarciowego z przemieszaniem materiału (FSW) [1]. Badania korozji naprężeniowej wykonano stosując próbę odkształcenia z małą prędkością (10-6 s-1), zgodnie z EN ISO 7539-7. Zastosowano próbki cylindryczne gładkie o średnicy d=5 mm oraz próbki z karbem obrączkowym U (r=5 mm, d=5 mm D=6 mm) wyciętym w spoinie, wszystkie o długości pomiarowej L0=50 mm. Badania niskocyklowego zmęczenia spajanych stopów aluminium polegały na poddaniu próbki w stałej temperaturze (21°C) jednoosiowemu obciążeniu cyklicznie zmiennemu, aż do jej zniszczenia. Badania realizowane były w cyklu symetrycznym rozciągająco-ściskającym (współczynnik asymetrii cyklu R=–1). Badania niskocyklowego zmęczenia wykonano na próbkach walcowych, polerowanych, o średnicy d=6 mm i długości

pomiarowej L0=20 mm, wyciętych prostopadle do osi zgrzeiny.Ocena mikrostruktur oraz powierzchni dróg pękania wykonana

została za pomocą mikroskopu skaningowego elektronowego o dużej rozdzielczości Philips XL30.


Dla stopów Al-Mg przeprowadzono badania metalograficzne, które obejmowały analizę mikrostruktury i morfologii wydzieleń oraz ich jakościową ocenę. Na podstawie analizy wyników badań stwierdzono, że mikrostruktura stopów 5083 i 5059 składa się z dużej ilości drobnych równomiernie rozłożonych w roztworze wydzieleń (Al3Mg2, Al6Mn), o średnicy ok. 1 µm, oraz wydzieleń większych (2÷20 µm) zawierających krzem (faza Mg2Si) lub żelazo – fazy (Mn, Fe)Al7, (Cr, Mn, Fe)Al7, (Fe, Mn)3SiAl12. Badania fraktograficzne spajanych stopów Al-Mg przeprowadzono na przełomach uzyskanych z prób odkształcania z małą prędkością oraz z prób niskocyklowej trwałości zmęczeniowej. Przy próbie odkształcania z małą prędkością próbki,

STRESZCZENIEPrzedstawiono charakterystyczne dla spajanych stopów Al-Mg

powierzchnie pęknięcia próbek z badań odporności na korozję naprężeniową przy małej prędkości odkształcania oraz z badań niskocyklowego zmęczenia. Badano stopy Al-Mg spajane metodami MIG oraz zgrzewane tarciowo z przemieszaniem materiału (FSW). Główny nacisk położono na określenie czynników wpływających na rozwój pęknięć w aspekcie mikrostrukturalnym. Ocena mikrostruktur oraz powierzchni dróg pękania wykonana została za pomocą mikroskopu skaningowego elektronowego o dużej rozdzielczości Philips XL30 i przystawki EDAX do mikroanalizy składu chemicznego za pomocą dyfraktometru rentgenowskiego EDS. Zaobserwowano, że zarodkowanie pęknięć powstaje na granicach międzyfazowych osnowy z wydzieleniami, a rozwój pęknięcia głównego zachodzi poprzez łączenie mikropustek.

ABSTRACTOne introduced characteristic for welded Al-Mg alloys surfaces of

the crack of samples from research of the stress corrosion cracking at the slow strain rate tests and from low-cycle fatigue tests. The Al-Mg alloy welded by MIG and by friction stir welding (FSW) were investigated. The main pressure was put on the qualification of influent factors on the development of cracks in the microstructure aspect. The metallographic tests was carried out by the scanning electron microscope (SEM) with the chemical composition analysis (energy dispersive spectroscopy, EDS). One observed that the initiated of cracks came into being on interphasic borders of the matrix with particles. The development of the main crack happens through the joining microvoids.

W S T Ę P


wykonane ze złączy spawanych metodą MIG, badane były aż do zniszczenia, które następowało zazwyczaj w materiale spoiny przez ścinanie. Badania fraktograficzne wykazały, że dekohezja materiału przebiegała transkrystalicznie i miała charakter plastyczny (rys. 1).

Na powierzchni pęknięcia obserwowano odkształcenie osnowy, poprzedzające zniszczenie próbki, o czym świadczą liczne dołki i różne stadia koalescencji mikropustek. Na przełomach próbek można zaobserwować wyraźny kierunek propagacji pęknięcia na całym przekroju (rys. 2). W trakcie testu próbki wykonane ze złączy zgrzewanych metodą FSW pękały przez ścinanie w linii zgrzania, pomiędzy materiałem rodzimym a zgrzeiną z przełomem ciągliwym (rys. 3).

Rys. 1. Przełom transkrystaliczny ciągliwy stopu 5083 spawanego metodą MIGFig. 1. Transcrystalline ductile fracture of 5083 aluminium alloy welded by MIG

Rys. 2. Przełom ciągliwy stopu 5059 spawanego metodą MIGFig. 2. Ductile fracture of 5083 alloy welded by MIG

Rys. 3. Przełom ciągliwy stopu 5083 zgrzewany metodą FSWFig. 3. Ductile fracture of 5083 alloy welded by FSW

Dla próbek z karbem obrączkowym zaobserwowano pękanie

przez odrywanie, bez dużych odkształceń na dnie karbu z wyraźnym,

nie zatartym przez ścinanie przełomem. Na przełomach o charakterze

ciągliwym widoczny jest odkształcony obszar jądra zgrzeiny (rys. 4).

Cechą charakterystyczną przełomów jest obecność na dnie dołków

popękanych cząstek o różnych wymiarach (rys. 5, 6), od których

nastąpiło zarodkowanie mikropęknięć. Odkształcenia plastyczne

powodują powstawanie mikropustek poprzez dekohezję granic

międzyfazowych lub pękanie cząstek (rys. 6), łączenie mikropustek

i w rezultacie pękanie o charakterze ciągliwym.

Na przełomach można także zaobserwować różnego rodzaju

defekty technologiczne materiału lub niezgodności spawalnicze w

złączach spajanych. Na rysunku 7 pokazano fragment przełomu próbki

wykonanej ze stopu 5059 zgrzewanego metodą FSW z niezgodnością

spowodowaną procesem zgrzewania tarciowego.

Badania makrofraktograficzne i mikrofraktograficzne przełomów

zmęczeniowych spajanych stopów Al-Mg uwidoczniły wyraźną strefę

przełomu zmęczeniowego, która przechodzi w strefę resztkową powstałą

przy nagłym zniszczeniu próbki (rys. 8). Na rysunku 9 widoczny jest

fragment powierzchni pęknięcia, gdzie strefa zmęczeniowa przechodzi

w strefę resztkową (dołamania). W strefie resztkowej przełom ma

charakter ciągliwy, z płytkimi dołkami powstałymi wokół wydzieleń.

Rys. 1. Prze�om transkrystaliczny ci�gliwy stopu 5083 spawanegometod� MIG Fig. 1. Transcrystalline ductile fracture of 5083 aluminium alloywelded by MIG

Rys. 2. Prze�om ci�gliwy stopu 5059 spawanego metod� MIG Fig. 2. Ductile fracture of 5083 alloy welded by MIG

Rys. 3. Prze�om ci�gliwy stopu 5083 zgrzewany metod� FSW Fig. 3. Ductile fracture of 5083 alloy welded by FSW

Dla próbek z karbem obr�czkowym zaobserwowano p�kanie przez odrywanie, bez du�ych odkszta�ce� na dnie karbu z wyra�nym, niezatartym przez �cinanie prze�omem. Na prze�omach o charakterzeci�gliwym widoczny jest odkszta�cony obszar j�dra zgrzeiny (rys. 4).Cech� charakterystyczn� prze�omów jest obecno�� na dnie do�kówpop�kanych cz�stek o ró�nych wymiarach (rys. 5, 6), od którychnast�pi�o zarodkowanie mikrop�kni��. Odkszta�cenia plastyczne

powoduj� powstawanie mikropustek poprzez dekohezj� granicmi�dzyfazowych lub p�kanie cz�stek (rys. 6), ��czenie mikropustek i w rezultacie p�kanie o charakterze ci�gliwym.

Na prze�omach mo�na tak�e zaobserwowa� ró�nego rodzajudefekty technologiczne materia�u lub niezgodno�ci spawalnicze w z��czach spajanych. Na rysunku 7 pokazano fragment prze�omupróbki wykonanej ze stopu 5059 zgrzewanego metod� FSW zniezgodno�ci� spowodowan� procesem zgrzewania tarciowego.

Rys. 4. Prze�om próbki z karbem stopu 5059 zgrzewanego metod�FSW. W �rodku widoczny odkszta�cony plastycznie obszar j�drazgrzeinyFig. 4. The fracture of the notched specimens made of 5059 alloy byFSW. In the middle plastically strained area of the weld nugget isvisible

Rys. 5. Prze�om stopu 5059 zgrzewanego FSW po ekspozycji w powietrzuFig. 5. Fracture of 5059 alloy by FSW, after being exposed in the air

Badania makrofraktograficzne i mikrofraktograficzne prze�omówzm�czeniowych spajanych stopów Al-Mg uwidoczni�y wyra�n� stref�prze�omu zm�czeniowego, która przechodzi w stref� resztkow�powsta�� przy nag�ym zniszczeniu próbki (rys. 8). Na rysunku 9 widoczny jest fragment powierzchni p�kni�cia gdzie strefa zm�czeniowa przechodzi w stref� resztkow� (do�amania). W strefieresztkowej prze�om ma charakter ci�gliwy, z p�ytkimi do�kamipowsta�ymi wokó� wydziele�.





































Rys. 4. Przełom próbki z karbem stopu 5059 zgrzewanego metodą FSW. W środku widoczny odkształcony plastycznie obszar jądra zgrzeinyFig. 4. The fracture of the notched specimens made of 5059 alloy by FSW. In the middle plastically strained area of the weld nugget is visible

Rys. 5. Przełom stopu 5059 zgrzewanego FSW po ekspozycji w powietrzuFig. 5. Fracture of 5059 alloy by FSW, after being exposed in the air


Rys. 6. Fragment prze�omu z rys. 5. Prze�om ci�gliwy z widocznymido�kami i pop�kanymi fazami mi�dzymetalicznymiFig. 6. Fragment of the fracture from Fig. 5. The ductile fracture withvisible dimples and cracked inter-metallic phases

Rys. 7. Prze�om stopu 5059 zgrzewanego metod� FSW Fig. 7. Fracture of 5059 alloy by FSW

Rys. 8. Prze�om zm�czeniowy. Stop 5059 spawany metod� MIG Fig. 8. Fatigue fractures. The 5059 alloy welded by MIG

Na prze�omach niektórych próbek, w strefie resztkowej, widoczne s� niezgodno�ci spawalnicze spowodowane procesem zgrzewaniatarciowego (rys. 10), które jednak nie by�y miejscem inicjacjip�kni�cia.

Rys. 9. Przej�cie strefy zm�czeniowej w stref� resztkow�. Stop 5059spawany metod� MIG Fig. 9. Border of the surface of fatigue zone and plastic zone. The5059 alloy welded by MIG

Rys. 10. Prze�om zm�czeniowy. Stop 5083 zgrzewany metod� FSW Fig. 10. Fatigue fractures. The 5083 alloy welded by FSW methods

Z przedstawionych wyników bada� faktograficznych wynika, �e na proces niszczenia spajanych stopów Al-Mg wp�ywa wiele czynników.W badaniach przy ma�ej pr�dko�ci odkszta�cania du�y wp�yw na inicjacj� i rozwój p�kni�cia ma struktura z��cza spawanego, a zw�aszcza rodzaj i wielko�� wydziele�. Wydzielenia du�e (5÷25 µm)zawieraj�ce krzem lub �elazo, powoduj� powstawanie mikropustekwskutek ich p�kania lub w wyniku dekohezji granic mi�dzyfazowychosnowa-cz�steczka oraz wskutek du�ego lokalnego odkszta�ceniawokó� nich. Przy wzro�cie odkszta�cenia plastycznego nast�pujerozwój i ��czenie mikrop�kni�� w p�kni�cie g�ówne, które po osi�gni�ciu wymiaru krytycznego gwa�townie rozwija si�, powoduj�czniszczenie z��czy spajanych. Rozwój p�kni�cia g�ównego zachodzitak�e przez ��czenie mikropustek, o czym �wiadcz� liczne wg��bienia(do�ki) o ró�nej wielko�ci (rys. 1, 5, 6).

Literatura

[1] Czechowski M., Pietras A., Zadroga L.: W�asno�ci stopów aluminium serii 5xxx zgrzewanych now� technologi� FSW.In�ynieria Materia�owa, nr 6 (137) 3003, 264-266.

[2] Czechowski M.: Wp�yw �rodowiska wody morskiej naw�asno�ci stopów Al-Mg okre�lone w próbie odkszta�cenia zma�� pr�dko�ci�. Materia�y i Technologie, nr 1 (1) 2003, 20-26.

[3] Wyrzykowski J.W., Pleszakow E., Sieniawski J.:Odkszta�cenie i p�kanie metali. WNT, Warszawa 1999.

[4] Maciejny A., Gajda L., �yci�ski R.: Generowanie i propagacjap�kni�� w stopach �elaza – wybrane przyk�ady. In�ynieriaMateria�owa, nr 3 (145) 2005, 148-153.

Rys. 6. Fragment przełomu z rys. 5. Przełom ciągliwy z widocznymi dołkami i popękanymi fazami międzymetalicznymiFig. 6. Fragment of the fracture from Fig. 5. The ductile fracture with visible dimples and cracked inter-metallic phases

Rys. 7. Przełom stopu 5059 zgrzewanego metodą FSWFig. 7. Fracture of 5059 alloy by FSW

Rys. 8. Przełom zmęczeniowy. Stop 5059 spawany metodą MIGFig. 8. Fatigue fractures. The 5059 alloy welded by MIG

Rys. 9. Przejście strefy zmęczeniowej w strefę resztkową. Stop 5059 spawany metodą MIGFig. 9. Border of the surface of fatigue zone and plastic zone. The 5059 alloy welded by MIG

Rys. 10. Przełom zmęczeniowy. Stop 5083 zgrzewany metodą FSWFig. 10. Fatigue fractures. The 5083 alloy welded by FSW methods

Na przełomach niektórych próbek, w strefie resztkowej, widoczne

są niezgodności spawalnicze spowodowane procesem zgrzewania

tarciowego (rys. 10), które jednak nie były miejscem inicjacji

pęknięcia.

Z przedstawionych wyników badań faktograficznych wynika, że na

proces niszczenia spajanych stopów Al-Mg wpływa wiele czynników. W

badaniach przy małej prędkości odkształcania duży wpływ na inicjację

i rozwój pęknięcia ma struktura złącza spawanego, a zwłaszcza rodzaj i

wielkość wydzieleń. Wydzielenia duże (5÷25 µm), zawierające krzem

lub żelazo, powodują powstawanie mikropustek wskutek ich pękania

lub w wyniku dekohezji granic międzyfazowych osnowa-cząsteczka

oraz wskutek dużego lokalnego odkształcenia wokół nich. Przy wzroście

odkształcenia plastycznego następuje rozwój i łączenie mikropęknięć

w pęknięcie główne, które po osiągnięciu wymiaru krytycznego

gwałtownie rozwija się, powodując zniszczenie złączy spajanych.

Rozwój pęknięcia głównego zachodzi także przez łączenie mikropustek,

o czym świadczą liczne wgłębienia (dołki) o różnej wielkości

(rys. 1, 5, 6).

Literatura

[1] Czechowski M., Pietras A., Zadroga L.: Własności stopów

aluminium serii 5xxx zgrzewanych nową technologią FSW.

Inżynieria Materiałowa, nr 6 (137) 3003, 264-266.

[2] Czechowski M.: Wpływ środowiska wody morskiej na własności

stopów Al-Mg określone w próbie odkształcenia z małą prędkością.

Materiały i Technologie, nr 1 (1) 2003, 20-26.

[3] Wyrzykowski J.W., Pleszakow E., Sieniawski J.: Odkształcenie

i pękanie metali. WNT, Warszawa 1999.

[4] Maciejny A., Gajda L., Życiński R.: Generowanie i propagacja

pęknięć w stopach żelaza – wybrane przykłady. Inżynieria

Materiałowa, nr 3 (145) 2005, 148-153.








Literatura












Literatura












Literatura












Literatura






Znaczenie strefy reakcyjnej w połączeniach lutowanych grafitu CFC 222 ze stopem molibdenowym TZM

Meaning reactionary zones in brazed joints of graphite CFC 222 with molybdenum alloy TZM

Instytut Technologii Maszyn i Automatyzacji,Politechnika Wrocławska

dr hab. inż. Zbigniew Mirski

Kluczowym problemem w eksperymentach energetycznych NET (Next European Torus) lub ITER (International Thermonuclear Experimental Reaktor) jest dobór materiałów, które mogą sprostać niezwykłym obciążeniom w kontakcie z wysokoenergetyczną plazmą. Obciążenie tzw. divertora osiąga wartość 30 MW/m2 [5÷7].

Materiał ten powinien wykazywać wysoką temperaturę topnienia, dobrą przewodność cieplną, niską erozję przy zderzeniu z jonami wodoru i wystarczającą odporność na wysokoenergetyczne promieniowanie neutronów 14 MeV [5÷7]. Na pierwszą warstwę konstrukcji divertora w eksperymencie energetycznym, dzięki niezwykłym właściwościom, wybrano grafit CFC 222 o budowie kompozytowej [6÷8].

Grafit CFC 222 połączono bezpośrednio ze stopem molibdenowym TZM, stanowiącym część konstrukcji chłodzącej odbierającej ciepło z grafitu (rys. 1). Duże problemy przy łączeniu obydwu materiałów sprawia prawie 5-krotna różnica wartości ich współczynników rozszerzalności liniowej. Wymaga to użycia lutu o dobrej plastyczności i utworzenia lutowiny o odpowiedniej grubości, zdolnej do zrekompensowania naprężeń własnych podczas studzenia połączenia. Wybrany lut powinien charakteryzować się również wysoką aktywnością, aby doprowadzić do zwilżenia powierzchni grafitu. Warunek ten spełniają luty zawierające takie składniki, jak: chrom, tytan, krzem i cyrkon [9, 10]. W takiej kolejności pierwiastki te mają największy wpływ na zmniejszenie granicznego kąta zwilżania lutu na powierzchni grafitu. Próba zwilżalności jest próbą na podstawie której można dokonać wyboru lutu.

Właściwości materiałów łączonych

Podstawowe właściwości fizyczne oraz mechaniczne obydwu materiałów lutowanych zamieszczono w tablicy. Dla badanego grafitu kompozytowego CFC 222 proces wytwarzania półfabrykatu przebiega następująco: włókna grafitowe są impregnowane w osnowie, którą zwykle stanowi pak, jako pozostałość destylacyjna smoły węglowej. Wykonuje się nawijanie włókien w dwóch prostopadłych kierunkach, następnie prasowanie i wyżarzanie karbonizujące do temperatury 1700ºC w atmosferze gazu obojętnego. Otrzymuje się grafit CFC

o porowatości ok. 30% obj., którą zmniejsza się przez zagęszczanie do ok. 10% [1, 8]. Grafit CFC 222 charakteryzuje się małą gęstością i zwiększoną wytrzymałością mechaniczną w podwyższonych temperaturach. Grafit o

STRESZCZENIEOmówiono właściwości grafitu CFC 222 o budowie kompozytowej

[1÷3]. Materiał ten łączono ze stopem molibdenowym TZM za pomocą lutowania wysokotemperaturowego w próżni. Grafit należy do grupy materiałów o ograniczonej lutowności i dlatego do jego spajania należy użyć lutu ze składnikami aktywnymi. Wyborów lutu miedzianego, z zawartością 1% wag. Cr, dokonano na podstawie wyników prób zwilżalności. Stosowano również luty o większej zawartości chromu, tj. 2 i 5% wag., w postaci mieszaniny proszków miedzi i chromu połączonych składnikiem wiążącym. W wyniku oddziaływania lutu z grafitem powstaje strefa reakcyjna zawierająca węgliki chromu. Jej szerokość zależy od zawartości chromu w lucie i grubości lutowiny. Najlepsze efekty uzyskano przy szerokości szczeliny lutowniczej wynoszącej ok. 100÷130 µm, przy zastosowaniu lutu miedzianego CuCr1 w postaci taśmy [2, 4]. Przy zawartości 5% wag. Cr w lucie miedzianym szerokość warstwy reakcyjnej wynosiła ok. 11 µm i występowały w niej pęknięcia poprzeczne.

ABSTRACTIn work introduced proprieties of graphite CFC 222 about composite

construction [1÷3]. This material united with molybdenum alloy TZM by means of high – temperature brazing in vacuum. Graphite belongs to groups of materials about limited brazeability and because to his of connections belongs use filler metals with active components. Choice of copper filler metal, with content 1% of weights Cr, executed basing on results of wettability tests. We used also filler metals about greater contents of chromium, ie. 2 and 5% of weights in form of mixture of powders of copper and of chromium with joint binding component. In result of influence of filler metal with graphite comes into being reactionary zone containing carbides of chromium. Her width depends from contents of chromium in filler metal and thicknesses braze seam. Best effects obtained at widths of clearance of brazing joint about 100÷130 µm, at use of copper filler metal CuCr1 in form of tape [2, 4]. At contents 5% of weights Cr in copper filler metal width of reactionary layer carried out ok. 11 µm and stepped out in her cracks transverse.

W S T Ę P

dr hab. in�. Zbigniew MirskiInstytut Technologii Maszyn i Automatyzacji,Politechnika Wroc�awska

Znaczenie strefy reakcyjnej w po��czeniachlutowanych grafitu CFC 222 ze stopem

molibdenowym TZM Meaning reactionary zones in brazed joints of graphite CFC 222

with molybdenum alloy TZM

Streszczenie

Omówiono w�a�ciwo�ci grafitu CFC 222 o budowie kompozytowej [1 3].Materia� ten ��czono ze stopem molibdenowym TZM za pomoc� lutowaniawysokotemperaturowego w pró�ni. Grafit nale�y do grupy materia�ów o ograniczonej lutowno�ci i dlatego do jego spajania nale�y u�y� lutu ze sk�adnikami aktywnymi. Wyborów lutu miedzianego, z zawarto�ci� 1% wag.Cr, dokonano na podstawie wyników prób zwil�alno�ci. Stosowano równie�luty o wi�kszej zawarto�ci chromu, tj. 2 i 5% wag., w postaci mieszaninyproszków miedzi i chromu po��czonych sk�adnikiem wi��cym. W wynikuoddzia�ywania lutu z grafitem powstaje strefa reakcyjna zawieraj�ca w�glikichromu. Jej szeroko�� zale�y od zawarto�ci chromu w lucie i grubo�cilutowiny. Najlepsze efekty uzyskano przy szeroko�ci szczeliny lutowniczejwynosz�cej ok. 100÷130 µm, przy zastosowaniu lutu miedzianego CuCr1 w postaci ta�my [2, 4]. Przy zawarto�ci 5% wag. Cr w lucie miedzianymszeroko�� warstwy reakcyjnej wynosi�a ok. 11 µm i wyst�powa�y w niejp�kni�cia poprzeczne.

Abstract

In work introduced proprieties of graphite CFC 222 about compositeconstruction [1 3]. This material united with molybdenum alloy TZM bymeans of high – temperature brazing in vacuum. Graphite belongs to groups ofmaterials about limited brazeability and because to his of connections belongsuse filler metals with active components. Choice of copper filler metal, withcontent 1% of weights Cr, executed basing on results of wettability tests. We used also filler metals about greater contents of chromium, ie. 2 and 5% of weights in form of mixture of powders of copper and of chromium with joint binding component. In result of influence of filler metal with graphite comesinto being reactionary zone containing carbides of chromium. Her widthdepends from contents of chromium in filler metal and thicknesses braze seam.Best effects obtained at widths of clearance of brazing joint about 100-130 m,at use of copper filler metal CuCr1 in form of tape [2, 4]. At contents 5% of weights Cr in copper filler metal width of reactionary layer carried out ok. 11 m and stepped out in her cracks transverse.

Kluczowym problemem w eksperymentach energetycznych NET (Next European Torus) lub ITER (International ThermonuclearExperimental Reaktor) jest dobór materia�ów, które mog� sprosta� niezwyk�ym obci��eniom w kontakcie z wysokoenergetyczn� plazm�.Obci��enie tzw. divertora osi�ga warto�� 30 MW/mP

2P[5 7].

Materia� ten powinien wykazywa� wysok� temperatur� topnienia, dobr� przewodno�� ciepln�, nisk� erozj� przy zderzeniu z jonamiwodoru i wystarczaj�c� odporno�� na wysokoenergetyczne promieniowanie neutronów 14 MeV [5 7]. Na pierwsz� warstw� konstrukcjidivertora w eksperymencie energetycznym, dzi�ki niezwyk�ym w�a�ciwo�ciom, wybrano grafit CFC 222 o budowie kompozytowej [6 8].Grafit CFC 222 po��czono bezpo�rednio ze stopem molibdenowym TZM, stanowi�cym cz�� konstrukcji ch�odz�cej odbieraj�cej ciep�o z grafitu (rys. 1). Du�e problemy przy ��czeniu obydwu materia�ów sprawia prawie 5-krotna ró�nica warto�ci ich wspó�czynnikówrozszerzalno�ci liniowej. Wymaga to u�ycia lutu o dobrej plastyczno�ci i utworzenia lutowiny o odpowiedniej grubo�ci, zdolnej dozrekompensowania napr��e� w�asnych podczas studzenia po��czenia. Wybrany lut powinien charakteryzowa� si� równie� wysok�aktywno�ci�, aby doprowadzi� do zwil�enia powierzchni grafitu. Warunek ten spe�niaj� luty zawieraj�ce takie sk�adniki, jak: chrom, tytan,krzem i cyrkon [9, 10]. W takiej kolejno�ci pierwiastki te maj� najwi�kszy wp�yw na zmniejszenie granicznego k�ta zwil�ania lutu napowierzchni grafitu. Próba zwil�alno�ci jest prób� na podstawie, której mo�na dokona� wyboru lutu.

WST�P

Rys. 1. Konstrukcja elementu divertoraFig. 1. Design of the diverter element

W�a�ciwo�ci materia�ów ��czonych

Podstawowe w�a�ciwo�ci fizyczne oraz mechaniczne obydwumateria�ów lutowanych zamieszczono w tablicy. Dla badanego grafitukompozytowego CFC 222 proces wytwarzania pó�fabrykatu przebieganast�puj�co: w�ókna grafitowe s� impregnowane w osnowie, któr�zwykle stanowi pak, jako pozosta�o�� destylacyjna smo�y w�glowej.Wykonuje si� nawijanie w�ókien w dwóch prostopad�ych kierunkach,nast�pnie prasowanie i wy�arzanie karbonizuj�ce do temperatury1700ºC w atmosferze gazu oboj�tnego. Otrzymuje si� grafit CFCo porowato�ci ok. 30% obj., któr� zmniejsza si� przez zag�szczanie do ok. 10% [1, 8].

Grafit CFC 222 charakteryzuje si� ma�� g�sto�ci� i zwi�kszon�wytrzyma�o�ci� mechaniczn� w podwy�szonych temperaturach. Grafit o budowie kompozytowej wykazuje wyra�nie wi�ksze warto�ciw�asno�ci mechanicznych w porównaniu z grafitem polikrystalicznym[11]. W�a�ciwo�ci grafitu CFC 222 s� zró�nicowane i zale�� odkierunku u�o�enia w�ókien grafitowych. Zawarto�� w�ókien w graficie

Rys. 1. Konstrukcja elementu divertoraFig. 1. Design of the diverter element


budowie kompozytowej wykazuje wyraźnie większe wartości własności mechanicznych w porównaniu z grafitem polikrystalicznym [11]. Właściwości grafitu CFC 222 są zróżnicowane i zależą od kierunku ułożenia włókien grafitowych. Zawartość włókien w graficie CFC 222 wynosi 55÷65% obj. W strukturze grafitu CFC 222 występują liczne szczeliny i pory między poszczególnymi wiązkami włókien grafitowych. Ta niejednorodność budowy jest korzystna dla elastycznej deformacji grafitu podczas chłodzenia połączenia lutowanego. Przewodność cieplna grafitu CFC 222 dochodzi do 130 W/(m·K) równolegle do kierunku ułożenia włókien i waha się w zakresie 5÷30 W/(m·K) w kierunku prostopadłym do kierunku ułożenia włókien. W związku z tym grafit CFC 222 jest przewodnikiem ciepła w kierunku równoległym do ułożenia włókien i izolatorem w kierunku prostopadłym do ułożenia włókien. Współczynnik szoku termicznego dla grafitu CFC wynosi ponad 180 W/(m·K) i tylko wolfram przewyższa go pod tym względem [1, 2]. Stop molibdenowy TZM jest żarowytrzymałym stopem na bazie molibdenu, który zawiera ponadto (% wag.): 0,5 Ti, 0,08 Zr i 0,01÷0,004 C [12]. Charakteryzuje się wysoką odpornością na szoki termiczne i dobrą spawalnością. Dzięki tym zaletom stop TZM jest stosowany do pracy w wysokich temperaturach, m.in. na: dysze prowadzące do ciągnienia miedzi, elektrody do zgrzewania oporowego śruby i nakrętki w piecach do obróbki cieplnej [12, 14].

Warunki lutowania grafitu z metalami

Zdolność do lutowania grafitu wiąże się z koniecznością zwilżenia jego powierzchni. Dobre zwilżanie grafitu lutem wykazują pierwiastki, które reagują z węglem w następujący sposób [9, 10]: • na granicy grafit – spoiwo powstaje faza węglikowa, dotyczy to metali z IV, V i VI grupy układu okresowego pierwiastków, jak również krzemu i boru;• węgiel rozpuszcza się w ciekłym metalu, co dotyczy metali z VIII grupy i niektórych z VII grupy układu okresowego pierwiastków;• występuje dyfuzja atomów metalu w sieć grafitu, odnosi się to do metali alkalicznych oraz boru.

Ciekłe metale z VIII grupy układu okresowego pierwiastków, tj.: żelazo, kobalt i nikiel, a także pallad i platyna zwilżają zadowalająco materiały grafitowe. Najłatwiej spośród nich zwilża żelazo, co należy uwzględniać w procesach metalurgicznych żeliwa i stali [2, 9, 10].

Próby zwilżania grafitu lutem

Próbę zwilżalności grafitu lutami wykonano w piecu próżniowym, w komorze roboczej o wymiarach: średnica i wysokość po 300 mm. Próżnia podczas prób lutowania była nie mniejsza niż 10-4 hPa. Luty, ze względu na wysoką temperaturę pracy konstrukcji lutowanej, powinny wykazywać temperaturę topnienia powyżej 1000ºC.

Do prób zwilżalności grafitu wybrano luty na osnowie miedzi ze składnikami aktywnymi, tj. chromem, tytanem i cyrkonem (luty gat. CuCr1, CuCr1Zr, CuCr1ZrTi) [2, 15]. Zawartość chromu w lutach

wynosiła ok. 1% wag., cyrkonu – 0,08%. Luty CuCr1 i CuCr1Zr stosowano w postaci taśm o zróżnicowanych grubościach w zakresie 0,050÷0,50 mm. Lut CuCr1ZrTi stosowano w postaci złożenia taśmy CuCr1Zr i folii tytanowej o grubości 0,015 mm.

Najlepsze efekty zwilżania grafitu uzyskano dla lutu CuCr1, o temperaturze topnienia poniżej temperatury topnienia czystej miedzi, blisko punktu eutektycznego 1077ºC. Graniczny kąt zwilżania lutem grafitu wynosił 20º, w temperaturze lutowania 1150ºC i czasie lutowania 5 min (rys. 2). Dla podłoża ze stopu TZM kąt zwilżania, w analogicznych warunkach, był nieco większy i wynosił 25º. Powszechnie uznaje się za dobre zwilżanie lutem podłoża lutowanego, gdy graniczny kąt zwilżania jest mniejszy niż 30º [16, 17]. Lutowie CuCr1 wykazywało dobrą przyczepność do grafitu w przeciwieństwie do pozostałych lutów, które wykazywały brak przyczepności do podłoża grafitowego.

Na rysunku 2 obok zwilżenia grafitu podstawową masą lutu CuCr1 widoczna jest po lewej stronie mała kropelka lutu. Odprysnęła ona podczas topnienia lutu CuCr1, prawdopodobnie w końcowej fazie próby zwilżania. Należy zwrócić uwagę na wyraźną strefę reakcyjną, o szerokości 2÷3 µm na granicy grafitu i lutowiny. Jest ona wynikiem dyfuzji chromu z lutu, połączenia się z węglem grafitu CFC 222 i utworzenia fazy węglikowej. Mała kropelka lutu nie wykazuje strefy reakcyjnej, zwilżanie w tym miejscu jest niezadowalające, graniczny kąt zwilżania wynosi ok. 97º. Prawdopodobnie mała kropelka zawierała zbyt małą ilość chromu, aby nastąpiło poprawne zwilżanie.

Na podstawie analizy EDX (metody dyspersji energii wzbudzonego promieniowania rentgenowskiego) wykazano w osnowie lutowiny obecność chromu poniżej 0,5% wag. (0,31 i 0,4% w zależności od miejsca analizy). Duża część chromu z lutu CuCr1 przedyfundowała bowiem w kierunku grafitu i utworzyła tam strefę bogatą w węgliki chromu. Twardość tej strefy jest duża i wynosi 1631 HV0,015. Analiza EDX wykazała w tej strefie obecność ponad 90% wag Cr. Analiza rentgenograficzna strefy reakcyjnej wykazała możliwość utworzenia się przede wszystkim węglików chromu Cr3C2, a następnie węglików typu Cr7C3, Cr23C6 i Cr2C [2]. Osnowa lutowiny jest miękka, a jej twardość wynosi 71 HV0,015.

CFC 222 wynosi 55 65% obj. W strukturze grafitu CFC 222wyst�puj� liczne szczeliny i pory mi�dzy poszczególnymi wi�zkamiTablica. W�a�ciwo�ci fizyczne i mechaniczne grafitu CFC 222 i TZM [1, 2, 7, 12, 13]Table. Physical and mechanical properties of graphite CFC 22 and TZM [1, 2, 7, 12, 13]

Oznaczeniemateria�u

G�sto��, �[kg/mP

3P]

Temperaturatopnienia,TBtB

[ºC]

Wspó�czynnikrozszerzalno�ci

liniowej, �[10P

-6P 1/K]

Przewodno��cieplna, �[W/(m·K)]

Modu�spr��ysto�ciwzd�u�nej, E

[GPa]

Wyd�u�eniewzgl�dne, A

[%]

Twardo��[HV]

Grafit CFC 222 1,6 · 10P

3P 3800, rozk�ad 1,13 40 130P

*P 70 90P

*P 0,2 0,4 221 HV0,015

TZM 10,15 · 10P

3P 2620 5,3 126 320 2 16,5P

**P 200 340 HV10P

**P

P

* w kierunku równoleg�ym do w�ókien grafitowych,

P

** w zale�no�ci od grubo�ci i rodzaju pó�fabrykatu.

w�ókien grafitowych. Ta niejednorodno�� budowy jest korzystna dla elastycznej deformacji grafitu podczas ch�odzenia po��czenialutowanego. Przewodno�� cieplna grafitu CFC 222 dochodzi do 130W/(m·K) równolegle do kierunku u�o�enia w�ókien i waha si� w zakresie 5 30 W/(m·K) w kierunku prostopad�ym do kierunkuu�o�enia w�ókien. W zwi�zku z tym grafit CFC 222 jestprzewodnikiem ciep�a w kierunku równoleg�ym do u�o�enia w�ókien i izolatorem w kierunku prostopad�ym do u�o�enia w�ókien.Wspó�czynnik szoku termicznego dla grafitu CFC wynosi ponad 180 W/(m·K) i tylko wolfram przewy�sza go pod tym wzgl�dem[1, 2]. Stop molibdenowy TZM jest �arowytrzyma�ym stopem na bazie molibdenu, który zawiera ponadto (% wag.): 0,5 Ti, 0,08 Zr i0,01 0,004 C [12]. Charakteryzuje si� wysok� odporno�ci� na szokitermiczne i dobr� spawalno�ci�. Dzi�ki tym zaletom stop TZM jeststosowany do pracy w wysokich temperaturach, m.in. na: dyszeprowadz�ce do ci�gnienia miedzi, elektrody do zgrzewaniaoporowego �ruby i nakr�tki w piecach do obróbki cieplnej [12, 14].


Zdolno�� do lutowania grafitu wi��e si� z konieczno�ci� zwil�eniajego powierzchni. Dobre zwil�anie grafitu lutem wykazuj�pierwiastki, które reaguj� z w�glem w nast�puj�cy sposób [9, 10]: na granicy grafit – spoiwo powstaje faza w�glikowa, dotyczy tometali z IV, V i VI grupy uk�adu okresowego pierwiastków, jakrównie� krzemu i boru; w�giel rozpuszcza si� w ciek�ym metalu, co dotyczy metali z VIIIgrupy i niektórych z VII grupy uk�adu okresowego pierwiastków; wyst�puje dyfuzja atomów metalu w sie� grafitu, odnosi si� to dometali alkalicznych oraz boru.

Ciek�e metale z VIII grupy uk�adu okresowego pierwiastków, tj.:�elazo, kobalt i nikiel, a tak�e pallad i platyna zwil�aj� zadowalaj�comateria�y grafitowe. Naj�atwiej spo�ród nich zwil�a �elazo, co nale�yuwzgl�dnia� w procesach metalurgicznych �eliwa i stali [2, 9, 10].

Próby zwil�ania grafitu lutem

Prób� zwil�alno�ci grafitu lutami wykonano w piecu pró�niowym,w komorze roboczej o wymiarach: �rednica i wysoko�� po 300 mm.Pró�nia podczas prób lutowania by�a nie mniejsza ni� 10P

-4P hPa. Luty,

ze wzgl�du na wysok� temperatur� pracy konstrukcji lutowanej,powinny wykazywa� temperatur� topnienia powy�ej 1000ºC.

Do prób zwil�alno�ci grafitu wybrano luty na osnowie miedzi ze sk�adnikami aktywnymi, tj. chromem, tytanem i cyrkonem (luty gat.CuCr1, CuCr1Zr, CuCr1ZrTi) [2, 15]. Zawarto�� chromu w lutachwynosi�a ok. 1% wag., cyrkonu – 0,08%. Luty CuCr1 i CuCr1Zrstosowano w postaci ta�m o zró�nicowanych grubo�ciach w zakresie0,050 0,50 mm. Lut CuCr1ZrTi stosowano w postaci z�o�enia ta�myCuCr1Zr i folii tytanowej o grubo�ci 0,015 mm.

Najlepsze efekty zwil�ania grafitu uzyskano dla lutu CuCr1, o temperaturze topnienia poni�ej temperatury topnienia czystej miedzi,blisko punktu eutektycznego 1077ºC. Graniczny k�t zwil�ania lutemgrafitu wynosi� 20º, w temperaturze lutowania 1150ºC i czasielutowania 5 min (rys. 2). Dla pod�o�a ze stopu TZM k�t zwil�ania, wanalogicznych warunkach, by� nieco wi�kszy i wynosi� 25º. Powszechnie uznaje si� za dobre zwil�anie lutem pod�o�a lutowanego,gdy graniczny k�t zwil�ania jest mniejszy ni� 30º [16, 17]. LutowieCuCr1 wykazywa�o dobr� przyczepno�� do grafitu w przeciwie�stwie

do pozosta�ych lutów, które wykazywa�y brak przyczepno�ci do pod�o�a grafitowego.Rys. 2. Zwil�anie lutem CuCr1 grafitu CFC 222, temperaturalutowania 1150ºCFig. 2. Wetting of CFC 222 graphite with CUCr1 filler metal, brazingtemperature 1150ºC

Na rysunku 2 obok zwil�enia grafitu podstawow� mas� lutu CuCr1widoczna jest po lewej stronie ma�a kropelka lutu. Odprysn��a ona podczas topnienia lutu CuCr1, prawdopodobnie w ko�cowej faziepróby zwil�ania. Nale�y zwróci� uwag� na wyra�n� stref� reakcyjn�,o szeroko�ci 2 3 µm na granicy grafitu i lutowiny. Jest ona wynikiemdyfuzji chromu z lutu, po��czenia si� z w�glem grafitu CFC 222 i utworzenia fazy w�glikowej. Ma�a kropelka lutu nie wykazuje strefyreakcyjnej, zwil�anie w tym miejscu jest niezadowalaj�ce, granicznyk�t zwil�ania wynosi ok. 97º. Prawdopodobnie ma�a kropelkazawiera�a zbyt ma�� ilo�� chromu, aby nast�pi�o poprawne zwil�anie.

Na podstawie analizy EDX (metody dyspersji energii wzbudzonegopromieniowania rentgenowskiego) wykazano w osnowie lutowinyobecno�� chromu poni�ej 0,5% wag. (0,31 i 0,4% w zale�no�ci od miejsca analizy). Du�a cz�� chromu z lutu CuCr1 przedyfundowa�abowiem w kierunku grafitu i utworzy�a tam stref� bogat� w w�glikichromu. Twardo�� tej strefy jest du�a i wynosi 1631 HV0,015. Analiza EDX wykaza�a w tej strefie obecno�� ponad 90% wag Cr. Analiza rentgenograficzna strefy reakcyjnej wykaza�a mo�liwo��utworzenia si� przede wszystkim w�glików chromu CrB3BCB2B, a nast�pnie w�glików typu CrB7BCB3B, CrB23BCB6B i CrB2BC [2]. Osnowa lutowinyjest mi�kka, a jej twardo�� wynosi 71 HV0,015.

Próby lutowania i analiza metalograficzna

Do lutowania pró�niowego próbki grafitu CFC 222 szlifowano wst�pnie na wodnych papierach �ciernych (do ozn. 400) i odt�uszczano w k�pieli alkoholowej, w myjce ultrad�wi�kowej.

Stop molibdenowy TZM trawiono chemicznie odczynnikiem: 95 mlHCl, 5 ml HNOB3B przez 0,5 min w temperaturze pokojowej.Powierzchnia lutowania wynosi�a 25 x 25 mm. Do obci��eniamateria�ów lutowanych zastosowano p�ytki ceramiczne o masie ok. 360 g. Mi�dzy grafitem a stopem molibdenowym umieszczano ta�myz lutu CuCr1 o zró�nicowanych grubo�ciach. Temperatura lutowaniaobydwu materia�ów wynosi�a 1150ºC, a czas lutowania 5 min, w pró�ni nie mniejszej ni� 10 P

-4P hPa. Po��czenie lutowane studzono w

pró�ni z pr�dko�ci� 94ºC/h do temperatury 800ºC, a nast�pniestudzono argonem z analogiczn� pr�dko�ci� do temperatury otoczenia.

CuCr1

CFC 222 40 µm

Tablica. Właściwości fizyczne i mechaniczne grafitu CFC 222 i TZM [1, 2, 7, 12, 13] Table. Physical and mechanical properties of graphite CFC 22 and TZM [1, 2, 7, 12, 13]

UWAGI: T* w kierunku równoległym do włókien grafitowych,** w zależności od grubości i rodzaju półfabrykatu.

CFC 222 wynosi 55 65% obj. W strukturze grafitu CFC 222wyst�puj� liczne szczeliny i pory mi�dzy poszczególnymi wi�zkamiTablica. W�a�ciwo�ci fizyczne i mechaniczne grafitu CFC 222 i TZM [1, 2, 7, 12, 13]Table. Physical and mechanical properties of graphite CFC 22 and TZM [1, 2, 7, 12, 13]

Oznaczeniemateria�u

G�sto��, �[kg/mP

3P]

Temperaturatopnienia,TBtB

[ºC]

Wspó�czynnikrozszerzalno�ci

liniowej, �[10P

-6P 1/K]

Przewodno��cieplna, �[W/(m·K)]

Modu�spr��ysto�ciwzd�u�nej, E

[GPa]

Wyd�u�eniewzgl�dne, A

[%]

Twardo��[HV]

Grafit CFC 222 1,6 · 10P

3P 3800, rozk�ad 1,13 40 130P

*P 70 90P

*P 0,2 0,4 221 HV0,015

TZM 10,15 · 10P

3P 2620 5,3 126 320 2 16,5P

**P 200 340 HV10P

**P

P

* w kierunku równoleg�ym do w�ókien grafitowych,

P

** w zale�no�ci od grubo�ci i rodzaju pó�fabrykatu.

w�ókien grafitowych. Ta niejednorodno�� budowy jest korzystna dla elastycznej deformacji grafitu podczas ch�odzenia po��czenialutowanego. Przewodno�� cieplna grafitu CFC 222 dochodzi do 130W/(m·K) równolegle do kierunku u�o�enia w�ókien i waha si� w zakresie 5 30 W/(m·K) w kierunku prostopad�ym do kierunkuu�o�enia w�ókien. W zwi�zku z tym grafit CFC 222 jestprzewodnikiem ciep�a w kierunku równoleg�ym do u�o�enia w�ókien i izolatorem w kierunku prostopad�ym do u�o�enia w�ókien.Wspó�czynnik szoku termicznego dla grafitu CFC wynosi ponad 180 W/(m·K) i tylko wolfram przewy�sza go pod tym wzgl�dem[1, 2]. Stop molibdenowy TZM jest �arowytrzyma�ym stopem na bazie molibdenu, który zawiera ponadto (% wag.): 0,5 Ti, 0,08 Zr i0,01 0,004 C [12]. Charakteryzuje si� wysok� odporno�ci� na szokitermiczne i dobr� spawalno�ci�. Dzi�ki tym zaletom stop TZM jeststosowany do pracy w wysokich temperaturach, m.in. na: dyszeprowadz�ce do ci�gnienia miedzi, elektrody do zgrzewaniaoporowego �ruby i nakr�tki w piecach do obróbki cieplnej [12, 14].


Zdolno�� do lutowania grafitu wi��e si� z konieczno�ci� zwil�eniajego powierzchni. Dobre zwil�anie grafitu lutem wykazuj�pierwiastki, które reaguj� z w�glem w nast�puj�cy sposób [9, 10]: na granicy grafit – spoiwo powstaje faza w�glikowa, dotyczy tometali z IV, V i VI grupy uk�adu okresowego pierwiastków, jakrównie� krzemu i boru; w�giel rozpuszcza si� w ciek�ym metalu, co dotyczy metali z VIIIgrupy i niektórych z VII grupy uk�adu okresowego pierwiastków; wyst�puje dyfuzja atomów metalu w sie� grafitu, odnosi si� to dometali alkalicznych oraz boru.

Ciek�e metale z VIII grupy uk�adu okresowego pierwiastków, tj.:�elazo, kobalt i nikiel, a tak�e pallad i platyna zwil�aj� zadowalaj�comateria�y grafitowe. Naj�atwiej spo�ród nich zwil�a �elazo, co nale�yuwzgl�dnia� w procesach metalurgicznych �eliwa i stali [2, 9, 10].

Próby zwil�ania grafitu lutem

Prób� zwil�alno�ci grafitu lutami wykonano w piecu pró�niowym,w komorze roboczej o wymiarach: �rednica i wysoko�� po 300 mm.Pró�nia podczas prób lutowania by�a nie mniejsza ni� 10P

-4P hPa. Luty,

ze wzgl�du na wysok� temperatur� pracy konstrukcji lutowanej,powinny wykazywa� temperatur� topnienia powy�ej 1000ºC.

Do prób zwil�alno�ci grafitu wybrano luty na osnowie miedzi ze sk�adnikami aktywnymi, tj. chromem, tytanem i cyrkonem (luty gat.CuCr1, CuCr1Zr, CuCr1ZrTi) [2, 15]. Zawarto�� chromu w lutachwynosi�a ok. 1% wag., cyrkonu – 0,08%. Luty CuCr1 i CuCr1Zrstosowano w postaci ta�m o zró�nicowanych grubo�ciach w zakresie0,050 0,50 mm. Lut CuCr1ZrTi stosowano w postaci z�o�enia ta�myCuCr1Zr i folii tytanowej o grubo�ci 0,015 mm.

Najlepsze efekty zwil�ania grafitu uzyskano dla lutu CuCr1, o temperaturze topnienia poni�ej temperatury topnienia czystej miedzi,blisko punktu eutektycznego 1077ºC. Graniczny k�t zwil�ania lutemgrafitu wynosi� 20º, w temperaturze lutowania 1150ºC i czasielutowania 5 min (rys. 2). Dla pod�o�a ze stopu TZM k�t zwil�ania, wanalogicznych warunkach, by� nieco wi�kszy i wynosi� 25º. Powszechnie uznaje si� za dobre zwil�anie lutem pod�o�a lutowanego,gdy graniczny k�t zwil�ania jest mniejszy ni� 30º [16, 17]. LutowieCuCr1 wykazywa�o dobr� przyczepno�� do grafitu w przeciwie�stwie

do pozosta�ych lutów, które wykazywa�y brak przyczepno�ci do pod�o�a grafitowego.Rys. 2. Zwil�anie lutem CuCr1 grafitu CFC 222, temperaturalutowania 1150ºCFig. 2. Wetting of CFC 222 graphite with CUCr1 filler metal, brazingtemperature 1150ºC

Na rysunku 2 obok zwil�enia grafitu podstawow� mas� lutu CuCr1widoczna jest po lewej stronie ma�a kropelka lutu. Odprysn��a ona podczas topnienia lutu CuCr1, prawdopodobnie w ko�cowej faziepróby zwil�ania. Nale�y zwróci� uwag� na wyra�n� stref� reakcyjn�,o szeroko�ci 2 3 µm na granicy grafitu i lutowiny. Jest ona wynikiemdyfuzji chromu z lutu, po��czenia si� z w�glem grafitu CFC 222 i utworzenia fazy w�glikowej. Ma�a kropelka lutu nie wykazuje strefyreakcyjnej, zwil�anie w tym miejscu jest niezadowalaj�ce, granicznyk�t zwil�ania wynosi ok. 97º. Prawdopodobnie ma�a kropelkazawiera�a zbyt ma�� ilo�� chromu, aby nast�pi�o poprawne zwil�anie.

Na podstawie analizy EDX (metody dyspersji energii wzbudzonegopromieniowania rentgenowskiego) wykazano w osnowie lutowinyobecno�� chromu poni�ej 0,5% wag. (0,31 i 0,4% w zale�no�ci od miejsca analizy). Du�a cz�� chromu z lutu CuCr1 przedyfundowa�abowiem w kierunku grafitu i utworzy�a tam stref� bogat� w w�glikichromu. Twardo�� tej strefy jest du�a i wynosi 1631 HV0,015. Analiza EDX wykaza�a w tej strefie obecno�� ponad 90% wag Cr. Analiza rentgenograficzna strefy reakcyjnej wykaza�a mo�liwo��utworzenia si� przede wszystkim w�glików chromu CrB3BCB2B, a nast�pnie w�glików typu CrB7BCB3B, CrB23BCB6B i CrB2BC [2]. Osnowa lutowinyjest mi�kka, a jej twardo�� wynosi 71 HV0,015.


Do lutowania pró�niowego próbki grafitu CFC 222 szlifowano wst�pnie na wodnych papierach �ciernych (do ozn. 400) i odt�uszczano w k�pieli alkoholowej, w myjce ultrad�wi�kowej.

Stop molibdenowy TZM trawiono chemicznie odczynnikiem: 95 mlHCl, 5 ml HNOB3B przez 0,5 min w temperaturze pokojowej.Powierzchnia lutowania wynosi�a 25 x 25 mm. Do obci��eniamateria�ów lutowanych zastosowano p�ytki ceramiczne o masie ok. 360 g. Mi�dzy grafitem a stopem molibdenowym umieszczano ta�myz lutu CuCr1 o zró�nicowanych grubo�ciach. Temperatura lutowaniaobydwu materia�ów wynosi�a 1150ºC, a czas lutowania 5 min, w pró�ni nie mniejszej ni� 10 P

-4P hPa. Po��czenie lutowane studzono w

pró�ni z pr�dko�ci� 94ºC/h do temperatury 800ºC, a nast�pniestudzono argonem z analogiczn� pr�dko�ci� do temperatury otoczenia.

CuCr1

CFC 222 40 µm

Rys. 2. Zwilżanie lutem CuCr1 grafitu CFC 222, temperatura lutowania 1150°CFig. 2. Wetting of CFC 222 graphite with CuCr1 filler metal, brazing temperature 1150°C

÷130÷130 ÷70÷70 ÷0,2÷0,2÷340 HV10÷340 HV10÷



Do lutowania próżniowego próbki grafitu CFC 222 szlifowano wstępnie na wodnych papierach ściernych (do ozn. 400) i odtłuszczano w kąpieli alkoholowej, w myjce ultradźwiękowej.

Stop molibdenowy TZM trawiono chemicznie odczynnikiem: 95 ml HCl, 5 ml HNO3 przez 0,5 min w temperaturze pokojowej. Powierzchnia lutowania wynosiła 25 x 25 mm. Do obciążenia materiałów lutowanych zastosowano płytki ceramiczne o masie ok. 360 g. Między grafitem a stopem molibdenowym umieszczano taśmy z lutu CuCr1 o zróżnicowanych grubościach. Temperatura lutowania obydwu materiałów wynosiła 1150ºC, a czas lutowania 5 min, w próżni nie mniejszej niż 10 -4 hPa. Połączenie lutowane studzono w próżni z prędkością 94ºC/h do temperatury 800ºC, a następnie studzono argonem z analogiczną prędkością do temperatury otoczenia.

Wykonano połączenia lutowane ze szczeliną o kształcie klina, z których wycięto próbki o różnych szerokościach szczelin lutowniczych: 32, 90 i 320 µm (rys. 3a, b, c). W wąskich szczelinach pojawiają się iglaste wydzielenia z zawartością molibdenu ok. 90% wag., które stopniowo zanikają przy szerszych szczelinach lutowniczych. Wąska szczelina, o szerokości 32 µm, sprzyja powstawaniu pęknięć i rozdzieleń w graficie, tj. w materiale o mniejszej zdolności do odkształceń plastycznych od stopu molibdenowego TZM. Strefa reakcyjna jest wąska i wynosi ok. 0,5 µm. Im większa jest grubość lutowiny, tym szersza jest strefa reakcyjna. Przy szczelinie lutowniczej 320 µm osiąga ona szerokość 5 µm.

Rys. 3. Złącza lutowane CFC 222 – CuCr1 – TZM: a – szczelina 32 µm, b – szczelina 90 µm, c – szczelina 320 µmFig 3. Brazed joint of CFC222 – CuCr1 – TZM: a – 32 µm clearance, b – 90 µm clearance, c – 320 µm clearance

Szerokość strefy reakcyjnej jest istotna z punktu widzenia obciążalności połączenia lutowanego. W zbyt szerokiej strefie występują pęknięcia poprzeczne, wynikające ze znacznej twardości i kruchości tych stref.

Kolejne próby lutowania przeprowadzono przy stałej szczelinie lutowniczej wynoszącej ok. 130 µm, dzięki elementom dystansowym z niobu. Do lutowania stosowano mieszaninę proszków miedzi i chromu, połączonych składnikiem wiążącym do uzyskania konsystencji pasty lutowniczej. Używano proszków miedzi i chromu o ziarnistości poniżej 150 µm. Zawartość chromu zmieniano od 0 poprzez 1 i 2 do 5% wag. Przy braku aktywnego chromu, stosując wyłącznie proszek z czystej miedzi, nie uzyskano zwilżenia grafitu. Przy zawartości 1% Cr szerokość warstwy reakcyjnej wynosiła niecałe 2 µm. Przy wzroście zawartości chromu szerokość strefy reakcyjnej rośnie i osiąga wartość ok. 11 µm, przy zawartości 5% wag. Cr w miedzianej paście lutowniczej (rys. 4). Tak gruba warstwa pękała poprzecznie podczas skurczu połączenia lutowanego (rys. 5). W lutowinie występują drobne wydzielenia zawierające [% wag.]: 70÷85 Cr, 12÷28 Cu i niewielkie ilości krzemu, fosforu i żelaza. Maksymalna rozpuszczalność chromu w miedzi wynosi 0,65% wag. w temperaturze eutektycznej 1075ºC [18]. Zmniejsza się ona wraz ze spadkiem temperatury i w temperaturze 400ºC wynosi już poniżej 0,03% wag. Cr, stąd możliwe jest wydzielanie go z przesyconego roztworu stałego.

Rys. 4. Wpływ zawartości chromu w lucie miedzianym na szerokość warstwy reakcyjnej w połączeniu CFC 222-TZM, ze szczeliną 130 µmFig. 4. Influence of chromium content in cooper filer metal on reaction zone width in a brazed joint CFC 222-TZM, 130 µm clearance

W zależności od analizowanego miejsca w strefie reakcyjnej o szerokości 11 µm występuje 96,76÷98,40% wag. Cr, 0,85÷2,83% Cu i 0,34÷0,42% Mo. Warstwa reakcyjna powinna wykazywać możliwie najmniejszą szerokość ze względu na jej dużą twardość i kruchość.

Wykonano po��czenia lutowane ze szczelin� o kszta�cie klina, zktórych wyci�to próbki o ró�nych szeroko�ciach szczelinlutowniczych: 32, 90 i 320 µm (rys. 3a, b, c). W w�skich szczelinachpojawiaj� si� iglaste wydzielenia z zawarto�ci� molibdenu ok. 90%wag., które stopniowo zanikaj� przy szerszych szczelinachlutowniczych. W�ska szczelina, o szeroko�ci 32 µm, sprzyjapowstawaniu p�kni�� i rozdziele� w graficie, tj. w materiale omniejszej zdolno�ci do odkszta�ce� plastycznych od stopu molibdeno-wego TZM. Strefa reakcyjna jest w�ska i wynosi ok. 0,5 µm. Im wi�ksza jest grubo�� lutowiny, tym szersza jest strefa reakcyjna. Przyszczelinie lutowniczej 320 µm osi�ga ona szeroko�� 5 µm.

Rys. 3. Z��cza lutowane CFC 222 – CuCr1 – TZM: a – szczelina 32µm, b – szczelina 90 µm, c – szczelina 320 µmFig 3. Brazed joint of CFC222 – CuCr1 – TZM: a – 32 µm clearance,b – 90 µm clearance, c – 320 µm clearance

Szeroko�� strefy reakcyjnej jest istotna z punktu widzenia obci��alno�ci po��czenia lutowanego. W zbyt szerokiej strefiewyst�puj� p�kni�cia poprzeczne, wynikaj�ce ze znacznej twardo�ci ikrucho�ci tych stref.

Kolejne próby lutowania przeprowadzono przy sta�ej szczelinielutowniczej wynosz�cej ok. 130 µm, dzi�ki elementom dystansowymz niobu. Do lutowania stosowano mieszanin� proszków miedzi i chromu, po��czonych sk�adnikiem wi��cym do uzyskaniakonsystencji pasty lutowniczej. U�ywano proszków miedzi i chromu oziarnisto�ci poni�ej 150 µm. Zawarto�� chromu zmieniano od 0 poprzez 1 i 2 do 5% wag. Przy braku aktywnego chromu, stosuj�cwy��cznie proszek z czystej miedzi, nie uzyskano zwil�enia grafitu.Przy zawarto�ci 1% Cr szeroko�� warstwy reakcyjnej wynosi�anieca�e 2 µm. Przy wzro�cie zawarto�ci chromu szeroko�� strefyreakcyjnej ro�nie i osi�ga warto�� ok. 11 µm, przy zawarto�ci 5% wag. Cr w miedzianej pa�cie lutowniczej (rys. 4). Tak gruba warstwap�ka�a poprzecznie podczas skurczu po��czenia lutowanego (rys. 5).W lutowinie wyst�puj� drobne wydzielenia zawieraj�ce [% wag.]:70 85 Cr, 12-28 Cu i niewielkie ilo�ci krzemu, fosforu i �elaza.Maksymalnarozpuszczalno��chromu w miedziwynosi0,65%wag.wtemperaturze eutektycznej 1075ºC [18]. Zmniejsza si� ona wraz ze spadkiemtemperatury i w temperaturze 400ºC wynosi ju� poni�ej 0,03% wag.Cr, st�d mo�liwe jest wydzielanie go z przesyconego roztworusta�ego.Rys. 4. Wp�yw zawarto�ci chromu w lucie miedzianym na szeroko��warstwy reakcyjnej w po��czeniu CFC 222-TZM, ze szczelin� 130 µm Fig. 4. Influence of chromium content in cooper filer metal onreaction zone width in a brazed joint CFC 222-TZM, 130 µm clearance

Rys. 5. Strefa reakcyjna w z��czu CFC 222 – TZM wykonanym past�lutownicz� 95% Cu – 5% Cr (wag.), temperatura lutowania 1150ºC,tBlut B= 5 minFig. 5. Reaction zone in a brazed joint of CFC 222 – TZM made usingbrazing paste comprising 95% Cu – 5% Cr (wt %), brazingtemperature 1150ºC, tBlut B= 5 min

W zale�no�ci od analizowanego miejsca w strefie reakcyjnej oszeroko�ci 11 µm wyst�puje 96,76 98,40% wag. Cr, 0,85 2,83% Cu i 0,34 0,42% Mo. Warstwa reakcyjna powinna wykazywa� mo�liwienajmniejsz� szeroko�� ze wzgl�du na jej du�� twardo�� i krucho��.

Utworzenie strefy reakcyjnej, bogatej w w�gliki chromu, umo�liwiauzyskanie po��czenia lutowanego mi�dzy grafitem CFC 222 a stopemmolibdenowym TZM. Zawarto�� chromu, wynosz�ca 1% wag., w

a)

CFC 222

TZM 50 µm

b)

CuCr1

CFC 22240 µm

c)

50 µm

50 µm








a)

CFC 222

TZM 50 µm

b)

CuCr1

CFC 22240 µm

c)

50 µm

50 µm








a)

CFC 222

TZM 50 µm

b)

CuCr1

CFC 22240 µm

c)

50 µm

50 µm

Rys. 5. Strefa reakcyjna w złączu CFC 222 – TZM wykonanym pastą lutowniczą 95% Cu – 5% Cr (wag.), temperatura lutowania 1150ºC, tlut = 5 minFig. 5. Reaction zone in a brazed joint of CFC 222 – TZM made using brazing paste comprising 95% Cu – 5% Cr (wt %), brazing temperature 1150ºC, tlut = 5 min


Utworzenie strefy reakcyjnej, bogatej w węgliki chromu, umożliwia uzyskanie połączenia lutowanego między grafitem CFC 222 a stopem molibdenowym TZM. Zawartość chromu, wynosząca 1% wag., w lucie miedzianym w postaci taśmy wydaje się prawidłowo dobrana. Szerokość strefy reakcyjnej w połączeniu wynosi w tym przypadku do 2 µm, przy szczelinie lutowniczej wynoszącej ok. 130 µm, ustalonej za pomocą elementów dystansowych z niobu, o grubości taśmy 0,1 mm (rys. 6).

Rys. 6. Złącze lutowane CFC 222 – CuCr1 – TZM, optymalna szczelina lutownicza 130 µmFig. 6. Brazed joint of CFC 222 – CuCr1 – TZM, optimum clearance of 130 µm

Wnioski

Próby lutowania kompozytu CFC 222 zapoczątkowała próba zwilżalności grafitu lutami aktywnymi na osnowie miedzi. Na podstawie tej próby został wybrany lut CuCr1 z dodatkiem 1% wag. aktywnego chromu. Zadaniem tego składnika było tworzenie pośredniej strefy reakcyjnej na granicy z grafitem. Warstwa reakcyjna, bogata w węgliki chromu – przede wszystkim Cr3C2 – umożliwia następnie zwilżenie jej lutem i uzyskanie połączenia: grafit CFC 222-TZM. Chrom dyfundując z lutu miedzianego CuCr1 zwiększa zdolność lutowiny do odkształceń plastycznych.

Najbardziej korzystna, z punktu widzenia obciążalności połączenia obydwu materiałów, jest wąska strefa reakcyjna o szerokości poniżej 2 µm. Taką strefę reakcyjną uzyskuje się przy optymalnej szczelinie lutowniczej, równej ok. 130 µm, w warunkach lutowania próżniowego: Tlut = 1150ºC, tlut = 5 min, p = 10 -4 hPa.

Zwiększanie szerokości szczeliny, a tym samym grubości lutowiny, prowadzi do zwiększania szerokości strefy reakcyjnej. Z uwagi na jej znaczną twardość (1631 HV0,015) i wynikającą stąd kruchość jest to zjawisko niekorzystne i niepożądane.

Również zwiększanie zawartości aktywnego chromu, do 5% wag., w lutowniczej paście miedzianej prowadzi do powstania strefy reakcyjnej o szerokości do 11 µm. Tak szeroka strefa reakcyjna wykazuje pęknięcia poprzeczne (rys. 5).

Literatura

[1] Schunk: Kohlenstofftechnik GmbH. Prospekt firmowy.[2] Mirski Z.: Sterowanie szerokością szczeliny lutowniczej

w procesach spajania materiałów różnoimiennych, Prace Naukowe Instytutu Technologii Maszyn i Automatyzacji Politechniki Wrocławskiej nr 73, Monografie nr 22, Oficyna Wydawnicza Politechniki Wrocławskiej, Wrocław 2000.

[3] Mirski Z.: Właściwości grafitu i możliwości jego lutowania z metalami. Problemy i innowacje w remontach energetycznych PIRE 2001, IV Konferencja Naukowo-Techniczna, Lądek Zdrój, 28-30 listopada 2001, Wyd. OBR Gospodarki Remontowej Energetyki. Wrocław 2001, s. 159-166.

[4] Mirski Z.: Znaczenie próby klinowej w lutowaniu materiałów różnoimiennych. Biuletyn Instytutu Spawalnictwa, nr 5, 2003, s. 89-92.

[5] Šmid I., Kny E., Reheis N., Nickel H.: Thermal fatique of refractory metal/graphite composites for fusion applications, 12 th International Plansee Seminar RM 72, Reutte, Plansee Metall AG, 1989, s. 961-973.

[6] Wallura E., Hoven H., Koizlik K., Linke J.: Schäden an Kohlenstoffaser – Verbundwerkstoffen nach thermischer Belastung im Elektronenstrahltest, Sonderbände der praktischen Metallographie, Bd.21, Stuttgart, Riederer Verlag, 1991, Nr. 28, s. 273- 284.

[7] Lison R., Mirski M., Linke J.: Herstellung eines Bauteils für die Plasmatechnik aus den Werkstoffen kohlefaserverstärkten Kohlenstoff (CFC) – TZM – rost- und säurebeständiger Stahl durch Hochtemperaturlöten, 3. Internationales Kolloquium: Hart- und Hochtemperaturlöten und Diffusionsschweissen, Aachen, 24-26 November 1992, Bd.148, Düsseldorf, DVS Velag, 192, s. 289- 294.

[8] Mirski Z., Lison R.: Herstellung einer Kühlstruktur für Fusionsexperimente aus den Werkstoffen kohlefaserver–stärkter Kohlenstoff (CFC), TZM und Stahl, 13 th International Plansee Seminar, 24-28 May 1993, Reutte, Plansee Metall AG, Bildstein H. u. Eck R., 1993, Vol. 1, s. 924- 938.

[9] Anikin L. T., Dergunova V. S., Kraveckij G. A., Kokina T. A.: Pajka i svarka grafita, Izd. Metallurgija, Moskva 1978.

[10] Lison R.: Wege zum Stoffschluss über Schweiss- und Lötprozesse, Fachbuchreihe Schweisstechnik, Bd. 131, DVS Verlag, Düsseldorf 1998.

[11] Ciszewski B., Przetakiewicz W.: Nowoczesne materiały w technice, Wyd. Bellona, Warszawa 1993.

[12] Plansee (Austria): TZM, eine Hochtemperatur – Molybdänlegierung, Prospekt firmowy.

[13] Semeniuk A., Brady G. R.: Properties of TZM and nuclear behavior of TZM brazements, Welding Research Supplement, October 1974, s. 454s-459s.

[14] Mirski Z., Granat K.: Lutowanie wysokotemperaturowe ceramiki na bazie węglika krzemu ze stopem molibdenowym TZM, Inżynieria Materiałowa, nr 6, 2003, s. 739-741.

[15] Mirski Z., Wallura E., Lison R.: Untersuchungen von Lötverbindungen zwischen kohlenstoffaser-verstärktem Kohlenstoff (CFC) und TZM, Metallographie – Tagung, Dresden, 30 September-2 October 1992, Sonderbände der Praktischen Metallographie 24, Carl Hanser Verlag, München, Wien 1993, s. 121-131.

[16] Lugscheider E., Iversen K.: Ivestigations on the capillary flow of brazing filler metal BNi5, Welding Research Supplement, October 1977, s. 219s-224s.

[17] Senkara J., Windyga A.: Podstawy teorii procesów spajania. Wyd. Politechniki Warszawskiej, Warszawa 1990.

[18] Dies K.: Kupfer und Kupferlegierungen in der Technik, Springer Verlag, Berlin, Heidelberg, New York 1967.

lucie miedzianym w postaci ta�my wydaje si� prawid�owo dobrana.Szeroko�� strefy reakcyjnej w po��czeniu wynosi w tym przypadku do 2 µm, przy szczelinie lutowniczej wynosz�cej ok. 130 µm, ustalonej za pomoc� elementów dystansowych z niobu, o grubo�ci ta�my 0,1mm (rys. 6).

Rys. 6. Z��cze lutowane CFC 222 – CuCr1 – TZM, optymalnaszczelina lutownicza 130 µmFig. 6. Brazed joint of CFC 222 – CuCr1 – TZM, optimum clearanceof 130 µm

Wnioski

Próby lutowania kompozytu CFC 222 zapocz�tkowa�a próbazwil�alno�ci grafitu lutami aktywnymi na osnowie miedzi. Na podstawie tej próby zosta� wybrany lut CuCr1 z dodatkiem 1% wag. aktywnego chromu. Zadaniem tego sk�adnika by�o tworzeniepo�redniej strefy reakcyjnej na granicy z grafitem. Warstwa reakcyjna,bogata w w�gliki chromu – przede wszystkim CrB3BCB2B – umo�liwianast�pnie zwil�enie jej lutem i uzyskanie po��czenia: grafit CFC 222-TZM. Chrom dyfunduj�c z lutu miedzianego CuCr1 zwi�kszazdolno�� lutowiny do odkszta�ce� plastycznych.

Najbardziej korzystna, z punktu widzenia obci��alno�ci po��czeniaobydwu materia�ów, jest w�ska strefa reakcyjna o szeroko�ci poni�ej2 µm. Tak� stref� reakcyjn� uzyskuje si� przy optymalnej szczelinielutowniczej, równej ok. 130 µm, w warunkach lutowaniapró�niowego: TBlut B= 1150ºC, tBlutB = 5 min, p = 10 P

-4P hPa.

Zwi�kszanie szeroko�ci szczeliny, a tym samym grubo�ci lutowiny,prowadzi do zwi�kszania szeroko�ci strefy reakcyjnej. Z uwagi na jejznaczn� twardo�� (1631 HV0,015) i wynikaj�c� st�d krucho�� jest tozjawisko niekorzystne i niepo��dane.

Równie� zwi�kszanie zawarto�ci aktywnego chromu, do 5% wag.,w lutowniczej pa�cie miedzianej prowadzi do powstania strefyreakcyjnej o szeroko�ci do 11 µm. Tak szeroka strefa reakcyjnawykazuje p�kni�cia poprzeczne (rys. 5).

Literatura

[1] Schunk: Kohlenstofftechnik GmbH. Prospekt firmowy.[2] Mirski Z.: Sterowanie szeroko�ci� szczeliny lutowniczej w

procesach spajania materia�ów ró�noimiennych, Prace NaukoweInstytutu Technologii Maszyn i Automatyzacji Politechniki

Wroc�awskiej nr 73, Monografie nr 22, Oficyna WydawniczaPolitechniki Wroc�awskiej, Wroc�aw 2000.

[3] Mirski Z.: W�a�ciwo�ci grafitu i mo�liwo�ci jego lutowania zmetalami. Problemy i innowacje w remontach energetycznychPIRE 2001, IV Konferencja Naukowo-Techniczna, L�dek Zdrój,28-30 listopada 2001, Wyd. OBR Gospodarki Remontowej Energetyki. Wroc�aw 2001, s. 159-166.

TZM

[4] Mirski Z.: Znaczenie próby klinowej w lutowaniu materia�ówró�noimiennych. Biuletyn Instytutu Spawalnictwa, nr 5, 2003, s. 89-92.

CFC 222 [5] Šmid I., Kny E., Reheis N., Nickel H.: Thermal fatique of

refractory metal/graphite composites for fusion applications, 12th International Plansee Seminar RM 72, Reutte, Plansee MetallAG, 1989, s. 961-973.

[6] Wallura E., Hoven H., Koizlik K., Linke J.: Schäden anKohlenstoffaser – Verbundwerkstoffen nach thermischerBelastung im Elektronenstrahltest, Sonderbände der praktischenMetallographie, Bd.21, Stuttgart, Riederer Verlag, 1991, Nr. 28, s. 273- 284.

CuCr1

[7] Lison R., Mirski M., Linke J.: Herstellung eines Bauteils für diePlasmatechnik aus den Werkstoffen kohlefaserverstärkten Kohlenstoff (CFC) – TZM – rost- und säurebeständiger Stahl durchHochtemperaturlöten,3. Internationales Kolloquium: Hart- und Hochtemperaturlöten undDiffusionsschweissen, Aachen, 24-26 November 1992, Bd.148,Düsseldorf, DVS Velag, 192, s. 289- 294.

100 µmTZM

[8] Mirski Z., Lison R.: Herstellung einer Kühlstruktur fürFusionsexperimente aus den Werkstoffen kohlefaserver–stärkterKohlenstoff (CFC), TZM und Stahl, 13 th International Plansee Seminar, 24-28 May 1993, Reutte, Plansee Metall AG, BildsteinH. u. Eck R., 1993, Vol. 1, s. 924- 938.

[9] Anikin L. T., Dergunova V. S., Kraveckij G. A., Kokina T.A.: Pajka i svarka grafita, Izd. Metallurgija, Moskva 1978.

[10] Lison R.: Wege zum Stoffschluss über Schweiss- und Lötprozesse, Fachbuchreihe Schweisstechnik, Bd. 131, DVS Verlag, Düsseldorf 1998.

[11] Ciszewski B., Przetakiewicz W.: Nowoczesne materia�y wtechnice, Wyd. Bellona, Warszawa 1993.

[12] Plansee (Austria): TZM, eine Hochtemperatur –Molybdänlegierung, Prospekt firmowy.

[13] Semeniuk A., Brady G. R.: Properties of TZM and nuclearbehavior of TZM brazements, Welding Research Supplement,October 1974, s. 454s-459s.

[14] Mirski Z., Granat K.: Lutowanie wysokotemperaturoweceramiki na bazie w�glika krzemu ze stopem molibdenowymTZM, In�ynieria Materia�owa, nr 6, 2003, s. 739-741.

[15] Mirski Z., Wallura E., Lison R.: Untersuchungen vonLötverbindungen zwischen kohlenstoffaser-verstärktemKohlenstoff (CFC) und TZM, Metallographie – Tagung,Dresden, 30 September-2 October 1992, Sonderbände derPraktischen Metallographie 24, Carl Hanser Verlag, München,Wien 1993, s. 121-131.

[16] Lugscheider E., Iversen K.: Ivestigations on the capillary flowof brazing filler metal BNi5, Welding Research Supplement, October 1977, s. 219s-224s.

[17] Senkara J., Windyga A.: Podstawy teorii procesów spajania. Wyd. Politechniki Warszawskiej, Warszawa 1990.

[18] Dies K.: Kupfer und Kupferlegierungen in der Technik, SpringerVerlag, Berlin, Heidelberg, New York 1967.


Własności połączeń spawanych i zgrzewanych stali obrobionych termomechanicznie

Structure and properties of welded joints of thermomechanically controlled rolled steels

Katedra Spawalnictwa, Politechnika ŚląskaKatedra Spawalnictwa, Politechnika Śląska

dr hab. inż. Andrzej Gruszczyk, prof. Pol. Śl.

dr inż. Stefan Griner

STRESZCZENIEOmówiono czynniki wpływające na obniżenie własności plastycznych

połączeń spawanych i zgrzewanych stali obrobionych termomechanicznie. Wykazano, że cykl cieplno-odkształceniowy towarzyszący tworzeniu złącza zgrzewanego tych stali może być przyczyną drastycznego obniżenia własności plastycznych zgrzein. Bezpośrednią przyczyną obniżenia udarności w obszarze linii zgrzania są drobnodyspersyjne wydzielenia faz MX w ziarnach ferrytu i bainitu. Wyjaśniono mechanizmy prowadzące do niekorzystnych procesów wydzieleniowych w złączach zgrzewanych indukcyjnie stali obrobionych termomechanicznie.

ABSTRACTIn the present work the analysis of factors influencing the decrease of plastic properties of welded joints of thermomechanically controlled rolled (TMCR) steels was carried out. It was proved that thermo-strain cycle attending the formation of induction welded joints of TMCR steels can be the reason of drastic decreasing of impact resistance of welded joints. The fine precipitates of MX phases inside the ferrite and bainite grains are the direct cause of impact strength reduction in the welded area. In this paper the mechanisms causing the detrimental precipitation processes in the induction welded joints of TMCR steels was explained.

Instytut Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych,Politechnika Śląska

Opracowanie i wdrożenie do przemysłu w ostatnich dziesięcioleciach XX w. nowoczesnych technologii metalurgicznych i przetwórstwa hutniczego pozwala na wytwarzanie wysokiej jakości stali spawalnych. Przykładem mogą być stale konstrukcyjne obrabiane termomechanicznie, gdzie precyzyjnie ustalony skład chemiczny stali, obecność mikrododatków oraz kontrola stopnia gniotu, temperatury walcowania i szybkości chłodzenia po walcowaniu pozwalają na wytwarzanie stali o granicy plastyczności sięgającej 700 MPa i gwarantowanej odporności na pękanie kruche. Panuje dość zgodna opinia, że są to stale dobrze spawalne. Tłumaczone to jest najczęściej małą wartością równoważnika węgla i dużą czystością metalurgiczną tych stali [1÷2]. W literaturze podano jednak przykłady trudności występujących podczas spawania stali obrobionych termomechanicznie [2÷4]. Zwraca się przede wszystkim uwagę na możliwości obniżenia własności plastycznych połączeń spawanych wynikające z wprowadzenia zbyt dużych ilości ciepła do złącza. W stanie wyjściowym spawalne stale obrobione termomechanicznie mają strukturę drobnoziarnistą, dodatkowo umocnioną wydzieleniowo i w mniejszym lub większym stopniu przez zgniot zależnie od zastosowanego wariantu obróbki. W stalach o najwyższych własnościach wytrzymałościowych, chłodzonych po walcowaniu w sposób przyspieszony (Direct Quenching) pojawiają się struktury hartowania (bainit), a w blachach grubszych pojawiają się również struktury samoodpuszczone (Quenching + Selftempering).

Mikrostruktura SWC złącza spawanego zależy od składu chemicznego stali i od cyklu cieplnego spawania, a spadek jej własności plastycznych pozostaje w związku z zakresem niekorzystnych zmian strukturalnych. Dla dużych szybkości chłodzenia (krótkie czasy ∆t8/5) typową strukturą SWC stali obrabianych termomechanicznie jest dolny bainit wykazujący zadowalającą odporność na pękanie kruche. Wprowadzenie dużych ilości ciepła do złącza spawanego wydłuża czas wytrzymania SWC w wysokich temperaturach i obniża szybkość chłodzenia. Prowadzi to do rozrostu ziarna austenitu i w konsekwencji pojawienia się, szczególnie w strefie przyległej do linii wtopienia, struktur o gorszych własnościach plastycznych. W strukturze SWC dominuje wtedy bainit górny oraz ferryt pierwotny (grain boundary ferrite) i bocznopłytkowy (ferrite side plates) [2÷4]. Spadek własności plastycznych tłumaczony jest rozrostem ziarna, obecnością wąskokątowych granic między listwami górnego bainitu oraz tworzeniem się faz martenzytyczno-austenitycznych M-A (martensite-austenite constituent). Tworzeniu faz M-A sprzyja wytrzymanie przegrzanej części SWC w zakresie temperatur Ac1-Ac3 w czasie spawania wielościegowego. Zmiękczenie SWC połączeń spawanych, szczególnie stali obrabianych termomechanicznie z przyspieszonym chłodzeniem, nie wywiera istotnego wpływu na ich wytrzymałość doraźną. Może jednak zwiększyć skłonność do pękania kruchego i zmęczeniowego [2].

Publikowane do tej pory wyniki badań spawalności stali obrabianych termomechanicznie dotyczą głównie własności połączeń spawanych lub próbek poddanych symulowaniu cyklu cieplnego spawania. Cykl cieplno-odkształceniowy zgrzewania różni się istotnie od cyklu spawania. Może to prowadzić do istotnych różnić własności połączeń spawanych i zgrzewanych stali obrabianych termomechanicznie.

W S T Ę P

Tablica I. Sk�ad chemiczny stali L360MBTable I. Chemical composition of L360MB steel

Zawarto�� sk�adników stopowych [%]GatunekStali C Mn Si P S Al N Cu Ni Cr Ti Nb V MoL360MB* 0,06 1,16 0,18 0,012 0,009 0,034 0,012 0,08 0,04 0,05 - 0,04 0,01 -Sk�ad wg EN 10208-2

max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1

* RBeB=447 MPa, RBmB=514 MPa, AB5B=30,3%

Rys. 1. Struktura materia�u rodzimego, stal L360MB, HVB10B=196,KCV=180 J/cmP

2P, 500x

Fig. 1. Structure of base metal, L360MB steel, HVB10B=196,KCV=180 J/cmP

2P, 500x

Rys. 2. Struktura zgrzeiny, HVB10Bmax=230, KCV=23J/cmP

2P, 500x

Fig. 2. Structure of weld, HVB10B=230, KCV=23J/cmP

2P, 500x

Rys. 3. Struktura symulowanej SWC, tB8/5B=3 s, HVB10B=240,KCV=134 J/cmP

2P, 500X

Fig. 3. Structure of simulated HAZ, tB8/5B=3 s, HVB10B=240,KCV=134 J/cmP

2P, 500X

Wyniki bada� na mikroskopie elektronowym cienkich folii wyci�tychz materia�u rodzimego przedstawiono na rysunku 5, a wyci�tych zezgrzeiny w linii zgrzania na rysunkach 6 i 7.

Rys. 4. Struktura symulowanej SWC, tB8/5B=120 s, HVB10B=200,KCV= 91 J/cmP

2P, 500x

Fig. 4. Structure of simulated HAZ, tB8/5B=120 s, HVB10B=200,KCV=91 [J/cmP

2P], 500x

Tablica II. Wyniki pomiarów twardo�ci i udarno�ci symulowanychSWC stali L360 MB

Table II. Results of hardness and impact tests of simulated HAZ ofL360MB steel

Czas tB8/5B [s] Twardo�� HVB10B Udarno�� KCV [J/cmP

2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91

Rys. 5. Mikroskop elektronowy, struktura materia�u rodzimego, stal L360MB, 5000XFig. 5. Electron microscope, structure of base metal, L360MB steel, 5000X

Rys. 6. Mikroskop elektronowy, struktura zgrzeiny, 7000xFig. 6. Electron microscope, structure of weld, 7000x

Tablica I. Skład chemiczny stali L360MBTable I. Chemical composition of L360MB steelTablica I. Sk�ad chemiczny stali L360MB

Table I. Chemical composition of L360MB steelZawarto�� sk�adników stopowych [%]Gatunek

Stali C Mn Si P S Al N Cu Ni Cr Ti Nb V MoL360MB* 0,06 1,16 0,18 0,012 0,009 0,034 0,012 0,08 0,04 0,05 - 0,04 0,01 -Sk�ad wg EN 10208-2

max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91





max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91




Rys. 1. Struktura materiału rodzimego, stal L360MB, HV10=196, KCV=180 J/cm2, 500xFig. 1. Structure of base metal, L360MB steel, HV10=196, KCV=180 J/cm2, 500x

Rys. 2. Struktura zgrzeiny, HV10max=230, KCV=23J/cm2, 500xFig. 2. Structure of weld, HV10=230, KCV=23J/cm2, 500x

Rys. 5. Mikroskop elektronowy, struktura materiału rodzimego, stal L360MB, 5000xFig. 5. Electron microscope, structure of base metal, L360MB steel, 5000x



Analiza składu chemicznego (tabl. I) wykazała, że badana stal L360MB spełnia wymagania normy PN-EN 10208-2 odnośnie zawartości składników stopowych i zanieczyszczeń. Składy chemicz-ne tych stali dobierane są jednak pod kątem właściwego przebiegu obróbki termomechanicznej. Jednocześnie parametry walcowania (temperatury, stopnie gniotu, szybkości chłodzenia) dostosowane są do kinetyki wydzielania się faz międzywęzłowych wprowadzonych do stali mikrododatków. Cykl cieplno-odkształceniowy zgrzewania zawsze w mniejszym lub większym stopniu (w zależności od metody



max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91





max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91





max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91





max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91





max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91





max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91



Przebieg i wyniki badań

Badano złącza doczołowe zgrzewane indukcyjnie oraz próbki poddane symulowanym cyklom cieplnym spawania stali obrobi-onej termomechanicznie gatunku L360MB o składzie chemicznym przedstawionym w tablicy I. W warunkach wykonania złącza zgrze-wanego niemożliwe było dokładne ustalenie parametrów cyklu cieplno-odkształceniowego, któremu podlegał materiał w strefie zgrzania. Własności i struktury połączeń zgrzewanych porównano z własnościami i strukturą próbek poddanych symulowanym cyk-lom cieplnym o temperaturze austenityzacji Tmax=1250°C i czasach chłodzenia ∆t8/5 wynoszących 3, 10, 24, 60, i 120 sekund.

Strukturę materiału rodzimego stali L360MB oraz typową strukturę zgrzeiny w linii zgrzania wraz z odpowiadającymi im wartościami HV i KCV w temperaturze 20°C przedstawiono na rysunkach 1 i 2. Mak-symalna twardość złącza zgrzewanego nie przekraczała 230 HV10 natomiast najniższą udarność złącza wynoszącą 23 J/cm2 stwier-dzono w linii zgrzania.

Wpływ czasu chłodzenia ∆t8/5 na średnie wartości twardości HV i udarności KCV symulowanych SWC stali L360MB przedstawiono w tablicy II. Typowe struktury próbek poddanych symulowaniu cykli cieplnych dla skrajnych wartości czasów chłodzenia ∆t8/5=3 i 120 s przedstawiono na rysunkach 3 i 4.



max0,18

max1,6

max0,45

max0,025

max0,020

0,015-0,06

max0,012

max0,25

max0,30

max0,30

max0,04

Max0,05

max0,05

Max0,1



2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500x


2P, 500X


2P, 500X



2P, 500x


2P], 500x




2P]

MR 196 1803 240 134

10 232 14724 215 13060 206 108120 200 91



Tablica II. Wyniki pomiarów twardości i udarności symulowanych SWC stali L360 MB

Table II. Results of hardness and impact tests of simulated HAZ of L360 MB steel

Rys. 3. Struktura symulowanej SWC, ∆t8/5=3 s, HV10=240, KCV=134 J/cm2, 500xFig. 3. Structure of simulated HAZ, ∆t8/5=3 s, HV10=240, KCV=134 J/cm2, 500x

Rys. 4. Struktura symulowanej SWC, ∆t8/5=120 s, HV10=200, KCV= 91 J/cm2, 500xFig. 4. Structure of simulated HAZ, ∆t8/5=120 s, HV10=200, KCV=91 [J/cm2], 500x

∆


i

parametrów zgrzewania) odbiega od parametrów właściwych dla procesu obróbki termomechanicznej. Należy się liczyć z nieko-rzystnym wpływem zgrzewania na własności stali obrobionych termomechanicznie. W analizowanym przypadku zgrzewanie induk-cyjne doprowadziło do znacznego obniżenia udarności, z poziomu 180 J/cm2 w materiale rodzimym, do 23 J/cm2 w linii zgrzania (tabl. II, rys. 2). Nie stwierdzono przy tym w zgrzeinie istotnego wzros-tu twardości (230 HV10) innych objawów, np. przegrzania, które uzasadniałyby tak duży spadek udarności. W zgrzeinie wystąpiły struk-tury drobnoziarnistego bainitu i ferrytu z minimalnie większym ziarnem w linii zgrzania. Próby symulowania cykli cieplnych (tabl. II, rys. 3 i 4) wykazały, że dla dużych szybkości chłodzenia (∆t8/5=3 s) w symu-lowanej SWC dominują lekko podhartowane (240 HV10) struktury o udarności 134 J/cm2. Wydłużenie czasu chłodzenia ∆t8/5 powyżej 60 sekund doprowadziło do spadku udarności w wyniku przegrzania.

Dla czasu chłodzenia ∆t8/5=120 s w strukturze symulowanej SWC dominował gruboziarnisty ferryt i bainit z niewielką ilością perlitu o udarności 91 J/cm2. Poddanie badanej stali symulowanym cyklom cieplnym z szerokim zakresem szybkości chłodzenia nie doprowadziło do tak istotnego spadku udarności, jak w przypadku zgrzewania.

Istotnym czynnikiem wpływającym na własności zgrzein stali L360MB jest odkształcenie towarzyszące ich tworzeniu. Materiał rodzimy stali L360MB charakteryzował się drobnoziarnistą, lekko odkształconą strukturą ferrytyczną z niewielką ilością perlitu. Wydzie-lenia obcych faz lokalizowały się często na granicach ziaren (rys. 1, 5). Badania na mikroskopie elektronowym wykazały, że w zgrzeinie dominował bainit o strukturze listwowej i ferryt (rys. 6). Lokalnie wewnątrz ziarn ferrytu i bainitu stwierdzono obecność drobnodysper-syjnych wydzieleń (rys. 7). Rozwiązanie dyfraktogramu sugeruje, że są to fazy MX. Odległości międzypłaszczyznowe przyporządkowane do refleksów występujących na dyfraktogramach wskazują, że faza międzywęzłowa MX odpowiada z dobrym przybliżeniem węglikom lub węglikoazotkom Nb(C,N). Różnica dyspersji wydzieleń w ma-teriale rodzimym i w zgrzeinie wynika z odmienności przebiegu cyklu cieplno-odkształceniowego obróbki termomechanicznej i zgrzewania. Cykl cieplno-odkształceniowy zgrzewania indukcyjnego w porównaniu do cyklu obróbki termomechanicznej jest bardzo ostry. Austenityzacja przebiega w krótkim czasie, ale w bardzo wyso-kich temperaturach. W warunkach tych doszło do rozpuszczenia w austenicie wydzieleń Nb(C,N) i V(C,N), a szybkie chłodzenie

zgrzeiny doprowadziło do przesycenia roztworu α mikrododatkami oraz węglem i azotem. Jednocześnie materiał w strefie zgrzania podlegał znacznemu odkształceniu plastycznemu w czasie spęczania. Stale z mikrododatkami, a w szczególności stale obrabiane termome-chanicznie wykazują wysoką odporność na rekrystalizację [5], co przy szybkim chłodzeniu stwarza warunki do zachowania dużej gęstości dyslokacji wewnątrz ziarn przesyconego roztworu α. W tej sytuacji dochodzi najpierw do oddziaływania dyslokacji z rozpuszczonymi w roztworze składnikami, a później do wydzielania się na dyslokacjach drobnodyspersyjnych cząstek fazy MX. Pogarsza to własności plasty-czne stali. Na uwagę zasługuje również fakt, że badane złącza wykona-no ze stali nie zawierającej tytanu z najwyższą (120 ppm) dopuszczoną przez normę EN 10208-2 zawartością azotu. Tytan z azotem w stalach z mikrododatkami tworzy trwałe i mało rozpuszczalne w austenicie wydzielenie TiN. Ogranicza skuteczniej niż aluminium zawartość „wol-nego” azotu w roztworze [6], składnika głównie odpowiedzialnego za przebieg przedstawionych procesów starzenia, wynikających zarówno z przesycenia, jak i ze zgniotu. Ograniczenie zawartości azotu i wprow-adzenie do stali obrabianych termomechanicznie tytanu powinno poprawić ich przydatność do zgrzewania. Wystąpienie w badanych zgrzeinach obszarów o mniejszej i większej koncentracji wydzieleń faz MX wskazuje, że odkształcenie w zgrzeinie nie było jednorodne i mogły przebiegać zjawiska podobne do zachodzących w czasie tworzenia segregacyjnych pasm ścinania podczas obróbki termome-chanicznej stali z mikrododatkami [7]. Dochodzi wtedy do lokalnych zmian stężenia składników stopowych, między innymi C, N, Nb, V. Sprzyja to wydzielaniu się w tych obszarach drobnodyspersyjnych faz typu MX, powodując istotne obniżenie własności plastycznych i odporności na pękanie.

Wnioski

Metody oceny przydatności stali obrobionych termomechanicz-nie na konstrukcje zgrzewane powinny uwzględniać specyfikę cyklu cieplno-odkształceniowego zgrzewania. Zgrzewanie indukcyjne stali L360MB może prowadzić do znacznego obniżenia udarności połączeń zgrzewanych. Spowodowane jest to równoczesnym oddziaływaniem cyklu cieplnego i odkształceniowego na strukturę w obszarze złącza. Bezpośrednią przyczyną obniżenia udarności zgrzein są lokalne drobnodyspersyjne wydzielenia faz MX w ziarnach ferrytu i bainitu. Wprowadzenie do stali obrabianych termomecha-nicznie tytanu i obniżenie w nich zawartości azotu powinno korzyst-nie wpłynąć na własności połączeń poprzez ograniczenie niekorzyst-nych procesów wydzieleniowych w czasie zgrzewania.

Literatura[1] Brózda J.: Nowoczesne stale konstrukcyjne i ich spawalność.

Biuletyn Instytutu Spawalnictwa. 4/1995.[2] Yurioka N.: TMPC steels and their welding. Welding in the

World. Vol. 35, 6/1995.[3] Brózda J., Zeman M., Łomozik M.: Walcowana termomecha-

nicznie stal S460ML i jej spawalność. Biuletyn Instytutu Spa-walnictwa. 5/1999.

[4] Bernasovský P., Bośanský J.: Wybrane problemy spawalności nowych stali o wysokiej wytrzymałości produkowanych w Słowacji. Biuletyn Instytutu Spawalnictwa. 5/2001.

[5] Adamczyk J.: Inżynieria wyrobów stalowych. Wydawnictwo Po-litechniki Śląskiej, Gliwice 2000.

[5] Adamczyk J.:litechniki Śląskiej, Gliwice 2000.

[5] Adamczyk J.: Inżynieria wyrobów stalowych. Wydawnictwo Po-litechniki Śląskiej, Gliwice 2000.

Inżynieria wyrobów stalowych. Wydawnictwo Po-

[6] Zając Z., Lagneborg R., Siwecki T.: The role of nitrogen in microalloyed steels. Micoalloying `95. Pitsburg, 1995.

[7] Adamczyk J., Opiela M.: Obróbka cieplno-mechaniczna blach grubych ze stali konstrukcyjnych Cr-Mo z mikrododatkami Nb, Ti i B. Inżynieria Materiałowa. 6/2002.


Analiza sk�adu chemicznego (tabl. I) wykaza�a, �e badana stalL360MB spe�nia wymagania normy PN-EN 10208-2 odno�niezawarto�ci sk�adników stopowych i zanieczyszcze�. Sk�adychemiczne tych stali dobierane s� jednak pod k�tem w�a�ciwegoprzebiegu obróbki termomechanicznej. Jednocze�nie parametrywalcowania (temperatury, stopnie gniotu, szybko�ci ch�odzenia)dostosowane s� do kinetyki wydzielania si� faz mi�dzyw�z�owychwprowadzonych do stali mikrododatków. Cykl cieplno-odkszta�ceniowy zgrzewania zawsze w mniejszym lub wi�kszymstopniu (w zale�no�ci od metody i parametrów zgrzewania) odbiegaod parametrów w�a�ciwych dla procesu obróbki termomechanicznej.Nale�y si� liczy� z niekorzystnym wp�ywem zgrzewania na w�asno�cistali obrobionych termomechanicznie.a)

b)

c)

Rys. 7. Mikroskop elektronowy: a – struktura zgrzeiny, 16 000X,b – dyfraktogram, c – rozwi�zanie dyfraktogramuFig. 7. Electron microscope: a – structure of weld, 16 000X,b – electron diffraction pattern, c – solution of electron diffractionpattern

W analizowanym przypadku zgrzewanie indukcyjne doprowadzi�odo znacznego obni�enia udarno�ci, z poziomu 180 J/cmP

2P w materiale

rodzimym, do 23 J/cmP

2P w linii zgrzania (tabl. II, rys. 2). Nie

stwierdzono przy tym w zgrzeinie istotnego wzrostu twardo�ci (230HVB10B) innych objawów np. przegrzania, które uzasadnia�yby tak du�yspadek udarno�ci. W zgrzeinie wyst�pi�y struktury drobnoziarnistego bainitu i ferrytu z minimalnie wi�kszym ziarnem w linii zgrzania. Próby symulowania cykli cieplnych (tabl. II, rys. 3 i 4) wykaza�y, �e dla du�ych szybko�ci ch�odzenia ( tB8/5B=3 s) w symulowanej SWC dominuj� lekko podhartowane (240 HVB10B)struktury o udarno�ci 134 J/cmP

2P. Wyd�u�enie czasu ch�odzenia tB8/5B

powy�ej 60 sekund doprowadzi�o do spadku udarno�ci w wynikuprzegrzania. Dla czasu ch�odzenia tB8/5B=120 s. w strukturze symulowanej SWC dominowa� gruboziarnisty ferryt i bainit z niewielk� ilo�ci� perlitu o udarno�ci 91 J/cmP

2P. Poddanie badanej

stali symulowanym cyklom cieplnym z szerokim zakresem szybko�cich�odzenia nie doprowadzi�o do tak istotnego spadku udarno�ci jak w przypadku zgrzewania.

Istotnym czynnikiem wp�ywaj�cym na w�asno�ci zgrzein staliL360MB jest odkszta�cenie towarzysz�ce ich tworzeniu. Materia�rodzimy stali L360MB charakteryzowa� si� drobnoziarnist�, lekko odkszta�con� struktur� ferrytyczn� z niewielk� ilo�ci� perlitu.Wydzielenia obcych faz lokalizowa�y si� cz�sto na granicach ziaren(rys. 1, 5). Badania na mikroskopie elektronowym wykaza�y, �e w zgrzeinie dominowa� bainit o strukturze listwowej i ferryt (rys. 6.).Lokalnie wewn�trz ziarn ferrytu i bainitu stwierdzono obecno��drobnodyspersyjnych wydziele� (rys. 7). Rozwi�zanie dyfraktogramusugeruje, �e s� to fazy MX. Odleg�o�ci mi�dzyp�aszczyznoweprzyporz�dkowane do refleksów wyst�puj�cych na dyfraktogramachwskazuj�, �e faza mi�dzyw�z�owa MX odpowiada z dobrymprzybli�eniem w�glikom lub w�glikoazotkom Nb(C,N). Ró�nicadyspersji wydziele� w materiale rodzimym i w zgrzeinie wynika zodmienno�ci przebiegu cyklu cieplno-odkszta�ceniowego obróbkitermomechanicznej i zgrzewania. Cykl cieplno-odkszta�ceniowyzgrzewania indukcyjnego w porównaniu do cyklu obróbkitermomechanicznej jest bardzo ostry. Austenityzacja przebiega w krótkim czasie, ale w bardzo wysokich temperaturach. W warunkachtych dosz�o do rozpuszczenia w austenicie wydziele� Nb(C,N) i V(C,N), a szybkie ch�odzenie zgrzeiny doprowadzi�o do przesyceniaroztworu mikrododatkami oraz w�glem i azotem. Jednocze�niemateria� w strefie zgrzania podlega� znacznemu odkszta�ceniuplastycznemu w czasie sp�czania. Stale z mikrododatkami, a w szczególno�ci stale obrabiane termo-mechanicznie wykazuj� wysok�odporno�� na rekrystalizacj� [5], co przy szybkim ch�odzeniu stwarzawarunki do zachowania du�ej g�sto�ci dyslokacji wewn�trz ziarn przesyconego roztworu . W tej sytuacji dochodzi najpierw dooddzia�ywania dyslokacji z rozpuszczonymi w roztworze sk�adnikami,a pó�niej do wydzielania si� na dyslokacjach drobnodyspersyjnychcz�stek fazy MX. Pogarsza to w�asno�ci plastyczne stali. Na uwag�zas�uguje równie� fakt, �e badane z��cza wykonano ze stali niezawieraj�cej tytanu z najwy�sz� (120 ppm) dopuszczon� przez norm�EN 10208-2 zawarto�ci� azotu. Tytan z azotem w stalach zmikrododatkami tworzy trwa�e i ma�o rozpuszczalne w austeniciewydzielenie TiN. Ogranicza skuteczniej ni� aluminium zawarto��„wolnego” azotu w roztworze [6], sk�adnika g�ównieodpowiedzialnego za przebieg przedstawionych procesów starzenia, wynikaj�cych zarówno z przesycenia jak i ze zgniotu. Ograniczeniezawarto�ci azotu i wprowadzenie do stali obrabianychtermomechanicznie tytanu powinno poprawi� ich przydatno�� do zgrzewania. Wyst�pienie w badanych zgrzeinach obszarów o mniejszej i wi�kszej koncentracji wydziele� faz MX wskazuje, �eodkszta�cenie w zgrzeinie nie by�o jednorodne i mog�y przebiega�zjawiska podobne do zachodz�cych w czasie tworzeniasegregacyjnych pasm �cinania podczas obróbki termomechanicznejstali z mikrododatkami [7]. Dochodzi wtedy do lokalnych zmianst��enia sk�adników stopowych, mi�dzy innymi C, N, Nb, V. Sprzyjato wydzielaniu si� w tych obszarach drobnodyspersyjnych faz typuMX, powoduj�c istotne obni�enie w�asno�ci plastycznych i odporno�ci na p�kanie.

Rys. 7. Mikroskop elektronowy: a - dyfraktogram, b- rozwiązanie dyfraktogramuFig. 7. Electron microscope: a - electron diffraction pattern, b - solution of electron diffraction pattern

a)

b)


Właściwości mechaniczne złączy spawanych z żarowytrzymałej stali niskostopowej T24

Mechanical properties of welded joints from creep--resistance low-alloyed T24 steel

Wydział Inżynierii Materiałowej i Metalurgii,Politechnika Śląska

dr inż. Stanisław Lalik

Dzięki wzrostowi sprawności bloków energetycznych możliwe jest zmniejszenie zużycia paliwa w czasie wytwarzania energii elektrycznej oraz ograniczenie szkodliwego oddziaływania na środowisko poprzez redukcję emisji zanieczyszczeń do atmosfery, co prowadzi do obniżenia kosztów wytwarzania energii elektrycznej [1]. Duże znaczenie we wzroście poziomu wydajności bloków energetycznych ma przejście do użytkowania bloków, które pracują przy parametrach nadkrytycznych. Tradycyjne bloki energetyczne pracują przy parametrach podkrytycznych, a ich sprawność kształtuje się średnio na poziomie 33÷36% [2]. W blokach o parametrach nadkrytycznych (o mocy 400÷850 W) osiągana jest sprawność na poziomie 42÷48% [1].

Przejście do parametrów nadkrytycznych możliwe jest dzięki podniesieniu temperatury wody zasilającej, zwiększeniu ciśnienia i temperatury pary świeżej oraz pary wtórnie przegrzanej [2]. Wiąże się to z koniecznością opracowywania i stosowania nowych gatunków stali o lepszych właściwościach użytkowych, co umożliwia zmniejszenie grubości oraz masy elementów kotła i przynosi korzystne efekty techniczne i ekonomiczne w porównaniu z wykorzystaniem stali konwencjonalnych [3, 4].

Temperaturę wody zasilającej podniesiono do 290÷300°C [2]. Na rurociągi zasilające zastosowano stal 15NiCuMoNb5, która przeznaczona jest do pracy w temperaturze nie przekraczającej 400°C. Dzięki swoim właściwościom wytrzymałościowym i odporności korozyjnej jest z powodzeniem wykorzystywana w tym obszarze i nie ma potrzeby opracowywania innych gatunków o takim przeznaczeniu [5].

Jako kluczowe dla dalszego rozwoju bloków o parametrach nadkrytycznych uznano ściany ekranowe zbudowane z cienkościennych rur, przegrzewacze i przegrzewacze wtórne pary oraz grubościenne rurociągi pary świeżej i komory [6]. W przypadku ścian z rur ekranowych ważnym kryterium doboru gatunków stali oprócz właściwości wytrzymałościowych i korozyjnych jest możliwość spawania bez konieczności stosowania zabiegów obróbki cieplnej, która z powodu dużych rozmiarów ścian jest bardzo trudna. Twardość stali po spawaniu nie powinna przekraczać 350 HV10 [7]. Wymagania te spełniają stale T23 (HCM2S) i T24 (7CrMoVTiB10-10), dla których stalą bazową była stal T22 (10CrMo9-10) stosowana na ściany ekranowe w blokach podkrytycznych. W obu stalach (T23, T24) zmniejszono zawartość węgla, co spowodowało spadek twardości, związanej z ilością martenzytu w strukturze stali, do wartości poniżej 350 HV10 [7, 8, 9]. Natomiast wzrost wytrzymałości na pełzanie uzyskano w stali T23 poprzez częściowe zastąpienie molibdenu wolframem i wprowadzenie dodatków wanadu i niobu [8], a w stali T24 dzięki dodatkom wanadu, tytanu i boru [4].Stal HCM2S (T23) z dodatkiem wolframu, wanadu i niobu opracowano w Sumitomo – Japonia, a w Europie w firmie Vallurec & Mannesmann stal 7CrMoVTiB10-10 (T24). Składy nominalne tych stali podano w tablicy I.

STRESZCZENIEPrzedstawiono wyniki badań złączy spawanych z żarowytrzymałej stali

niskostopowej nowej generacji T24 (7CrMoVTiB10-10) stosowanej na rury kotłowe o małej średnicy i niewielkiej grubości ścianki. Podstawową zaletą technologiczną ferrytycznej stali T24 jest brak konieczności wykonywania zabiegów obróbki cieplnej przed i po spawaniu, co pozwala na wykonywanie elementów wielkogabarytowych (np. ściany szczelne). W przypadku tej stali podgrzewanie elementów przed spawaniem nie ma istotnego wpływu na twardość złącza. Nowe niskostopowe stale ferrytyczne są wykorzystywane przy modernizacji istniejących elektrowni, co rodzi konieczność określenia właściwości połączeń spawanych tych stali ze stalami, z których jest wykonana remontowana instalacja.

Badania struktury i właściwości mechanicznych wykonano dla jednoimiennych oraz różnoimiennych połączeń stali T24 ze stalami 10CrMo910 i 10CrAlSi7. Badane złącza wykonano metodami: spawania elektrodą topliwą w osłonach gazowych (GMAW), elektrodą nietopliwą w osłonach gazowych (GTAW), łukiem krytym (SAW) oraz elektrodą otuloną (SMAW). Złącza różnoimienne wykonano z zastosowaniem obróbki cieplnej (podgrzewania wstępnego i wyżarzania odprężającego) i bez tej obróbki. Wyniki badań pozwoliły na zweryfikowanie dobranych parametrów technologicznych spawania oraz na dobór materiałów dodatkowych.

ABSTRACTIn this paper were presented the results of welded joints research.

Tested joints were made from creep-resistance, low-alloyed, new generation T24 steel (7CrMoVTiB10-10) used for boiler tubes with small diameter and thin walls. Main technological advantage of ferritic T24 steel is not necessity of heat-treatment procedures before and after welding, which allow to build big elements (e.g. hermetic walls). In case of this steel preheating of elements before welding doesn’t influence on welded joint hardness. New low-alloyed ferritic steels are used in power plant modernization, what is the reason of necessity to specify the properties of welded joints made from this steels with steels, which repaired installation was made from.

Structure and mechanical properties research were conducted for singlenamed and heteronamed joints of T24 steel with 10CrMo910 and 10CrAlSi7 steels. Tested joints were made by: GMAW, GTAW, SAW and SMAW welding methods. Heteronamed joints were made with use of heat-treatment (initial preheating and stress relief annealing) and without it.

Results of the research allowed to verify chosen technological parameters of welding and for additional materials selection.

W S T Ę P

dr hab. inż. Grzegorz Niewielski

dr inż. Janusz Cebulski, prof. nzw. Pol. Śl.


Stal HCM2S (T23) wykazuje zdecydowanie korzystniejszy zestaww�a�ciwo�ci od stali bazowej 2,25Cr – 1Mo, tzn. wy�sze dora�new�asno�ci mechaniczne, wy�sz� wytrzyma�o�� na pe�zanie oraz�aroodporno�� w zakresie do ok. 600P

oPC.

Stale T23 i T24 zawieraj� mniej w�gla ni� stal 10CrMo9-10, co u�atwia ich stosowanie (spawanie, kszta�towanie). Cz��ciowezast�pienie molibdenu wolframem zwi�ksza wytrzyma�o�� na pe�zanie stali T23 poprzez umocnienie. Podobnym dzia�aniemodznaczaj� si� wanad i niob dzi�ki wydzielonym w�glikom. Wprzypadku stali T24 wzrost w�asno�ci wytrzyma�o�ciowych osi�gni�todzi�ki zastosowaniu pierwiastków w�glikotwórczych, takich jakwanad, tytan i bor [10].

Stale HCM2S oraz 7CrMoVTiB10-10 znalaz�y zastosowanie na rury o ma�ej �rednicy i ma�ej grubo�ci �cianki. Jednocze�nie na podstawie przeprowadzonych bada� stwierdzono, �e obie stale mog�by� stosowane nie tylko na rury kot�owe, ale równie� przedstawiaj� – w zakresie grubo�ciennych wysokoci�nieniowych ruroci�gów przytemperaturze od 500°C do 550°C – dobr� alternatyw� dla martenzytycznych 9% stali chromowych [10].

Korzy�ci z zastosowania nowych ferrytycznych staliniskostopowych nie s� zwi�zane jedynie z budow� nowych instalacji pracuj�cych przy parametrach nadkrytycznych. Istotna jest równie�mo�liwo�� wykorzystania nowych gatunków stali T23 i T24 podczas modernizacji istniej�cych instalacji pracuj�cych przy parametrachkonwencjonalnych. Rozwi�zanie polegaj�ce na zast�pieniustosowanej dotychczas stali P22 przynosi wymierne korzy�ci.Zastosowanie stali nowej generacji na wysokoci�nieniowe ruroci�gioraz komponenty przewodów przegrzewacza mi�dzystopniowegopary przegrzanej pozwala w znacznym stopniu zredukowa� grubo��cianki elementów. W zale�no�ci od zastosowania i warunkówwymiarowych mo�na uzyska� obni�enie grubo�ci �cianki w zakresie35÷50% [11].

Stale T23 i T24 stosowane s� w stanie ulepszonym cieplnie.Normalizacja nast�puje w zasadzie dla T/P23 temperaturze1060 ± 10°C, a dla T/P24 temperaturze 1000 ± 10°C. Dla uzyskaniawysokich w�a�ciwo�ci mechanicznych materia�u przy grubo�ciach�cianki wi�kszej ni� 10 mm wymagane jest przyspieszone studzenie(hartowanie w wodzie). Odpuszczanie przeprowadza si� dla T/P23 wtemperaturze 760 ± 15°C, a dla T/P24 w 750 ± 15°C [11].

Rys. 1. Wykres CTP dla stali T24 [12]Fig. 1. TTT diagram for T24 steel [12]

Dzi�ki ma�ej zawarto�ci w�gla zarówno w stali T23, jak i T24, w przypadku elementów cienko�ciennych, nie zachodzi konieczno��wykonywania zabiegów podgrzewania przed procesem spawania orazobróbki cieplnej po spawaniu. Obni�ona zawarto�� w�gla prowadzi douzyskania maksymalnych warto�ci twardo�ci od 350 do 360 HV10,

przy bardzo szybkim studzeniu w strefie martenzytu, zarówno w przypadku stali T23, jak i T24 (rys. 1 i 2).

Gatunek C Cr Mo V W B Inne

HCM2S(T23) 0,06 2,25 0,1 0,25 1,6 �0,06 Nb

0,05

7CrMoTiB(T24) 0,08 2,4 1,0 0,25 - �0,07 Ti

0,07

W porównaniu do stali T22 nowe niskostopowe stale T23 i T24wykazuj� wy�sze w�a�ciwo�ci wytrzyma�o�ciowe. Stal bazow�charakteryzuj� natomiast wy�sze w�a�ciwo�ci plastyczne.W�a�ciwo�ci (wed�ug normy ASTM A213) stali T23 i T24 oraz staliT22 i T91 przedstawiono w tablicy II [12].


Tablica II. W�a�ciwo�ci mechaniczne stali T23 i T24 oraz T22 i T91Table II. Mechanical properties of T23, T24, T22 and T91 steels

Gatunekstali RBeB [MPa] RBmB [MPa] AB5B [%] HB

T22 205 min. 415 min. 30 163

T23 400 min. 510 min. 20 220

T24 450 min. 585 min. 17 250

T91 415 min. 585 min. 20 250

T91T24

T23

T220

50

100

150

200

250

300

500 520 540 560 580 600

Temperatura [oC]

Wyt

rzym

a�os�

na p

e�az

anie

Rz/

1000

00 [M

Pa]

Rys. 3. Wytrzyma�o�� na pe�zanie stali T23 i T24 w porównaniuze stalami T22 i T91 [12]Fig. 3. Creep strength of T23 and T24 steels in comparison with T22and T91 steels [12]

Stal HCM2S (T23) wykazuje zdecydowanie korzystniejszy zestaw właściwości od stali bazowej 2,25Cr – 1Mo, tzn. wyższe doraźne własności mechaniczne, wyższą wytrzymałość na pełzanie oraz żaroodporność w zakresie do ok. 600°C.

Stale T23 i T24 zawierają mniej węgla niż stal 10CrMo9-10, co ułatwia ich stosowanie (spawanie, kształtowanie). Częściowe zastąpienie molibdenu wolframem zwiększa wytrzymałość na pełzanie stali T23 poprzez umocnienie. Podobnym działaniem odznaczają się wanad i niob dzięki wydzielonym węglikom. W przypadku stali T24 wzrost własności wytrzymałościowych osiągnięto dzięki zastosowaniu pierwiastków węglikotwórczych, takich jak wanad, tytan i bor [10].

Stale HCM2S oraz 7CrMoVTiB10-10 znalazły zastosowanie na rury o małej średnicy i małej grubości ścianki. Jednocześnie na podstawie przeprowadzonych badań stwierdzono, że obie stale mogą być stosowane nie tylko na rury kotłowe, ale również przedstawiają – w zakresie grubościennych wysokociśnieniowych rurociągów przy temperaturze od 500°C do 550°C – dobrą alternatywę dla martenzytycznych 9% stali chromowych [10]. Korzyści z zastosowania nowych ferrytycznych stali niskostopowych nie są związane jedynie z budową nowych instalacji pracujących przy parametrach nadkrytycznych. Istotna jest również możliwość wykorzystania nowych gatunków stali T23 i T24 podczas modernizacji istniejących instalacji pracujących przy parametrach konwencjonalnych. Rozwiązanie polegające na zastąpieniu stosowanej dotychczas stali P22 przynosi wymierne korzyści. Zastosowanie stali nowej generacji na wysokociśnieniowe rurociągi oraz komponenty przewodów przegrzewacza międzystopniowego pary przegrzanej pozwala w znacznym stopniu zredukować grubość ścianki elementów. W zależności od zastosowania i warunków wymiarowych można uzyskać obniżenie grubości ścianki w zakresie 35÷50% [11].

Stale T23 i T24 stosowane są w stanie ulepszonym cieplnie. Normalizacja następuje w zasadzie dla T/P23 w temperaturze 1060±10°C, a dla T/P24 w temperaturze 1000±10°C. Dla uzyskania wysokich właściwości mechanicznych materiału przy grubościach ścianki większej niż 10 mm wymagane jest przyspieszone studzenie (hartowanie w wodzie). Odpuszczanie przeprowadza się dla T/P23 w temperaturze 760±15°C, a dla T/P24 w 750±15°C [11].


Dzięki małej zawartości węgla zarówno w stali T23, jak i T24, w przypadku elementów cienkościennych, nie zachodzi konieczność wykonywania zabiegów podgrzewania przed procesem spawania oraz obróbki cieplnej po spawaniu. Obniżona zawartość węgla prowadzi do uzyskania maksymalnych wartości twardości od 350 do 360 HV10, przy bardzo szybkim studzeniu w strefie martenzytu, zarówno w przypadku stali T23, jak i T24 (rys. 1 i 2).

W porównaniu do stali T22 nowe niskostopowe stale T23 i T24 wykazują wyższe właściwości wytrzymałościowe. Stal bazową charakteryzują natomiast wyższe właściwości plastyczne. Właściwości (według normy ASTM A213) stali T23 i T24 oraz stali T22 i T91 przedstawiono w tablicy II [12].

Tablica II. Właściwości mechaniczne stali T23 i T24 oraz T22 i T91Table II. Mechanical properties of T23, T24, T22 and T91 steels

Rys. 3. Wytrzymałość na pełzanie stali T23 i T24 w porównaniu ze stalami T22 i T91 [12]Fig. 3. Creep strength of T23 and T24 steels in comparison with T22 and T91 steels [12]

Wytrzymałość na pełzanie nowych stali niskostopowych (rys. 3) jest znacznie wyższa od wytrzymałości na pełzanie stali konwencjonalnej.

Stale T23 i T24 odznaczają się bardzo dużą stabilnością struktury. Starzenie przeprowadzone w temperaturze 550°C w czasie 50 000 h nie spowodowało istotnych zmian właściwości mechanicznych stali T24 [13].


oPC.









HCM2S(T23) 0,06 2,25 0,1 0,25 1,6 �0,06 Nb

0,05

7CrMoTiB(T24) 0,08 2,4 1,0 0,25 - �0,07 Ti

0,07





T22 205 min. 415 min. 30 163

T23 400 min. 510 min. 20 220

T24 450 min. 585 min. 17 250

T91 415 min. 585 min. 20 250

T91T24

T23

T220

50

100

150

200

250

300

500 520 540 560 580 600

Temperatura [oC]

Wyt

rzym

a�os�

na p

e�az

anie

Rz/

1000

00 [M

Pa]


Tablica I. Skład chemiczny nowych stali niskostopowych T23 i T24 [%] [3]Table I. Chemical composition of new low-alloyed steel T23 and T24 [%] [3]


oPC.









HCM2S(T23) 0,06 2,25 0,1 0,25 1,6 �0,06 Nb

0,05

7CrMoTiB(T24) 0,08 2,4 1,0 0,25 - �0,07 Ti

0,07





T22 205 min. 415 min. 30 163

T23 400 min. 510 min. 20 220

T24 450 min. 585 min. 17 250

T91 415 min. 585 min. 20 250

T91T24

T23

T220

50

100

150

200

250

300

500 520 540 560 580 600

Temperatura [oC]

Wyt

rzym

a�os�

na p

e�az

anie

Rz/

1000

00 [M

Pa]



oPC.









HCM2S(T23) 0,06 2,25 0,1 0,25 1,6 �0,06 Nb

0,05

7CrMoTiB(T24) 0,08 2,4 1,0 0,25 - �0,07 Ti

0,07





T22 205 min. 415 min. 30 163

T23 400 min. 510 min. 20 220

T24 450 min. 585 min. 17 250

T91 415 min. 585 min. 20 250

T91T24

T23

T220

50

100

150

200

250

300

500 520 540 560 580 600

Temperatura [oC]

Wyt

rzym

a�os�

na p

e�az

anie

Rz/

1000

00 [M

Pa]




Wyniki badań

Badane złącza wykonano dla stali T24, 10CrMo9-10 oraz X10CrAlSi7. Podczas spawania zastosowano następujące spoiwa: UNION 1 CrMoVTiB, OK 76.28, OK. Autotrod 13.22, Cromatig 307Si. W trakcie spawania połączeń próbnych łukiem krytym stosowany był topnik OK Flux 10.61. Składy chemiczne stali, a także ich właściwości mechaniczne przedstawiono w tablicach III i IV.

Tablica III. Skład chemiczny stali, z których wykonane zostały złącza próbne [%]Table III. Chemical composition of steels, which tested welded joints

were made from [%]

Wykaz wykonanych połączeń, wymiary elementów, zastosowane metody spawania oraz materiały dodatkowe zestawiono w tablicy V.

W próbie 1 (pr. I) elementy spawane podgrzewano wstępnie do temperatury 100°C, w próbie 2 w zakresie 100÷150°C, natomiast w próbach 3÷7 nie przeprowadzono podgrzewania. Złącza z próby 5 poddano wyżarzaniu odprężającemu w temperaturze 650°C przez 30 minut.

Wykonane złącza poddano badaniom wytrzymałości na rozciąganie, próbie zginania, badaniom metalograficznym oraz określono rozkład twardości.

Złącza ze stali T24 (próba 1) miały wytrzymałość Rm od 663 do 674 MPa, a zerwanie próbek nastąpiło w materiale rodzimym. Próbę zginania poprzecznego przeprowadzono na trzpieniu o średnicy 20 mm do uzyskania kąta zgięcia 120°, przy rozciąganiu lica oraz grani złącza. Badanie dało wynik pozytywny – nie stwierdzono obecności pęknięć. Wyniki pomiarów twardości wykazały, że najwyższa twardość występuje w SWC i nie przekracza 286 HV10 (przy twardości stali 190÷194 HV i spoiny 273÷279 HV).

Tablica V. Wykaz wykonanych połączeń spawanychTable V. List of made welded joints

Połączenia T24 + 10CrMo910 (próba 2) wykazały wytrzymałość wyższą od materiału rodzimego – zerwanie w technologicznej próbie rozciągania nastąpiło poza złączem (rys. 4).

Rys. 4. Próbki z próby 2 po technologicznej próbie rozciągania (zerwane poza spoiną)Fig. 4. Samples from test no. 2 after tensile test (broken outside the weld)

Podobne wyniki zrywania uzyskano w pozostałych próbach (pr. 3÷7). Pomiary rozkładu twardości wykonane dla prób 2÷4, 6 i 7 dały wyniki pozytywne (poniżej 350 HV10). Najwyższe twardości zmierzono w złączu z próby nr 4; wynoszą one 335 HV w SWC blachy ze stali 10CrAlSi7 oraz 325 HV w SWC rury ze stali T24.

W przypadku złącza pr. 5 poddanego wyżarzaniu (650°C/30 min) maksymalna twardość w strefie wpływu ciepła stali 10CrAlSi7 wynosiła 331 HV, natomiast w SWC rury ze stali T24 326 HV. Zmierzone wartości nie spełniają wymagań, zgodnie z którymi maksymalna dopuszczalna twardość złączy obrabianych cieplnie wynosi 320 HV 10.

Badania mikroskopowe wykazały prawidłową geometrię spoin oraz brak niezgodności spawalniczych.

Obserwacje mikrostruktury pozwalają stwierdzić, że rury ze stali T24 (rys. 5) oraz płaskowniki ze stali 10CrMo910 i 10CrAlSi7 mają strukturę ferrytyczną. W SWC stali T24 połączeń obserwowano strukturę bainityczna (rys. 6) i bainityczna ferrytyczną, a stali 10CrMo9-10 gruboziarnistą strukturę ferrytyczną (rys. 7).

Wytrzyma�o�� na pe�zanie nowych stali niskostopowych (rys. 3) jest znacznie wy�sza od wytrzyma�o�ci na pe�zanie stali konwencjonalnej.Stale T23 i T24 odznaczaj� si� bardzo du�� stabilno�ci� struktury.Starzenie przeprowadzone w temperaturze 550°C w czasie 50 000 h nie spowodowa�o istotnych zmian w�a�ciwo�ci mechanicznych staliT24 [13].

Wyniki bada�

Badane z��cza wykonano dla stali T24, 10CrMo9-10 orazX10CrAlSi7. Podczas spawania zastosowano nast�puj�ce spoiwa: UNION 1 CrMoVTiB, OK 76.28, OK. Autotrod 13.22, Cromatig 307Si. W trakcie spawania po��cze� próbnych �ukiemkrytym stosowany by� topnik OK Flux 10.61. Sk�ady chemiczne stali, a tak�e ich w�a�ciwo�ci mechaniczne przedstawiono w tablicach III i IV.

Tablica III. Sk�ad chemiczny stali, z których wykonane zosta�yz��cza próbne [%]

Table III. Chemical composition of steels, which tested weldedjoints were made from [%]

Gatunek stali Pierwiastek

T24 10CrMo9-10 X10CrAlSi7

C 0,05÷0,10 0,118 max 0,12

Mn 0,30÷0,70 0,5 max 1,00

P max 0,02 0,0015 max 0,04

Si 0,15÷0,45 0,290 0,50÷1,00

S max 0,01 0,0015 max 0,01

Cr 2,20÷2,60 2,21 6,00÷8,00

Mo 0,90÷1,10 0,92 -

Ti 0,05÷0,10 0,003 -

V 0,20÷0,30 0,01 -

Ni - 0,32 -

Al - 0,036 0,50÷1,00B 0,0015÷0,007 0,0001 -

Norma ASTM A213 PN-EN10028:2002

PN-EN10095:2002

Tablica IV. W�asno�ci mechaniczne stali, z których wykonane zosta�yz��cza próbne

Table IV. Mechanical properties of steels, which tested weldedjoints were made from

Wykaz wykonanych po��cze�, wymiary elementów, zastosowanemetody spawania oraz materia�y dodatkowe zestawiono w tablicy V.

W próbie 1. (pr. I) elementy spawane podgrzewano wst�pnie dotemperatury 100°C, w próbie 2, w zakresie100÷150°C, natomiast w próbach 3÷7 nie przeprowadzono podgrzewania. Z��cza z próby 5.poddano wy�arzaniu odpr��aj�cemu w temperaturze 650°C przez 30 minut.

Wykonane z��cza poddano badaniom wytrzyma�o�ci na rozci�ganie, próbie zginania, badaniom metalograficznym oraz okre�lono rozk�ad twardo�ci.

Z��cza ze stali T24 (próba 1) mia�y wytrzyma�o�� RBmB od 663 do 674 MPa, a zerwanie próbek nast�pi�o w materiale rodzimym. Prób�

zginania poprzecznego przeprowadzono na trzpieniu o �rednicy20 mm do uzyskania k�ta zgi�cia 120°, przy rozci�ganiu lica oraz grani z��cza. Badanie da�o wynik pozytywny – nie stwierdzonoobecno�ci p�kni��. Wyniki pomiarów twardo�ci wykaza�y, �enajwy�sza twardo�� wyst�puje w SWC i nie przekracza 286 HV10(przy twardo�ci stali 190÷194 HV i spoiny 273÷279 HV).

Tablica V. Wykaz wykonanych po��cze� spawanychTable V. List of made welded joints

Lp. Spawaneelementy

Spawanestale Spoiwo Metoda

spawania

1 Ø�38 × 5 mm T24 UNION 1 CrMoVTiB GTAW (141)

2Ø�38 × 5,6 mm

p�askownik6 mm

T24 + 10CrMo910

OK Autotrod 13.20 SC SAW (121)

3Ø�38 × 5,6 mm

p�askownik6 mm

T24 + 10CrMo910


4 Ø�38 × 5,6 mm ko�� dystansowa

T24 + 10CrAlSi7 Cromatig Si 7 GTAW (141)



6 Ø�38 × 5,6 mm blacha 6 mm

T24 + 10CrMo910

OK Autotrod 13,22 SMAW (111)


T24 + 10CrMo910 OK 76,28 GMAW

(135)

Po��czenia T24 + 10CrMo910 (próba 2) wykaza�y wytrzyma�o��wy�sz� od materia�u rodzimego – zerwanie w technologicznej próbie rozci�gania nast�pi�o poza z��czem (rys. 4).

Gatunek Norma RBe[MPa] RBmB [MPa] AB5B

[%]

7CrMoVTiB10-10 ASTM A213 min.450 585 20

10CrMo9-10 EN 10028-2 min.310 480 ÷ 630 18

X10CrAlSi7 EN 10095 min.220 420 ÷ 620 20

Rys. 4. Próbki z próby 2. po technologicznej próbie rozci�gania(zerwane poza spoin�)Fig. 4. Samples from test no. 2 after tensile test (broken outside the weld)

Podobne wyniki zrywania uzyskano w pozosta�ych próbach (pr.3÷7). Pomiary rozk�adu twardo�ci wykonane dla prób 2÷4, 6 i 7 da�ywyniki pozytywne (poni�ej 350 HV10). Najwy�sze twardo�cizmierzono w z��czu z próby nr 4; wynosz� one 335 HV w SWCblachy ze stali 10CrAlSi7 oraz 325 HV w SWC rury ze stal T24.

W przypadku z��cza pr. 5 poddanego wy�arzaniu (650°C/30 min) maksymalna twardo�� w strefie wp�ywu ciep�a stali 10CrAlSi7wynosi�a 331 HV, natomiast w SWC rury ze stali T24 326 HV.Zmierzone warto�ci nie spe�niaj� wymaga�, zgodnie z którymimaksymalna dopuszczalna twardo�� z��czy obrabianych cieplniewynosi 320 HV 10.

Badania mikroskopowe wykaza�y prawid�ow� geometri� spoin orazbrak niezgodno�ci spawalniczych.


Wyniki bada�






C 0,05÷0,10 0,118 max 0,12

Mn 0,30÷0,70 0,5 max 1,00

P max 0,02 0,0015 max 0,04

Si 0,15÷0,45 0,290 0,50÷1,00

S max 0,01 0,0015 max 0,01

Cr 2,20÷2,60 2,21 6,00÷8,00

Mo 0,90÷1,10 0,92 -

Ti 0,05÷0,10 0,003 -

V 0,20÷0,30 0,01 -

Ni - 0,32 -

Al - 0,036 0,50÷1,00B 0,0015÷0,007 0,0001 -


PN-EN10095:2002









Lp. Spawaneelementy


spawania


2Ø�38 × 5,6 mm

p�askownik6 mm

T24 + 10CrMo910


3Ø�38 × 5,6 mm

p�askownik6 mm

T24 + 10CrMo910







T24 + 10CrMo910



T24 + 10CrMo910 OK 76,28 GMAW

(135)



[%]


10CrMo9-10 EN 10028-2 min.310 480 ÷ 630 18

X10CrAlSi7 EN 10095 min.220 420 ÷ 620 20






Wyniki bada�






C 0,05÷0,10 0,118 max 0,12

Mn 0,30÷0,70 0,5 max 1,00

P max 0,02 0,0015 max 0,04

Si 0,15÷0,45 0,290 0,50÷1,00

S max 0,01 0,0015 max 0,01

Cr 2,20÷2,60 2,21 6,00÷8,00

Mo 0,90÷1,10 0,92 -

Ti 0,05÷0,10 0,003 -

V 0,20÷0,30 0,01 -

Ni - 0,32 -

Al - 0,036 0,50÷1,00B 0,0015÷0,007 0,0001 -


PN-EN10095:2002









Lp. Spawaneelementy


spawania


2Ø�38 × 5,6 mm

p�askownik6 mm

T24 + 10CrMo910


3Ø�38 × 5,6 mm

p�askownik6 mm

T24 + 10CrMo910







T24 + 10CrMo910



T24 + 10CrMo910 OK 76,28 GMAW

(135)



[%]


10CrMo9-10 EN 10028-2 min.310 480 ÷ 630 18

X10CrAlSi7 EN 10095 min.220 420 ÷ 620 20






Wyniki bada�






C 0,05÷0,10 0,118 max 0,12

Mn 0,30÷0,70 0,5 max 1,00

P max 0,02 0,0015 max 0,04

Si 0,15÷0,45 0,290 0,50÷1,00

S max 0,01 0,0015 max 0,01

Cr 2,20÷2,60 2,21 6,00÷8,00

Mo 0,90÷1,10 0,92 -

Ti 0,05÷0,10 0,003 -

V 0,20÷0,30 0,01 -

Ni - 0,32 -

Al - 0,036 0,50÷1,00B 0,0015÷0,007 0,0001 -


PN-EN10095:2002









Lp. Spawaneelementy


spawania


2Ø�38 × 5,6 mm

p�askownik6 mm

T24 + 10CrMo910


3Ø�38 × 5,6 mm

p�askownik6 mm

T24 + 10CrMo910







T24 + 10CrMo910



T24 + 10CrMo910 OK 76,28 GMAW

(135)



[%]


10CrMo9-10 EN 10028-2 min.310 480 ÷ 630 18

X10CrAlSi7 EN 10095 min.220 420 ÷ 620 20





Tablica IV. Własności mechaniczne stali, z których wykonane zostały złącza próbne

Table IV. Mechanical properties of steels, which tested welded joints were made from


Rys. 5. Ferrytyczna struktura stali T24Fig. 5. Ferritic structure of steel T24

Rys. 6. Bainityczna struktura SWC stali T24 (próbka 2)Fig. 6. HAZ bainitic structure of steel T24 (sample 2)

Wnioski

Na podstawie przeprowadzonych badań i analizy ich wyników sformułowano następujące wnioski.• Zastosowane technologie spawania pozwoliły na uzyskanie połączeń spełniających wymagania dotyczące wytrzymałości, plastyczności i twardości (poza złączem wyżarzanym - pr. 5). • Wykonane złącza nie mają niezgodności spawalniczych. • Połączenia ze stali T24 wykonane według 7 badanych kombinacji we wszystkich przypadkach mają wytrzymałość na rozciąganie wyższą od wymaganej, a zerwanie próbek następuje poza spoiną.• Rodzaj zastosowanej metody spawania (GTAW, SAW, GMAW) nie wpływa istotnie na własności mechaniczne badanych złączy spawanych.• Złącza ze stali T24 charakteryzują się wysokimi własnościami plastycznymi, o czym świadczą wyniki próby zginania.• Przy wykonywaniu złączy ze stali T24 nie jest wymagane wstępne podgrzewanie i obróbka cieplna złącz spawanych. Złącza wykonane bez tych zabiegów w SWC mają twardość nie przekraczającą 350 HV10.• Wyżarzanie odprężające po spawaniu złączy ze stali T24 i 10CrAlSi7 (pr. 5) nie powoduje spadku twardości SWC w stosunku do złączy nie obrabianych cieplnie, a dodatkowo złącza te nie spełniają wymagań dotyczących maksymalnej twardości w złączu poddanym obróbce cieplnej.

Literatura

[1] Pasternak J., Hernas A., Niewielski G., Kiełbus A.: Nowe ferrytyczne stale na elementy kotłów o parametrach nadkrytycznych; Krajowa Konferencja Dobór Materiałów Inżynierskich., Jurata, 1997.

[2] Hernas A., Dobrzański J.: Trwałość i niszczenie elementów kotłów i turbin parowych; Wyd. Polit. Śląskiej, Gliwice, 2003.

[2] Hernas A., Dobrzański J.:kotłów i turbin parowych; Wyd. Polit. Śląskiej, Gliwice, 2003.

[2] Hernas A., Dobrzański J.:

[3] Hernas A.: Żarowytrzymałość stali i stopów; Wydawnictwo kotłów i turbin parowych; Wyd. Polit. Śląskiej, Gliwice, 2003.

Żarowytrzymałość stali i stopów; Wydawnictwo kotłów i turbin parowych; Wyd. Polit. Śląskiej, Gliwice, 2003.

Politechniki Śląskiej, Gliwice, 2000.[3] Hernas A.:

Politechniki Śląskiej, Gliwice, 2000.[3] Hernas A.: Żarowytrzymałość stali i stopów; Wydawnictwo

Politechniki Śląskiej, Gliwice, 2000. Żarowytrzymałość stali i stopów; Wydawnictwo

[4] Bendick W., Haarmann K., Ring M., Zschau M.: Development components in Germany and Europe; VGB Kraftwerkstechnik, nr 5, 1997.

[5] Bendick W. i inni: Current state of development of advanced pipe and tube materials in Germany and Europe for power plant components, Materiały konferencji „International Joint Power Generation Conference”, 1998.

[6] Brózda J.: Przegląd stali nowej generacji stosowanych w energetyce, Seminarium Instytutu Spawalnictwa „Nowoczesne materiały spawalne dla przemysłu energetycznego, lotniczego i chemicznego”, Gliwice, 2003.

[7] Bendick W., Hahn B., Schendler W.: Neue Entwicklungen fuer warmfeste Rohre im Kraftwerksbau, 3R international, nr 5, 2001

[8] Brózda J.: Stale żarowytrzymałe nowej generacji, ich spawalność i własności złączy spawanych cz. I; Biuletyn Instytutu Spawalnictwa, nr 1, 2004.

[9] Lalik S., Niewielski G.: Spawalność stali przeznaczonych na elementy nadkrytyczne kotłów; Inżynieria Materiałowa, nr 6, 2003.

[10] Husemann R.U., Bendick W., Haarmann K., Heeschen J., Helmrich A.: The new 7CrMoVTiB10-10 Material. (Part1) For boiler Membrane Walls. VGB Power Tech., nr 7, 2000.

[11] Orr J., Burton D.: Development, current and future use of steel P91. Proceedings of the ECSC Information Day “The manufacture and properties of steel P91 for the power plant and process industries”, Düsseldorf, 1992.

[12] The T23/T24 Book, Materiały informacyjne firmy Vallourec & Mannesmann, 2000.

[13] Rosenbrock L.: A critical overview of the welding of P91 material. Australian Welding Journal, Volume 46, Second Quarter, 2001.

[14] Hernas A., Cieśla M., Niewielski G., Kiełbus A., Lalik S.:Ocena właściwości w stanie wyjściowym wybranych nowych gatunków stali Cr-Mo-V-W-(Cu) na rury kotłowe i ich połączeń spawanych do pracy w warunkach nadkrytycznych; Sprawozdanie z badań, niepublikowane, 1998.

Obserwacje mikrostruktury pozwalaj� stwierdzi�, �e rury ze staliT24 (rys. 5) oraz p�askowniki ze stali 10CrMo910 i 10CrAlSi7 maj�struktur� ferrytyczn�. W SWC stali T24 po��cze� obserwowanostruktur� bainityczna (rys. 6) i bainityczna ferrytyczn�, a stali10CrMo9-10 gruboziarnist� struktur� ferrytyczn� (rys. 7).


Rys. 6. Bainityczna struktura SWC stali T24 (próbka.2)Fig. 6. HAZ bainitic structure of steel T24 (sample 2)

Rys. 7. Gruboziarnista struktura ferrytyczna w SWC p�askownika ze stali 10CrAlSi7 (próbka 4)

Fig. 7. Coarse-grained ferritic structure in HAZ of flat from 10CrAlSi7 steel (sample 4)

Wnioski

Na podstawie przeprowadzonych bada� i analizy ich wynikówsformu�owano nast�puj�ce wnioski. Zastosowane technologie spawania pozwoli�y na uzyskaniepo��cze� spe�niaj�cych wymagania dotycz�ce wytrzyma�o�ci,plastyczno�ci i twardo�ci (poza z��czem wy�arzanym - pr. 5). Wykonane z��cza nie maj� niezgodno�ci spawalniczych. Po��czenia ze stali T24 wykonane wed�ug 7 badanych kombinacji we wszystkich przypadkach maj� wytrzyma�o�� na rozci�ganiewy�sz� od wymaganej, a zerwanie próbek nast�puje poza spoin�. Rodzaj zastosowanej metody spawania (GTAW, SAW, GMAW)nie wp�ywa istotnie na w�asno�ci mechaniczne badanych z��czyspawanych. Z��cza ze stali T24 charakteryzuj� si� wysokimi w�asno�ciamiplastycznymi, o czym �wiadcz� wyniki próby zginania. Przy wykonywaniu z��czy ze stali T24 nie jest wymagane wst�pnepodgrzewanie i obróbka cieplna z��cz spawanych. Z��cza wykonanebez tych zabiegów w SWC maj� twardo�� nie przekraczaj�c�350 HV10. Wy�arzanie odpr��aj�ce po spawaniu z��czy ze stali T24 i 10CrAlSi7 (pr. 5) nie powoduje spadku twardo�ci SWC w stosunkudo z��czy nie obrabianych cieplnie, a dodatkowo z��cza te niespe�niaj� wymaga� dotycz�cych maksymalnej twardo�ci w z��czupoddanym obróbce cieplnej.

100 µm

Literatura

[1] Pasternak J., Hernas A., Niewielski G., Kie�bus A.: Noweferrytyczne stale na elementy kot�ów o parametrachnadkrytycznych; Krajowa Konferencja Dobór Materia�ówIn�ynierskich., Jurata, 1997.

[2] Hernas A., Dobrza�ski J.: Trwa�o�� i niszczenie elementówkot�ów i turbin parowych; Wyd. Polit. �l�skiej, Gliwice, 2003.

[3] Hernas A.: �arowytrzyma�o�� stali i stopów; WydawnictwoPolitechniki �l�skiej, Gliwice, 2000.

[4] Bendick W., Haarmann K., Ring M., Zschau M.:Development components in Germany and Europe; VGBKraftwerkstechnik, nr 5, 1997.

[5] Bendick W. i inni: Current state of development of advanced pipe and tube materials in Germany and Europe for power plant components, Materia�y konferencji „International Joint Power Generation Conference”, 1998.

[6] Brózda J.: Przegl�d stali nowej generacji stosowanych w energetyce, Seminarium Instytutu Spawalnictwa „Nowoczesnemateria�y spawalne dla przemys�u energetycznego, lotniczego i chemicznego”, Gliwice, 2003.

[7] Bendick W., Hahn B., Schendler W.: Neue Entwicklungen fuerwarmfeste Rohre im Kraftwerksbau, 3R international, nr 5, 2001

[8] Brózda J.: Stale �arowytrzyma�e nowej generacji, ichspawalno�� i w�asno�ci z��czy spawanych cz. I; BiuletynInstytutu Spawalnictwa, nr 1, 2004.

[9] Lalik S., Niewielski G.: Spawalno�� stali przeznaczonych na elementy nadkrytyczne kot�ów; In�ynieria Materia�owa, nr 6, 2003.

[10] Husemann R.U., Bendick W., Haarmann K., Heeschen J.,Helmrich A.: The new 7CrMoVTiB10-10 Material. (Part1) For boiler Membrane Walls. VGB Power Tech., nr 7, 2000.

[11] Orr J., Burton D.: Development, current and future use of steelP91. Proceedings of the ECSC Information Day “Themanufacture and properties of steel P91 for the power plant andprocess industries”, Düsseldorf, 1992.

[12] The T23/T24 Book, Materia�y informacyjne firmy Vallourec & Mannesmann, 2000.

[13] Rosenbrock L.: A critical overview of the welding of P91 material. Australian Welding Journal, Volume 46, SecondQuarter, 2001.

[14] Hernas A., Cie�la M., Niewielski G., Kie�bus A., Lalik S.:Ocena w�a�ciwo�ci w stanie wyj�ciowym wybranych nowychgatunków stali Cr-Mo-V-W-(Cu) na rury kot�owe i ich po��cze�spawanych do pracy w warunkach nadkrytycznych;Sprawozdanie z bada�, niepublikowane, 1998.

100 µm

100 µm






Wnioski


100 µm

Literatura















100 µm

100 µm






Wnioski


100 µm

Literatura















100 µm

100 µm

Rys. 7. Gruboziarnista struktura ferrytyczna w SWC płaskownika ze stali 10CrAlSi7 (próbka 4)Fig. 7. Coarse-grained ferritic structure in HAZ of flat from 10CrAlSi7 steel (sample 4)


dr hab. in�. Jerzy Łabanowski dr in�. Krzysztof Krzysztofowicz mgr in�. Krzysztof Samson Katedra In�ynierii Materiałowej, Politechnika Gda�ska

Badania podatno�ci na korozj� napr��eniow�spawanych zł�czy ze stali austenitycznej oraz duplex


Streszczenie

Przedstawiono wyniki bada� spawanych zł�czy ró�noimiennychwykonanych ze stali austenitycznej gatunku AISI 316L oraz duplex 2205. Wykonano 3 płyty próbne za pomoc� spawania automatycznego łukiem krytym pod topnikiem. Zł�cza ró�niły si� sposobem przygotowania kraw�dzi oraz zastosowan� energi� liniow� spawania. Badania wła�ciwo�cimechanicznych zł�czy wykazały zadowalaj�ce wyniki, spełniaj�cewymagania okr�towych towarzystw klasyfikacyjnych, pomimo zastosowania du�ych energii liniowych spawania. Badania podatno�ci na korozj� napr��eniow� zł�czy wykonano metod� odkształcania z mał�pr�dko�ci�. Próby przeprowadzono w �rodowisku oboj�tnym oraz agresywnym (MgCl2). Próbki badane w �rodowisku oboj�tnym p�kały w materiale o ni�szych wła�ciwo�ciach mechanicznych w stali austenitycznej. Badania w �rodowisku MgCl2 wykazały p�kanie zł�czy po stronie stali duplex w obszarze strefy wpływu ciepła (SWC).

Abstract

The paper presents investigation results of dissimilar welds of duplex and austenitic 316L stainless steels. Three test plates were performed with the use of submerged arc welding with various edge preparations.

Mechanical examinations showed that joints properties meet the requirements of ship classification societies, despite of application rather high welding heat inputs. The susceptibility of welded joints to stress corrosion cracking was investigated with the use of Slow Strain Rate Test technique in the inert and 35% MgCl2 solution environments. It was revealed that samples tested in inert environment crack at austenitic steel zone, and crack at heat affected zones of duplex steel when tested in MgCl2

environment.

.Wst�p

W konstrukcjach zbiorników okr�towych do przewozu chemikaliów cz�sto zachodzi potrzeba spawania stali duplex z innymi gatunkami stali. Jeszcze w latach 90. XX w. podstawowym materiałem do budowy zbiorników chemikaliowców były stale austenityczne AISI 316 (316L, 316LN). Obecnie wi�kszo�� zbiorników wykonuje si� ze stali duplex 2205, stale austenityczne nie zostały całkowicie wyeliminowane z konstrukcji. St�d te� wynika konieczno�� spawania stali odpornych na korozj� o ró�nych strukturach [1].

W praktyce przemysłowej zł�cza spawane stali duplex ze stalami austenitycznymi s� realizowane przy zastosowaniu technik wła�ciwych dla spawania stali duplex. W przemy�le okr�towym du�eznaczenie ma stosowanie wysokowydajnych technik spawalniczych. Jest to istotne przy prefabrykacji du�ych sekcji. Spawanie automatyczne łukiem krytym (SAW) jest najszerzej stosowan�metod� spawania blach grubych. Pomimo ogranicze� stosowania tej metody przy spawaniu stali duplex oraz stali austenitycznych, metoda ta zapewnia du�� wydajno�� procesu spawania oraz uzyskiwanie poł�cze� o najlepszej jako�ci. Zwi�kszenie wydajno�ci procesu spawania metod� SAW wi��e si� z zastosowaniem wi�kszych energii liniowych spawania, a co za tym idzie wi�kszym stopniem przetopu materiału rodzimego oraz dłu�szym czasem chłodzenia spoiny. Na ogół koncepcja jedno- lub dwu�ciegowego spawania blach grubych ze stali duplex lub austenitycznych z ukosowaniem na 2Y lub bez ukosowania kraw�dzi jest uwa�ana za niewła�ciw� ze wzgl�du na pogorszenie odporno�ci korozyjnej zł�czy [2], chocia� mo�na spotka�odmienne opinie [3]. W przypadku stali duplex spawanie przy du�ym wkładzie ciepła mo�e powodowa� znaczne wymieszanie stopiwa z materiałem rodzimym i przez to uzyskanie nadmiernej ilo�ci ferrytu w zł�czu. Takie warunki spawania mog� równie� doprowadzi� do wydzielania faz mi�dzymetalicznych oraz w�glików z powodu małej szybko�ci chłodzenia zł�cza.

W przypadku stali austenitycznych (np. 316L) spawanie metod�SAW z du�ymi energiami liniowymi uwa�ane jest jako niepo��dane, poniewa� du�y wkład ciepła spawania mo�e powodowa� powstanie zbyt małej ilo�ci ferrytu w spoinie i stwarza� sprzyjaj�ce warunki do p�kni�� krystalizacyjnych oraz wydzielania si� faz mi�dzymetalicznych [4÷7].

Te opinie zostały ustalone na podstawie bada� zł�czy jednorodnych stali duplex lub stali austenitycznych. Nie w pełni jednak wyja�niono jak du�y stopie� przetopu oraz jak du�� energi� liniow� spawania mo�na zastosowa�, by uzyska� zł�cza o zadowalaj�cych wła�ciwo�ciach. W przypadku spawania blach ze stali o ró�nych strukturach takich informacji w literaturze nie znaleziono.

Wyniki bada� wła�ciwo�ci mechanicznych zł�czy przedstawiono w publikacji [8]. Celem niniejszej pracy było zbadanie podatno�ci napr��eniowego p�kania korozyjnego zał�czy ró�noimiennych spawanych metod� SAW.

Metodyka badawcza Do bada� u�yto blach o grubo�ci 15 mm ze stali duplex typu 2205 gatunku UR45N+ (UNS31803) oraz ze stali austenitycznej AISI 316L (X2CrNiMo17-12-2). Jako materiałów dodatkowych do spawania u�yto drutu spawalniczego o �rednicy 3,2 mm ESAB OK. Autrod 16.86 (22Cr9Ni3Mo) wg EN 10204 oraz topnika ESAB OK. Flux 10.93 SAW wg EN 760. Drut spawalniczy ze stali Cr23Ni9Mo3 dobrano zgodnie z zaleceniami spawania zł�czy stali duplex. Skład chemiczny stali podano w tablicy I, a wymagane wła�ciwo�ci mechaniczne w tablicy II.

Tablica I. Skład chemiczny badanych materiałów, [% masy]Table I. Chemical composition of the tested materials, [wt %]

Materiał C Si Mn Cr Mo Ni Cu N UR45N+ 0,017 0,4 1,50 21,9 3,0 5,7 - 0,17

316L 0,019 0,38 1,79 16,01 2,54 11,0 0,45 - Autrod 16.86 0,02 0,46 1,6 23,0 3,10 8,6 - 0,16

Badania podatności na korozję naprężeniową spawanych złączy ze stali austenitycznej oraz duplex


Katedra Inżynierii Materiałowej, Politechnika Gdańska

dr hab. inż. Jerzy Łabanowski

W konstrukcjach zbiorników okrętowych do przewozu chemikaliów często zachodzi potrzeba spawania stali duplex z innymi gatunkami stali. Jeszcze w latach 90. XX w. podstawowym materiałem do budowy zbiorników chemikaliowców były stale austenityczne AISI 316 (316L, 316LN). Obecnie większość zbiorników wykonuje się ze stali duplex 2205, stale austenityczne nie zostały całkowicie wyeliminowane z konstrukcji. Stąd też wynika konieczność spawania stali odpornych na korozję o różnych strukturach [1].

W praktyce przemysłowej złącza spawane stali duplex ze stalami austenitycznymi są realizowane przy zastosowaniu technik właściwych dla spawania stali duplex. W przemyśle okrętowym duże znaczenie ma stosowanie wysokowydajnych technik spawalniczych. Jest to istotne przy prefabrykacji dużych sekcji. Spawanie automatyczne łukiem krytym (SAW) jest najszerzej stosowaną metodą spawania blach grubych. Pomimo ograniczeń stosowania tej metody przy spawaniu stali duplex oraz stali austenitycznych, metoda ta zapewnia dużą wydajność procesu spawania oraz uzyskiwanie połączeń o najlepszej jakości. Zwiększenie wydajności procesu spawania metodą SAW wiąże się z zastosowaniem większych energii liniowych spawania, a co za tym idzie większym stopniem przetopu materiału rodzimego oraz dłuższym czasem chłodzenia spoiny. Na ogół koncepcja jedno- lub dwuściegowego spawania blach grubych ze stali duplex lub austenitycznych z ukosowaniem na 2Y lub bez ukosowania krawędzi jest uważana za niewłaściwą ze względu na pogorszenie odporności korozyjnej złączy [2], chociaż można spotkać odmienne opinie [3]. W przypadku stali duplex spawanie przy dużym wkładzie ciepła może powodować znaczne wymieszanie stopiwa z materiałem rodzimym i przez to uzyskanie nadmiernej ilości ferrytu w złączu. Takie warunki spawania mogą również doprowadzić do wydzielania faz międzymetalicznych oraz węglików z powodu małej szybkości chłodzenia złącza.

W przypadku stali austenitycznych (np. 316L) spawanie metodą SAW z dużymi energiami liniowymi uważane jest jako niepożądane, ponieważ duży wkład ciepła spawania może powodować powstanie zbyt małej ilości ferrytu w spoinie i stwarzać sprzyjające warunki do pęknięć krystalizacyjnych oraz wydzielania się faz międzymetalicznych [4÷7].

Te opinie zostały ustalone na podstawie badań złączy jednorodnych stali duplex lub stali austenitycznych. Nie w pełni jednak wyjaśniono jak duży stopień przetopu oraz jak dużą energię liniową spawania można zastosować, by uzyskać złącza o zadowalających właściwościach. W przypadku spawania blach ze stali o różnych strukturach takich informacji w literaturze nie znaleziono.

Wyniki badań właściwości mechanicznych złączy przedstawiono w publikacji [8]. Celem niniejszej pracy było zbadanie podatności naprężeniowego pękania korozyjnego załączy różnoimiennych spawanych metodą SAW.

STRESZCZENIEPrzedstawiono wyniki badań spawanych złączy różnoimiennych

wykonanych ze stali austenitycznej gatunku AISI 316L oraz duplex 2205. Wykonano 3 płyty próbne za pomocą spawania automatycznego łukiem krytym pod topnikiem. Złącza różniły się sposobem przygotowania krawędzi oraz zastosowaną energią liniową spawania. Badania właściwości mechanicznych złączy wykazały zadowalające wyniki, spełniające wymagania okrętowych towarzystw klasyfikacyjnych, pomimo zastosowania dużych energii liniowych spawania. Badania podatności na korozję naprężeniową złączy wykonano metodą odkształcania z małą prędkością. Próby przeprowadzono w środowisku obojętnym oraz agresywnym (MgCl2środowisku obojętnym oraz agresywnym (MgCl2środowisku obojętnym oraz agresywnym (MgCl ). Próbki badane w środowisku 2). Próbki badane w środowisku 2obojętnym pękały w materiale o niższych właściwościach mechanicznych w

2obojętnym pękały w materiale o niższych właściwościach mechanicznych w

2

stali austenitycznej. Badania w środowisku MgCl2stali austenitycznej. Badania w środowisku MgCl2stali austenitycznej. Badania w środowisku MgCl wykazały pękanie złączy po stronie stali duplex w obszarze strefy wpływu ciepła (SWC).

ABSTRACTThe paper presents investigation results of dissimilar welds of duplex

and austenitic 316L stainless steels. Three test plates were performed with the use of submerged arc welding with various edge preparations.

Mechanical examinations showed that joints properties meet the requirements of ship classification societies, despite of application rather high welding heat inputs. The susceptibility of welded joints to stress corrosion cracking was investigated with the use of Slow Strain Rate Test technique in the inert and 35% MgCl2Test technique in the inert and 35% MgCl2Test technique in the inert and 35% MgCl solution environments. It was revealed that samples tested in inert environment crack at austenitic steel

2revealed that samples tested in inert environment crack at austenitic steel

2

zone, and crack at heat affected zones of duplex steel when tested in MgCl2zone, and crack at heat affected zones of duplex steel when tested in MgCl2zone, and crack at heat affected zones of duplex steel when tested in MgClenvironment.

W S T Ę P

dr inż. Krzysztof Krzysztofowicz

mgr inż. Krzysztof Samson

Metodyka badawcza

Do badań użyto blach o grubości 15 mm ze stali duplex typu 2205 gatunku UR45N+ (UNS31803) oraz ze stali austenitycznej AISI 316L (X2CrNiMo17-12-2). Jako materiałów dodatkowych do spawania użyto drutu spawalniczego o średnicy 3,2 mm ESAB OK. Autrod 16.86 (22Cr9Ni3Mo) wg EN 10204 oraz topnika ESAB OK. Flux 10.93 SAW

Tablica I. Skład chemiczny badanych materiałów [% masy]Table I. Chemical composition of the tested materials [wt %]


wg EN 760. Drut spawalniczy ze stali Cr23Ni9Mo3 dobrano zgodnie z zaleceniami spawania złączy stali duplex. Skład chemiczny stali podano w tablicy I, a wymagane właściwości mechaniczne w tablicy II. Przygotowano trzy rodzaje płyt próbnych o wymiarach 500x300x15 mm. Brzegi odcinków blach o długości 500 mm frezowano na złącza typu Y, 2Y, oraz I (rys. 1).

Rys. 1. Przygotowanie brzegów odcinków blach do spawania łukiem krytym: a – spoina Y, b – spoina 2Y, c – spoina IFig. 1. Edge preparation for dissimilar welded joints: a – Y edge preparation, b – 2Y edge preparation, c – square edge preparation

Złącza próbne spawano automatycznie łukiem krytym w pozycji podolnej przy pionowym ustawieniu elektrody, dwustronnie, dwoma (spoiny I i 2Y) lub czterema (spoina Y) przejściami. Długość wylotu swobodnego drutu elektrodowego wynosiła 25 mm. Kolejne ściegi spoiny układano zachowując temperaturę międzywarstwową ok. 100°C. Parametry spawania złączy próbnych podano w tablicy III.

Po spawaniu złącza poddano oględzinom zewnętrznym oraz badaniom radiologicznym. Stwierdzono, że występujące w złączach próbnych niezgodności spawalnicze nie przekraczały wartości dopuszczalnych dla poziomu jakości B wg normy PN-EN 25817.

Badania metalograficzne przeprowadzono za pomocą mikroskopu optycznego Neophot-32, na próbkach trawionych odczynnikiem Beraha (40 ml HCl, 80 ml H2O, 4 g NH4Cl, 1 g K2S2O5). Udział procentowy faz określono na zgładach metalograficznych za pomocą programu komputerowego MultiScan. Badania podatności na naprężeniowe pękanie korozyjne przeprowadzono metodą odkształcania z małą prędkością wg PN-EN ISO 7539-7 (Slow Strian Rate Test-SSRT) w środowisku wrzącego 35% MgCl2 i środowisku obojętnym –

glicerynie w temperaturze 125°C. Badania fraktograficzne przełomów oraz charakter propagacji pęknięć badano na elektronowym mikroskopie skaningowym Philips XL.

Tablica III. Parametry spawania złączy próbnychTable III. Welding parameters of tested joints

Wyniki badań

Badania metalograficzne mikroskopowe ukierunkowane były na określenie struktury spoiny, struktury i szerokości stref wpływu ciepła (SWC) oraz wykrycie pęknięć krystalizacyjnych w złączu. Stwierdzono bardzo podobną budowę strukturalną materiału wszystkich badanych spoin. Na tle osnowy ferrytycznej widoczne są iglaste wydzielenia austenitu w układzie dendrytycznym, układające się osiami w kierunku odpływu ciepła (rys. 2 i 3). Jest to struktura charakterystyczna dla szybko chłodzonych stopów duplex. W rejonach spoin powtórnie nagrzanych podczas formowania kolejnego ściegu występowały wydzielenia globularne austenitu wtórnego. Obserwowano bardzo wąskie strefy wpływu ciepła po obu stronach złączy. Po stronie stali duplex szerokość SWC wynosiła ok. 300÷500 µm (rys. 2). W strukturze SWC odnotowano zwiększoną ilość ferrytu w stosunku do materiału rodzimego ocenioną na 62% w złączu „2Y” , 66% w złączu „I” i 69% w złączu „Y”. Ilość ferrytu oceniona została w dwóch liniach (od strony lica i od grani) położonych ok. 3 mm od powierzchni balach.

Zgodnie z wymaganiami DNV [9] ilość ferrytu w SWC stali duplex nie powinna przekraczać 70%. Większy udział ferrytu obniża plastyczność i odporność korozyjną złącza. W badanych złączach odnotowano mniejszy udział ferrytu, a ponadto mała szerokość SWC sprzyja zachowaniu dobrej plastyczności złącza. Szerokość SWC od strony stali 316L wynosiła 100÷150 µm. W strukturze obserwowano wydłużone ziarna ferrytu, tworzące nieciągłą sieć wokół ziaren austenitu (rys. 3). Nie stwierdzono rozrostu ziaren austenitu i pęknięć krystalizacyjnych.

Tablica II. Wła�ciwo�ci badanych stali (wg danych producentów)Table II. Mechanical properties of tested steels (manufacturer data)

Stal Rm

[MPa] Rp0,2 min

[MPa] A5 min

[%] HV KV (L)

[min] J

UR45N+ 640-840 460 25 290 90 316L 530-670 220 45 146 90

Przygotowano trzy rodzaje płyt próbnych o wymiarach 500x300x15 mm. Brzegi odcinków blach o długo�ci 500 mm frezowano na zł�cza typu Y, 2Y, oraz I (rys. 1).

a)

b)

c)


Zł�cza próbne spawano automatycznie łukiem krytym w pozycji podolnej przy pionowym ustawieniu elektrody, dwustronnie, dwoma (spoiny I i 2Y) lub czterema (spoina Y) przej�ciami. Długo�� wylotu swobodnego drutu elektrodowego wynosiła 25 mm. Kolejne �ciegi spoiny układano zachowuj�c temperatur� mi�dzywarstwow� ok. 100°C. Parametry spawania zł�czy próbnych podano w tablicy III.

Po spawaniu zł�cza poddano ogl�dzinom zewn�trznym oraz badaniom radiologicznym. Stwierdzono, �e wyst�puj�ce w zł�czach próbnych niezgodno�ci spawalnicze nie przekraczały warto�ci dopuszczalnych dla poziomu jako�ci B wg normy PN-EN 25817.

Badania metalograficzne przeprowadzono za pomoc� mikroskopu optycznego Neophot-32, na próbkach trawionych odczynnikiem Beraha (40 ml HCl, 80ml H2O, 4g NH4Cl, 1g K2S2O5). Udział procentowy faz okre�lono na zgładach metalograficznych za pomoc�programu komputerowego MultiScan. Badania podatno�ci na napr��eniowe p�kanie korozyjne przeprowadzono metod�odkształcania z mał� pr�dko�ci� wg PN-EN ISO 7539-7 (Slow Strian Rate Test- SSRT) w �rodowisku wrz�cego 35% MgCl2 i �rodowisku oboj�tnym – glicerynie w temperaturze 125°C. Badania fraktograficzne przełomów oraz charakter propagacji p�kni�� badano na elektronowym mikroskopie skaningowym Philips XL.

Tablica 3. Parametry spawania zł�czy próbnych Table 3. Welding parameters of tested joints

Grubo��mm

Kraw�dzie Liczba �ciegów

Energia kJ/mm

�cieg

15

15

15

Y

2Y

][

4

2

2

1.14 1.14 1.50 1.44 2.16 2.37 2.6 3.2

1/11/21/32/11/12/11/12/1

Wyniki bada�

Badania metalograficzne mikroskopowe ukierunkowane były na okre�lenie struktury spoiny, struktury i szeroko�ci stref wpływu ciepła (SWC) oraz wykrycie p�kni�� krystalizacyjnych w zł�czu. Stwierdzono bardzo podobn� budow� strukturaln� materiału wszystkich badanych spoin. Na tle osnowy ferrytycznej widoczne s�iglaste wydzielenia austenitu w układzie dendrytycznym, układaj�ce si� osiami w kierunku odpływu ciepła (rys. 2 i 3). Jest to struktura charakterystyczna dla szybko chłodzonych stopów duplex. W rejonach spoin powtórnie nagrzanych podczas formowania kolejnego �ciegu wyst�powały wydzielenia globularne austenitu wtórnego. Obserwowano bardzo w�skie strefy wpływu ciepła po obu stronach zł�czy. Po stronie stali duplex szeroko�� SWC wynosiła ok. 300÷500 µm (rys. 2). W strukturze SWC odnotowano zwi�kszon�ilo�� ferrytu w stosunku do materiału rodzimego ocenion� na 62% w zł�czu 2Y, 66% w zł�czu „I” i 69% w zł�czu „Y”. Ilo�� ferrytu oceniona została w dwóch liniach (od strony lica i od grani) poło�onych ok. 3 mm od powierzchni balach.

Zgodnie z wymaganiami DNV [9] ilo�� ferrytu w SWC stali duplex nie powinna przekracza� 70%. Wi�kszy udział ferrytu obni�aplastyczno�� i odporno�� korozyjn� zł�cza. W badanych zł�czach odnotowano mniejszy udział ferrytu, a ponadto mała szeroko�� SWC sprzyja zachowaniu dobrej plastyczno�ci zł�cza. Szeroko�� SWC od strony stali 316L wynosiła 100÷150 µm. W strukturze obserwowano wydłu�one ziarna ferrytu, tworz�ce nieci�gł� sie� wokół ziaren austenitu (rys. 3). Nie stwierdzono rozrostu ziaren austenitu oraz obecno�ci p�kni�� krystalizacyjnych.

W statycznych próbach rozci�gania wszystkie próbki zerwały si� w materiale rodzimym mniej wytrzymałej stali 316L, daleko poza spoin�. Zł�cza spełniły wymagania DNV. W próbach zginania u�yto trzpienia gn�cego o �rednicy równej trzem grubo�ciom blachy (D=45 mm). Wyniki wszystkich prób były pozytywne. Nie stwierdzono p�kni�� i naderwa� na rozci�ganych powierzchniach próbek przy gi�ciu do k�ta 120°.

Rys. 2. Struktura SWC zł�cza typu I, 2 mm od lica, strona stali duplexFig. 2. Heat affected zone microstructure. Duplex steel side. Square edge preparation weld, face line


Stal Rm

[MPa] Rp0,2 min

[MPa] A5 min

[%] HV KV (L)

[min] J

UR45N+ 640-840 460 25 290 90 316L 530-670 220 45 146 90


a)

b)

c)






Grubo��mm


Energia kJ/mm

�cieg

15

15

15

Y

2Y

][

4

2

2

1.14 1.14 1.50 1.44 2.16 2.37 2.6 3.2

1/11/21/32/11/12/11/12/1

Wyniki bada�






Stal Rm

[MPa] Rp0,2 min

[MPa] A5 min

[%] HV KV (L)

[min] J

UR45N+ 640-840 460 25 290 90 316L 530-670 220 45 146 90


a)

b)

c)






Grubo��mm


Energia kJ/mm

�cieg

15

15

15

Y

2Y

][

4

2

2

1.14 1.14 1.50 1.44 2.16 2.37 2.6 3.2

1/11/21/32/11/12/11/12/1

Wyniki bada�





[ mm [ mm ] [ kJ/mm [ kJ/mm ],1.14 ,1.14 ,1.14 ,1.14 ,1.50 ,1.50 ,1.44 ,1.44 ,2.16 ,2.16 ,2.37 ,2.37 ,2.6 ,2.6 ,3.2 ,3.2

Tablica II. Właściwości badanych stali (wg danych producentów)Table II. Mechanical properties of tested steels (manufacturer data)


Stal Rm

[MPa] Rp0,2 min

[MPa] A5 min

[%] HV KV (L)

[min] J

UR45N+ 640-840 460 25 290 90 316L 530-670 220 45 146 90


a)

b)

c)






Grubo��mm


Energia kJ/mm

�cieg

15

15

15

Y

2Y

][

4

2

2

1.14 1.14 1.50 1.44 2.16 2.37 2.6 3.2

1/11/21/32/11/12/11/12/1

Wyniki bada�





Rys. 2. Struktura SWC złącza typu I, 2 mm od lica, strona stali duplexFig. 2. Heat affected zone microstructure. Duplex steel side. Square edge preparation weld, face line


W statycznych próbach rozciągania wszystkie próbki zerwały się

w materiale rodzimym mniej wytrzymałej stali 316L, daleko poza spoiną.

Złącza spełniły wymagania DNV. W próbach zginania użyto trzpienia

gnącego o średnicy równej trzem grubościom blachy (D=45 mm). Wyniki

wszystkich prób były pozytywne. Nie stwierdzono pęknięć i naderwań na

rozciąganych powierzchniach próbek przy gięciu do kąta 120°.

Kształt próbek do badań korozyjnych pokazano na rysunku 4. Część

pomiarowa próbek zawierała spoinę, SWC oraz materiały rodzime.

W czasie testów korozyjnych rejestrowano maksymalną siłę (Fm),

energię zużytą do zerwania próbki (E) oraz wydłużenie (A). Po

zakończeniu prób mierzono przewężenie próbek (Z) w miejscu zerwania.

Próbki rozciągano z prędkością odkształcenia ok. 2,2 x 10-6 1/s. Próbki

rozciągane w środowisku obojętnym gliceryny w temperaturze 125°C

były próbkami porównawczymi dla określenia spadku plastyczności

obrazującego udział korozji naprężeniowej w niszczeniu stali.

Badania makroskopowe wykazały istotne różnice miejsc przełomu

próbek zawierających złącze spawane. Próbki rozciągane w środowisku

obojętnym zrywały się w materiale o niższej wytrzymałości – po stronie

stali austenitycznej. Próbki rozciągane w środowisku MgCl2 pękały

z przeciwnej strony złącza, od strony stali duplex 2205 (rys. 5).

Wyniki testów SSRT dla jednej serii próbek przedstawiono

w tablicy IV oraz zilustrowano na wykresach zmiany naprężenia w funkcji

wydłużenia (rys. 6). Stwierdzono podatność materiałów rodzimych, stali

duplex oraz stali austenitycznej na korozję naprężeniową w warunkach

testu (rys. 6a). Struktura złączy spawanych miała istotny wpływ na

przebieg procesu niszczenia. W środowisku obojętnym próbki pękały

w obszarze SWC od strony stali 316L. Wytrzymałość na rozciąganie

oraz przewężenia tych próbek nie odbiegały znacząco od wyników

uzyskanych dla materiałów rodzimych. Istotną różnicą było mniejsze

wydłużenie. Rozciąganie w środowisku wrzącego MgCl2 spowodowało

kruche pękanie próbek przy niższych naprężeniach w stosunku do

wyników uzyskanych w glicerynie. Wszystkie próbki zerwały się

w strefie wpływu ciepła stali duplex. Wyniki prób wyraźnie wskazują,

iż czynnik środowiskowy decydował o wytrzymałości złącza.

Rys. 6. Krzywe rozciągania uzyskane w testach SSRT. Szybkość odkształcania 2,7 x 10-6 s-1; środowisko: a – materiały rodzime, b – złącza spawane; G – gliceryna, Mg – 35% roztwór MgCl2 Fig. 6. Stress-strain curves obtained in slow strain rate tests in boiling solution at strain rates 2,7 x 10-6 s-1; a – parent materials, b – welded joints. Environment: G – glycerine, MG – 35% MgCl2 solution

Rys. 3. Struktura SWC zł�cza typu I, 2 mm od lica, strona stali 316L Fig. 3. Heat affected zone microstructure. 316L steel side. Square edge preparation weld, face line

Kształt próbek do bada� korozyjnych pokazano na rysunku 4. Cz��pomiarowa próbek zawierała spoin�, SWC oraz materiały rodzime.

316L Duplex

Rys. 4. Próbka do bada� korozji napr��eniowej Fig. 4. Stress corrosion cracking test specimen

W czasie testów korozyjnych rejestrowano maksymaln� sił� (Fm),energi� zu�yt� do zerwania próbki (E) oraz wydłu�enie (A). Po zako�czeniu prób mierzono przew��enie próbek (Z) w miejscu zerwania. Próbki rozci�gano z pr�dko�ci� odkształcenia ok. 2,2 x 10-6

1/s. Próbki rozci�gane w �rodowisku oboj�tnym gliceryny w temperaturze 125°C były próbkami porównawczymi dla okre�leniaspadku plastyczno�ci obrazuj�cego udział korozji napr��eniowej w niszczeniu stali.

Rys. 5. Miejsca przełomów po próbach powolnego rozci�gania w �rodowisku korozyjnym (MG) i oboj�tnym (G). Zł�cza typu „I”. Strona lewa – stal duplex , strona prawa – stal 316L Fig. 5. Fracture area of SSRT samples. „I” preparation welds. Left side – duplex steel, right – 316L steel

Badania makroskopowe wykazały istotne ró�nice miejsc przełomu próbek zawieraj�cych zł�cze spawane. Próbki rozci�gane w �rodowisku oboj�tnym zrywały si� w materiale o ni�szej wytrzymało�ci – po stronie stali austenitycznej. Próbki rozci�gane w �rodowisku MgCl2 p�kały z przeciwnej strony zł�cza, od strony stali duplex 2205 (rys. 5).

Wyniki testów SSRT dla jednej serii próbek przedstawiono w tablicy IV oraz zilustrowano na wykresach zmiany napr��enia w funkcji wydłu�enia (rys. 6). Stwierdzono podatno�� materiałów rodzimych, stali duplex oraz stali austenitycznej na korozj�napr��eniow� w warunkach testu (rys. 6a). Struktura zł�czy

spawanych miała istotny wpływ na przebieg procesu niszczenia. W �rodowisku oboj�tnym próbki p�kały w obszarze SWC od strony stali 316L. Wytrzymało�� na rozci�ganie oraz przew��enia tych próbek nie odbiegały znacz�co od wyników uzyskanych dla materiałów rodzimych. Istotn� ró�nic� było mniejsze wydłu�enie. Rozci�ganie w �rodowisku wrz�cego MgCl2 spowodowało kruche p�kanie próbek przy ni�szych napr��eniach w stosunku do wyników uzyskanych w glicerynie. Wszystkie próbki zerwały si� w strefie wpływu ciepła stali duplex. Wyniki prób wyra�nie wskazuj�, i� czynnik �rodowiskowy decydował o wytrzymało�ci zł�cza. a)

0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.50.05 0.15 0.25 0.35 0.45Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

800

100

300

500

700

Nap

r��e

nie,

MPa

316L-G316L-Mg

Duplex-GDuplex-Mg

b)

0 0.1 0.2 0.30.05 0.15 0.25Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

100

300

500

Nap

r��e

nie,

MPa

ZSY-MgZSI-Mg

ZS2Y-Mg

ZSY-GZS2Y-G

ZSI-G

Rys. 6. Krzywe rozci�gania uzyskane w testach SSRT. Szybko��odkształcania 2,7 x 10-6 s-1; �rodowisko: a – materiały rodzime, b – zł�cza spawane; G – gliceryna, Mg – 35% roztwór MgCl2 Fig. 6. Stress-strain curves obtained in slow strain rate tests in boiling solution at strain rates 2,7x 10-6 s-1; a – parent materials, b – welded joints. Environment: G – glycerine, MG – 35% MgCl2 solution

Tablica IV. Wyniki prób korozyjnych (jedna seria) Table IV. Slow strain rate test results

Próbka �rodo-wisko

Rm [MPa]

Wydłu �enie, [%]

Przew��enie, [%]

Energia zniszczenia

MJ/m3

316L glicer. 484 43,2 81,1 174 316L MgCl2 463 28,1 26,9 99

Duplex glicer. 628 45,2 76,0 236 Duplex MgCl2 520 23,0 39,2 88

ZS2Y-G glicer. 541 22,7 77,9 106

ZS2YMg MgCl2 407 8,7 26,0 24

ZSI-G glicer. 510 26,4 73,5 113

ZSIMg MgCl2 461 13,2 27,8 46

ZSY-G glicer 534 26,5 78,8 114

ZSY-Mg MgCl2 466 13,7 25,2 49 ZS - zł�cze, G – gliceryna, Mg – MgCl2; I, Y, 2Y – przygotowanie kraw�dzi



316L Duplex








0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.50.05 0.15 0.25 0.35 0.45Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

800

100

300

500

700

Nap

r��e

nie,

MPa

316L-G316L-Mg

Duplex-GDuplex-Mg

b)

0 0.1 0.2 0.30.05 0.15 0.25Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

100

300

500

Nap

r��e

nie,

MPa

ZSY-MgZSI-Mg

ZS2Y-Mg

ZSY-GZS2Y-G

ZSI-G




Rm [MPa]

Wydłu �enie, [%]


Energia zniszczenia

MJ/m3

316L glicer. 484 43,2 81,1 174 316L MgCl2 463 28,1 26,9 99


ZS2Y-G glicer. 541 22,7 77,9 106

ZS2YMg MgCl2 407 8,7 26,0 24

ZSI-G glicer. 510 26,4 73,5 113

ZSIMg MgCl2 461 13,2 27,8 46

ZSY-G glicer 534 26,5 78,8 114




316L Duplex








0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.50.05 0.15 0.25 0.35 0.45Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

800

100

300

500

700

Nap

r��e

nie,

MPa

316L-G316L-Mg

Duplex-GDuplex-Mg

b)

0 0.1 0.2 0.30.05 0.15 0.25Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

100

300

500

Nap

r��e

nie,

MPa

ZSY-MgZSI-Mg

ZS2Y-Mg

ZSY-GZS2Y-G

ZSI-G




Rm [MPa]

Wydłu �enie, [%]


Energia zniszczenia

MJ/m3

316L glicer. 484 43,2 81,1 174 316L MgCl2 463 28,1 26,9 99


ZS2Y-G glicer. 541 22,7 77,9 106

ZS2YMg MgCl2 407 8,7 26,0 24

ZSI-G glicer. 510 26,4 73,5 113

ZSIMg MgCl2 461 13,2 27,8 46

ZSY-G glicer 534 26,5 78,8 114


Rys. 5. Miejsca przełomów po próbach powolnego rozciągania w środowisku korozyjnym (MG) i obojętnym (G). Złącza typu „I”. Strona lewa – stal duplex, strona prawa – stal 316LFig. 5. Fracture area of SSRT samples. „I” preparation welds. Left side – duplex steel, right – 316L steel



316L Duplex








0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.50.05 0.15 0.25 0.35 0.45Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

800

100

300

500

700

Nap

r��e

nie,

MPa

316L-G316L-Mg

Duplex-GDuplex-Mg

b)

0 0.1 0.2 0.30.05 0.15 0.25Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

100

300

500

Nap

r��e

nie,

MPa

ZSY-MgZSI-Mg

ZS2Y-Mg

ZSY-GZS2Y-G

ZSI-G




Rm [MPa]

Wydłu �enie, [%]


Energia zniszczenia

MJ/m3

316L glicer. 484 43,2 81,1 174 316L MgCl2 463 28,1 26,9 99


ZS2Y-G glicer. 541 22,7 77,9 106

ZS2YMg MgCl2 407 8,7 26,0 24

ZSI-G glicer. 510 26,4 73,5 113

ZSIMg MgCl2 461 13,2 27,8 46

ZSY-G glicer 534 26,5 78,8 114


Rys. 3. Struktura SWC złącza typu I, 2 mm od lica, strona stali 316LFig. 3. Heat affected zone microstructure. 316L steel side. Square edge preparation weld, face line

Rys. 4. Próbka do badań korozji naprężeniowejFig. 4. Stress corrosion cracking test specimen


Tablica IV. Wyniki prób korozyjnych (jedna seria)Table IV. Slow strain rate test results

Obniżenie odporności korozyjnej w SWC stali duplex należy wiązać ze strukturą tej strefy. Zwiększona ilość ferrytu oraz gruboziarnista struktura tej fazy sprzyjała postępowi naprężeniowego pękania korozyjnego. Różnice energii liniowej spawania w poszczególnych złączach w zakresie 1,15÷3,2 kJ/mm nie spowodowały istotnych różnic w rejestrowanych parametrach charakteryzujących podatność do pękania korozyjnego. Badane złącza pękały w tym samym miejscu przy podobnych naprężeniach ujawniając zbliżoną plastyczność.

Charakter oraz drogi propagacji pęknięć obserwowano na przekrojach próbek po testach korozyjnych (rys. 7). Zauważono, że pęknięcia te na ogół inicjowane są na granicy fazowej austenit/ferryt. Propagacja pęknięć przebiega zasadniczo wzdłuż granic rozrośniętych ziaren ferrytu. Z uwagi na to, że na granicach ziaren ferrytu zarodkuje austenit, pęknięcia przebiegają po granicy faz. Obserwowano również transkrystaliczną propagację pęknięć przez ziarna ferrytu. Zauważono, że niektóre pęknięcia przecinające ziarna ferrytu zostały zatrzymane na wydłużonych ziarnach austenitu usytuowanych prostopadle do kierunku propagacji pęknięcia.

Wnioski

• Struktura różnoimiennych złączy spawanych stali austenityczno--ferrytycznych i austenitycznych ma istotny wpływ na podatność do korozji naprężeniowej. • Przeprowadzone próby powolnego rozciągania złączy spawanych w środowisku korozyjnym MgCl2 wykazały obniżoną odporność na korozję naprężeniową w obszarze SWC stali duplex. • Zastosowane energie liniowe spawania w zakresie 1,15÷3,2 kJ/mm nie spowodowały istotnych różnic w podatności korozyjnej próbek w warunkach testu. • Pęknięcia korozyjne w SWC stali duplex przebiegły w pobliżu granicy międzyfazowej ferryt-austenit lub transkrystalicznie przez ziarna ferrytu.

Literatura

[1] Astrom H., Nicholson F., Stridh L.: Welding of stainless steels in the building of chemical tankers. Welding in the World, Vol. 36, 1995.

[2] Huhtala T., Svenssone., Rigdal S.: Development in submerged arc welding of duplex and superduplex stainless steels. Proc. Conf. Duplex stainless steel 97. KCI Publishing 1997.

[3] McPherson N.A., Chi K., Baker T.N.: Submerged arc welding of stainless steel and the challenge from the laser welding process. Materials Processing Technology 134 (2003).

[4] Łabanowski J.: Stale dupleks – nowoczesny materiał dla przemysłu chemicznego. Inżynieria i Aparatura Chemiczna. 1997, nr 2.

[5] Łabanowski J.: Problemy spawalności odpornych na korozję stali austenityczno-ferrytycznych. Krajowa Konferencja „Dobór i eksploatacja materiałów inżynierskich”, Jurata 1997. Gdańsk, Pol. Gdańska, 1997.

[6] Karlsson L.: Welding of dissimilar metals. Welding in the World. Vol. 36, 1995.

[7] Karlsson L., Rigdal S., Andersson S.: Welding of highly alloyed austenitic and duplex stainless steels. Welding in the World. Vol. 39, No 2, 1999

[8] Łabanowski J.: Mechanical properties of dissimilar welded joints for chemical tankers. Marine Technology Transactions. Polish Academy of Sciences, Branch in Gdańsk. 2005, vol. 16, s.

[9] Det Norske Veritas. Rules for Classification. Ships. Materials and Welding. Part 2, Chapter 3, January 2003.



316L Duplex








0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.50.05 0.15 0.25 0.35 0.45Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

800

100

300

500

700

Nap

r��e

nie,

MPa

316L-G316L-Mg

Duplex-GDuplex-Mg

b)

0 0.1 0.2 0.30.05 0.15 0.25Wydłu�enie wzgl.

0

200

400

600

100

300

500

Nap

r��e

nie,

MPa

ZSY-MgZSI-Mg

ZS2Y-Mg

ZSY-GZS2Y-G

ZSI-G




Rm [MPa]

Wydłu �enie, [%]


Energia zniszczenia

MJ/m3

316L glicer. 484 43,2 81,1 174 316L MgCl2 463 28,1 26,9 99


ZS2Y-G glicer. 541 22,7 77,9 106

ZS2YMg MgCl2 407 8,7 26,0 24

ZSI-G glicer. 510 26,4 73,5 113

ZSIMg MgCl2 461 13,2 27,8 46

ZSY-G glicer 534 26,5 78,8 114


200 mm

spoina

SWC

p�kni�cia

Duplex

SpoinaSWC

P�kni�cia w SWC

P�kni�cia w stali duplex

100 mm

Rys. 7. Przebieg p�kni�� korozyjnych w próbce ZSIMg Fig. 7. Crack propagation paths in the ZSIMg sample

Obni�enie odporno�ci korozyjnej w SWC stali duplex nale�ywi�za� ze struktur� tej strefy. Zwi�kszona ilo�� ferrytu oraz gruboziarnista struktura tej fazy sprzyjała post�powi napr��eniowego p�kania korozyjnego. Ró�nice energii liniowej spawania w poszczególnych zł�czach w zakresie 1,15÷3,2 kJ/mm nie spowodowały istotnych ró�nic w rejestrowanych parametrach charakteryzuj�cych podatno�� do p�kania korozyjnego. Badane zł�cza p�kały w tym samym miejscu przy podobnych napr��eniach ujawniaj�c zbli�on� plastyczno��.

Charakter oraz drogi propagacji p�kni�� obserwowano na przekrojach próbek po testach korozyjnych (rys. 7). Zauwa�ono, �ep�kni�cia te na ogół inicjowane s� na granicy fazowej austenit/ferryt. Propagacja p�kni�� przebiega zasadniczo wzdłu� granic rozro�ni�tych ziaren ferrytu. Z uwagi na to, �e na granicach ziaren ferrytu zarodkuje austenit, p�kni�cia przebiegaj� po granicy faz. Obserwowano równie�transkrystaliczn� propagacj� p�kni�� przez ziarna ferrytu. Zauwa�ono, �e niektóre p�kni�cia przecinaj�ce ziarna ferrytu zostały zatrzymane

na wydłu�onych ziarnach austenitu usytuowanych prostopadle do kierunku propagacji p�kni�cia.

Wnioski

• Struktura ró�noimiennych zł�czy spawanych stali austenityczno- -ferrytycznych i austenitycznych ma istotny wpływ na podatno�� do korozji napr��eniowej. • Przeprowadzone próby powolnego rozci�gania zł�czy spawanych w �rodowisku korozyjnym MgCl2 wykazały obni�on� odporno�� na korozj� napr��eniow� w obszarze SWC stali duplex. • Zastosowane energie liniowe spawania w zakresie 1,15÷3,2 kJ/mm nie spowodowały istotnych ró�nic w podatno�ci korozyjnej próbek w warunkach testu. • P�kni�cia korozyjne w SWC stali duplex przebiegły w pobli�ugranicy mi�dzyfazowej ferryt-austenit lub transkrystalicznie przez ziarna ferrytu.

Literatura

[1] Astrom H., Nicholson F., Stridh L.: Welding of stainless steels in the building of chemical tankers. Welding in the World, Vol. 36, 1995, pp. 181-189.

[2] Huhtala T., Svenssone., Rigdal S.: Development in submerged arc welding of duplex and superduplex stainless steels. Proc. Conf. Duplex stainless steel 97. KCI Publishing 1997. pp. 465-470.

[3] McPherson N.A., Chi K., Baker T.N.: Submerged arc welding of stainless steel and the challenge from the laser welding process. Materials Processing Technology 134 (2003), pp. 174-179.

[4] Łabanowski J.: Stale dupleks – nowoczesny materiał dla przemysłu chemicznego. In�ynieria i Aparatura Chemiczna. 1997, R.36, nr 2, s. 3-10.

[5] Łabanowski J.: Problemy spawalno�ci odpornych na korozj�stali austenityczno-ferrytycznych. Krajowa Konferencja „Dobór i eksploatacja materiałów in�ynierskich”, Jurata 1997. Gda�sk, Pol. Gda�ska, 1997.

[6] Karlsson L.: Welding of dissimilar metals. Welding in the World. Vol. 36, 1995, pp. 125-132.

[7] Karlsson L., Rigdal S., Andersson S.: Welding of highly alloyed austenitic and duplex stainless steels. Welding in the World. Vol. 39, No 2, 1999, pp 99-110.

[8] Łabanowski J.: Mechanical properties of dissimilar welded joints for chemical tankers. Marine Technology Transactions. Polish Academy of Sciences, Branch in Gda�sk. 2005, vol. 16, s. 139-149.

[9] Det Norske Veritas. Rules for Classification. Ships. Materials and Welding. Part 2, Chapter 3, January 2003.

Rys. 7. Przebieg pęknięć korozyjnych w próbce ZSIMgFig. 7. Crack propagation paths in the ZSIMg sample

[ MJ/m[ MJ/m3[ 3]


Zmiany struktury i właściwości w procesie spawania stopu Fe-30Ni

The changes of structure and properties during welding of Fe-30Ni alloy

Akademia Górniczo-Hutnicza

dr inż. Franciszek Ciura

Stopy Fe-Ni w zależności od zawartości niklu i węgla należą do materiałów, w których możliwa jest zmiana struktury w szerokim zakresie (perlityczna, martenzytyczna lub austenityczna). Szczególne zainteresowanie ze względu na swoje zastosowanie oraz właściwości znalazł stop Fe-30Ni. Po przesyceniu ma on strukturę jednofazową austenityczną. W stopie tym przemiana martenzytyczna może być wywołana chłodzeniem lub odkształceniem plastycznym. W zależności od zastosowanej obróbki cieplno-plastycznej istnieje możliwość uzyskania materiału o wyjątkowej strukturze, teksturze i właściwościach noszącego cechy materiału kompozytowego [1-5].

Walcowanie stopu w temperaturze pokojowej powoduje powstawanie pasm poślizgu przy odkształceniu monotonicznym oraz transkrystalicznych pasm ścinania przy walcowaniu poprzecznym. Obniżenie temperatury walcowania do –30°C wywołuje w stopie przemianę martenzytyczną. Odkształcenie 10% gniotem w tej temperaturze prowadzi do powstania martenzytu, którego igły wykazują wyraźną orientację wzdłuż wspólnej linii, przy czym płaszczyzna habitus nie odpowiada płaszczyźnie ścinania i zachowuje odmienną pozycję w różnych ziarnach. Igły martenzytu składają się z drobnych płytek pomiędzy którymi zachodzi zależność bliźniacza [6]. Odkształcenie poprzeczne (drugie w temperaturze –30°C) prowadzi do tworzenia się struktur kompozytowych. Powstałe igły martenzytu układają się w tych samych kierunkach, co pasma ścinania wywołane odkształceniem w analogicznych warunkach w temperaturze pokojowej.

W miarę obniżania temperatury walcowania do –90°C udział martenzytu ułożonego transkrystalicznie w objętości próbki zwiększa się do ok. 30%. Dalsze tworzenie martenzytu przebiega dzięki uruchomieniu innych systemów przemiany, co nie wpływa już istotnie na właściwości wytrzymałościowe stopu [5]. Jeżeli w badanym materiale martenzyt zostanie wytworzony na drodze oziębienia w ciekłym azocie, różni się morfologicznie od martenzytu otrzymanego w wyniku odkształcenia, a układ igieł jest typowy, jak dla struktur otrzymanych po hartowaniu. Właściwości mechaniczne tak otrzymanego stopu są gorsze, niż w przypadku martenzytu otrzymanego w procesie odkształcenia plastycznego. Wyżarzanie materiału z martenzytem otrzymanym w wyniku odkształcenia w temperaturze 550°C (w celu cofnięcia przemiany) i ponowne ochłodzenie w ciekłym azocie powoduje dziedziczenie zarówno struktury, jak i właściwości mechanicznych badanego stopu [8]. Uzyskanie struktury zróżnicowanej zarówno pod względem morfologii, jak i udziału objętościowego poszczególnych faz stwarza szerokie możliwości zastosowania stopu Fe-30Ni. Celowe wydaje się przeanalizowanie struktury w obszarze SWC powstałej podczas spawania materiału otrzymanego w różnych wariantach obróbki cieplno-plastycznej.

STRESZCZENIEW stopach żelaza z niklem istnieje możliwość kształtowania struktury

poprzez zmiany udziału objętościowego austenitu i martenzytu, jak również morfologii martenzytu w zależności od zastosowanej obróbki cieplno--plastycznej. Takie zróżnicowanie struktury ma decydujący wpływ na właściwości stopu i zwiększa jego możliwości aplikacyjne.

Przeprowadzono analizę struktury w strefie wpływu ciepła spoin wykonanych na próbkach stopu Fe-30Ni poddanego uprzednio różnym obróbkom cieplno-plastycznym. W materiale po przesycaniu spawanie metodą TIG nie powoduje istotnego wzrostu wielkości ziarna w strefie przyspoinowej. Odmienną strukturę obserwowano natomiast w próbkach uprzednio odkształconych. Wewnątrz strefy grubych ziaren występowały drobne ziarna w pobliżu linii wtopienia. Taka struktura tworzy się w procesie rekrystalizacji austenitu dziedziczącego defekty struktury martenzytycznej.

ABSTRACTThe structure of Fe-Ni alloys can be tailored by changing of the

austenite and martensite volume fractions as well as by the change of the martensite morphology, depending on the thermo-mechanical treatment applied. A wide range of microstructures enables to achieve different properties of the alloy and increases possibility of its application.

In the present work the analysis of the structure in heat-affected zone of welded Fe-30Ni alloy after different thermo-mechanical treatments was performed. In solution treated material welding by TIG method does not influence the pronounced increase of grain size close to welded zone. The different structure was observed in previously deformed specimens. Inside the zone of coarse grains the fine grains were observed close to the melting line. Such a structure is formed during recrystallization of the austenite inheriting the defects of the martensitic structure.

W S T Ę P

prof. dr hab. inż. Edmund Tasak

dr inż. Beata Dubiel

Dobór materiału i metodyka badań

Badania prowadzono na stopie Fe-30Ni o składzie chemicznym podanym w tablicy I.

Tablica I. Skład chemiczny stopu [% wag.]Table I. Chemical composition [%]

Stop wykonano metodą próżniową i poddano przeróbce plastycznej na gorąco do grubości 8 mm. W celu ujednorodnienia struktury i składu chemicznego, zastosowano wyżarzanie w temperaturze 1150°C przez 60 minut, a następnie szybko ochłodzono do temperatury otoczenia.

Do badań wybrano próbki w stanie wyjściowym po przesycaniu z temperatury 1150°C, po ochłodzeniu w ciekłym azocie oraz po walcowaniu poprzecznym zgodnie ze schematem odkształcenia: walcowanie 30% (20°C) + walcowanie poprzeczne 30% (–80°C) +

dr in�. Franciszek Ciura prof. dr hab. in�. Edmund Tasak dr in�. Beata Dubiel Akademia Górniczo-Hutnicza

Zmiany struktury i w�a�ciwo�ciw procesie spawania stopu Fe-30Ni

The changes of structure and properties during welding of Fe-30Ni alloyStreszczenie

W stopach �elaza z niklem istnieje mo�liwo�� kszta�towania strukturypoprzez zmiany udzia�u obj�to�ciowego austenitu i martenzytu, jak równie�morfologii martenzytu w zale�no�ci od zastosowanej obróbki cieplno--plastycznej. Takie zró�nicowanie struktury ma decyduj�cy wp�yw naw�a�ciwo�ci stopu i zwi�ksza jego mo�liwo�ci aplikacyjne.

Przeprowadzono analiz� struktury w strefie wp�ywu ciep�a spoinwykonanych na próbkach stopu Fe-30Ni poddanego uprzednio ró�nymobróbkom cieplno-plastycznym. W materiale po przesycaniu spawaniemetod� TIG nie powoduje istotnego wzrostu wielko�ci ziarna w strefieprzyspoinowej. Odmienn� struktur� obserwowano natomiast w próbkachuprzednio odkszta�conych. Wewn�trz strefy grubych ziaren wyst�powa�ydrobne ziarna w pobli�u linii wtopienia. Taka struktura tworzy si� w procesie rekrystalizacji austenitu dziedzicz�cego defekty strukturymartenzytycznej.

AbstractThe structure of Fe-Ni alloys can be tailored by changing of the austenite

and martensite volume fractions as well as by the change of the martensitemorphology, depending on the thermo-mechanical treatment applied. Awide range of microstructures enables to achieve different properties of the alloy and increases possibility of its application. In the present work the analysis of the structure in heat-affected zone ofwelded Fe-30Ni alloy after different thermo-mechanical treatments wasperformed. In solution treated material welding by TIG method does notinfluence the pronounced increase of grain size close to welded zone. Thedifferent structure was observed in previously deformed specimens. Insidethe zone of coarse grains the fine grains were observed close to the meltingline. Such a structure is formed during recrystallization of the austeniteinheriting the defects of the martensitic structure.

Wst�p

Stopy Fe-Ni w zale�no�ci od zawarto�ci niklu i w�gla nale�� do materia�ów, w których mo�liwa jest zmiana struktury w szerokimzakresie (perlityczna, martenzytyczna lub austenityczna). Szczególnezainteresowanie ze wzgl�du na swoje zastosowanie oraz w�a�ciwo�ciznalaz� stop Fe-30Ni. Po przesyceniu ma on struktur� jednofazow�austenityczn�. W stopie tym przemiana martenzytyczna mo�e by�wywo�ana ch�odzeniem lub odkszta�ceniem plastycznym. Wzale�no�ci od zastosowanej obróbki cieplno-plastycznej istniejemo�liwo�� uzyskania materia�u o wyj�tkowej strukturze, teksturze i w�a�ciwo�ciach nosz�cego cechy materia�u kompozytowego [1-5].

Walcowanie stopu w temperaturze pokojowej powoduje powstawanie pasm po�lizgu przy odkszta�ceniu monotonicznym oraztranskrystalicznych pasm �cinania przy walcowaniu poprzecznym.Obni�enie temperatury walcowania do –30°C wywo�uje w stopie przemian� martenzytyczn�. Odkszta�cenie 10% gniotem w tej temperaturze prowadzi do powstania martenzytu, którego ig�ywykazuj� wyra�n� orientacj� wzd�u� wspólnej linii, przy czymp�aszczyzna habitus nie odpowiada p�aszczy�nie �cinania i zachowujeodmienn� pozycj� w ró�nych ziarnach. Ig�y martenzytu sk�adaj� si� z drobnych p�ytek pomi�dzy którymi zachodzi zale�no�� bli�niacza [6].Odkszta�cenie poprzeczne (drugie w temperaturze –30°C) prowadzido tworzenia si� struktur kompozytowych. Powsta�e ig�y martenzytuuk�adaj� si� w tych samych kierunkach, co pasma �cinania wywo�aneodkszta�ceniem w analogicznych warunkach w temperaturzepokojowej.

W miar� obni�ania temperatury walcowania do –90°C udzia�martenzytu u�o�onego transkrystalicznie w obj�to�ci próbki zwi�kszasi� do ok. 30%. Dalsze tworzenie martenzytu przebiega dzi�kiuruchomieniu innych systemów przemiany, co nie wp�ywa ju� istotniena w�a�ciwo�ci wytrzyma�o�ciowe stopu [5]. Je�eli w badanymmateriale martenzyt zostanie wytworzony na drodze ozi�bienia wciek�ym azocie, ró�ni si� morfologicznie od martenzytu otrzymanegow wyniku odkszta�cenia, a uk�ad igie� jest typowy, jak dla struktur otrzymanych po hartowaniu. W�a�ciwo�ci mechaniczne takotrzymanego stopu s� ni�sze, ni� w przypadku martenzytuotrzymanego w procesie odkszta�cenia plastycznego. Wy�arzaniemateria�u z martenzytem otrzymanym w wyniku odkszta�cenia w temperaturze 550°C (w celu cofni�cia przemiany) i ponowneoch�odzenie w ciek�ym azocie powoduje dziedziczenie zarównostruktury, jak i w�a�ciwo�ci mechanicznych badanego stopu [8].Uzyskanie struktury zró�nicowanej zarówno pod wzgl�dem

morfologii, jak i udzia�u obj�to�ciowego poszczególnych faz stwarzaszerokie mo�liwo�ci zastosowania stopu Fe-30Ni. Celowe wydaje si�przeanalizowanie struktury w obszarze SWC powsta�ej podczasspawania materia�u otrzymanego w ró�nych wariantach obróbkicieplno-plastycznej.

Dobór materia�u i metodyka bada�

Badania prowadzono na stopie Fe-30Ni o sk�adzie chemicznympodanym w tablicy. I.

Tablica I. Sk�ad chemiczny stopu [% wag.]Table I. Chemical composition [%]

C Mn P S Cu Cr Ni Fe0,01 0,11 0,007 0,013 0,04 0,38 28,5 reszta

Stop wykonano metod� pró�niow� i poddano przeróbce plastycznejna gor�co do grubo�ci 8 mm. W celu ujednorodnienia struktury i sk�adu chemicznego, zastosowano wy�arzanie w temperaturze 1150°C przez 60 minut, a nast�pnie szybko och�odzono do temperaturyotoczenia.

Do bada� wybrano próbki w stanie wyj�ciowym po przesycaniu z temperatury 1150°C, po och�odzeniu w ciek�ym azocie oraz po walcowaniu poprzecznym zgodnie ze schematem odkszta�cenia:walcowanie 30% (20°C) + walcowanie poprzeczne 30% (–80°C) + ch�odzenie w ciek�ym azocie. Tak dobrana obróbka cieplno--plastyczna mia�a na celu uzyskanie próbek o strukturze ró�ni�cej si�ilo�ci� i morfologi� martenzytu. W celu okre�lenia udzia�uobj�to�ciowego wspó�istniej�cych faz i martenzytu zastosowanobadania magnetyczne przy u�yciu magnetometru ró�nicowego. Dla niektórych wariantów obróbki cieplno-plastycznej wyniki bada�magnetycznych by�y weryfikowane metodami statystycznymi orazrentgenowskimi. Do okre�lenia charakterystycznych temperaturprzemian fazowych zastosowano metody pomiaru zmian przenikalno�ci magnetycznej oraz zmian namagnesowania nasyceniapodczas ch�odzenia i nagrzewania stopu w zakresie temperatury od600°C do –196°C [7]. Tak przygotowane próbki spawano metod� TIG oraz elektrod� niklow� ESNi.


+chłodzenie w ciekłym azocie. Tak dobrana obróbka cieplno-plastyczna miała na celu uzyskanie próbek o strukturze różniącej się ilością i morfologią martenzytu. W celu określenia udziału objętościowego współistniejących faz i martenzytu zastosowano badania magnetyczne przy użyciu magnetometru różnicowego. Dla niektórych wariantów obróbki cieplno-plastycznej wyniki badań magnetycznych były weryfikowane metodami statystycznymi oraz rentgenowskimi. Do określenia charakterystycznych temperatur przemian fazowych zastosowano metody pomiaru zmian przenikalności magnetycznej oraz zmian namagnesowania nasycenia podczas chłodzenia i nagrzewania stopu w zakresie temperatury od 600°C do –196°C [7]. Tak przygotowane próbki spawano metodą TIG oraz elektrodą niklową ESNi.

Wyniki badań

Zmiany przenikalności magnetycznej zachodzące podczas chłodzenia od temperatury ok. 600°C i nagrzewania do ok. 600°C pokazano na rysunku 1. W temperaturze 600°C stop ma strukturę austenityczną. Przemiana martenzytyczna rozpoczyna się w temperaturze ok. –90°C, a kończy w temperaturze ok. –170°C. W strukturze pozostaje jeszcze austenit szczątkowy. Przemiana odwrotna martenzytu w austenit przebiega w zakresie temperatury od 350°C do 450°C. Szczegółowy opis metod badawczych oraz przemian fazowych znalazł wyraz w pracy [7]. Na rysunku 2 przedstawiono strukturę materiału rodzimego w środku grubości próbki po przesycaniu z 1150°C. Proces spawania metodą TIG, z uwagi na szybki cykl cieplny, nie powoduje istotnego wzrostu wielkości ziarna w strefie przyspoinowej (rys. 3). Na rysunku tym widoczne jest ponadto epitaksjalne zarodkowanie krystalitów spoiny na częściowo roztopionych ziarnach materiału rodzimego. Spawanie z większą energią liniową powoduje wzrost ziaren charakterystyczny dla strefy wpływu ciepła.

W materiałach, w których w wyniku odkształcenia plastycznego indukowana jest przemiana martenzytyczna, cykl cieplny powoduje w zakresie temperatury od 350°C do 450°C w strefie wpływu ciepła odwrotną przemianę martenzytu w austenit. Przemiana ta nie usuwa defektów odkształcenia plastycznego, a powstały austenit dziedziczy defekty występujące w martenzycie. Na rysunku 4 przedstawiono strukturę materiału, w którym w wyniku odkształcenia i ochłodzenia w ciekłym azocie nastąpiła przemiana fazowa austenitu w martenzyt. Na rysunku 5 widoczna jest struktura po przemianie odwrotnej martenzytu w austenit, powstała w wyniku wyżarzania próbek uprzednio odkształconych w temperaturze 550°C przez 3 minuty.

W wysokiej temperaturze zachodzi intensywny rozrost ziaren austenitu. Interesującym zjawiskiem występującym w tego typu odkształconych stopach jest pojawienie się we wnętrzu grubych ziaren charakterystycznej podstruktury, z której bezpośrednio przy linii wtopienia wykształcają się drobne ziarna o prostych równowagowych granicach (rys. 6 i 7). Pojawienie się we wnętrzu ziaren austenitu podgranic należy wiązać z procesem rekrystalizacji austenitu dziedziczącego defekty struktury martenzytycznej. W strefie bardzo wysokiej temperatury zachodzi stopniowy wzrost powstałych po rekrystalizacji ziaren i uporządkowanie kształtu granic nowych ziaren. Istniejące przy linii wtopienia drobne nowe ziarna austenitu są zarodkami krystalizacji epitaksjalnej w spoinie. Mikrofotografie przedstawione na rysunkach 6 i 7 pokazują więc, że ziarno w spoinie jest bardzo drobne. Tak ukształtowana drobnoziarnista struktura spoiny ma dużą odporność na pękanie gorące, występujące w spoinach stopów o strukturze austenitycznej. Ponadto stopy Fe-Ni są skłonne do

pęknięć gorących na granicach ziaren. Przyczyną tego typu pęknięć jest możliwość równowagowego nadtapiania związków międzymetalicznych rozmieszczonych na granicach ziaren [9]. Im ziarno jest większe, tym powierzchnia właściwa granic ziaren jest mniejsza, a stężenie szkodliwych związków na granicy ziaren większe. Proces rekrystalizacji austenitu przy linii wtopienia powoduje znaczne rozdrobnienie ziarna, a zatem zwiększa odporność na pękanie gorące w strefie wpływu ciepła.

Rys. 3. Mikrostruktura SWC w warstwie przypowierzchniowej powstała podczas spawania metodą TIG. Widoczne epitaksjalne zarodkowanie ziaren w spoinie na częściowo wtopionych ziarnach materiału rodzimegoFig. 3. Structure of HAZ close to the surface, formed after TIG welding. Epitaxial nucleation of grains in weld on partially melted grains of native material

Wyniki bada�

Zmiany przenikalno�ci magnetycznej zachodz�ce podczas ch�odzeniaod temperatury ok. 600°C i nagrzewania do ok. 600°C pokazano na rysunku 1. W temperaturze 600°C stop ma struktur� austenityczn�.Przemiana martenzytyczna rozpoczyna si� w temperaturze ok. –90°C,a ko�czy w temperaturze ok. –170°C. W strukturze pozostaje jeszcze austenit szcz�tkowy. Przemiana odwrotna martenzytu w austenitprzebiega w zakresie temperatury od 350°C do 450°C. Szczegó�owyopis metod badawczych oraz przemian fazowych znalaz� wyraz wpracy [7]. Na rysunku 2 przedstawiono struktur� materia�u rodzimegow �rodku grubo�ci próbki po przesycaniu z 1150°C. Proces spawaniametod� TIG, z uwagi na szybki cykl cieplny, nie powoduje istotnego wzrostu wielko�ci ziarna w strefie przyspoinowej (rys. 3). Na rysunkutym widoczne jest ponadto epitaksjalne zarodkowanie krystalitówspoiny na cz��ciowo roztopionych ziarnach materia�u rodzimego. Spawanie z wi�ksz� energi� liniow� powoduje wzrost ziarencharakterystyczny dla strefy wp�ywu ciep�a.

W materia�ach, w których w wyniku odkszta�cenia plastycznegoindukowana jest przemiana martenzytyczna, cykl cieplny powoduje w zakresie temperatury od 350°C do 450°C w strefie wp�ywu ciep�aodwrotn� przemian� martenzytu w austenit. Przemiana ta nie usuwadefektów odkszta�cenia plastycznego, a powsta�y austenit dziedziczydefekty wyst�puj�ce w martenzycie. Na rysunku 4 przedstawiono struktur� materia�u, w którym w wyniku odkszta�cenia i och�odzeniaw ciek�ym azocie nast�pi�a przemiana fazowa austenitu w martenzyt.Na rysunku 5 widoczna jest struktura po przemianie odwrotnej martenzytu w austenit, powsta�a w wyniku wy�arzania próbekuprzednio odkszta�conych w temperaturze 550°C przez 3 min.

W wysokiej temperaturze zachodzi intensywny rozrost ziarenaustenitu. Interesuj�cym zjawiskiem wyst�puj�cym w tego typuodkszta�conych stopach jest pojawienie si� we wn�trzu grubych ziarencharakterystycznej podstruktury, z której bezpo�rednio przy liniiwtopienia wykszta�caj� si� drobne ziarna o prostych równowagowychgranicach (rys. 6 i 7). Pojawienie si� we wn�trzu ziaren austenitupodgranic nale�y wi�za� z procesem rekrystalizacji austenitudziedzicz�cego defekty struktury martenzytycznej. W strefie bardzo wysokiej temperatury zachodzi stopniowy wzrost powsta�ych porekrystalizacji ziaren i uporz�dkowanie kszta�tu granic nowych ziaren.Istniej�ce przy linii wtopienia drobne nowe ziarna austenitu s�zarodkami krystalizacji epitaksjalnej w spoinie. Mikrofotografieprzedstawione na rysunkach 6 i 7 pokazuj� wi�c, �e ziarno w spoinie jest bardzo drobne. Tak ukszta�towana drobnoziarnista strukturaspoiny ma du�� odporno�� na p�kanie gor�ce, wyst�puj�ce wspoinach stopów o strukturze austenitycznej. Ponadto stopy Fe-Ni s�sk�onne do p�kni�� gor�cych na granicach ziaren. Przyczyn� tego typup�kni�� jest mo�liwo�� równowagowego nadtapiania zwi�zkówmi�dzymetalicznych rozmieszczonych na granicach ziaren [9]. Im ziarno jest wi�ksze, tym powierzchnia w�a�ciwa granic ziaren jestmniejsza, a st��enie szkodliwych zwi�zków na granicy ziarenwi�ksze. Proces rekrystalizacji austenitu przy linii wtopienia powoduje znaczne rozdrobnienie ziarna, a zatem zwi�ksza odporno��na p�kanie gor�ce w strefie wp�ywu ciep�a.

Rys. 1. Zmiany przenikliwo�ci magnetycznej podczas ch�odzeniai nagrzewania stopu Fe-30% Ni [7]Fig. 1. The changes of magnetic permeability during cooling and heating of Fe-30% Ni alloy [7]

Rys. 2. Mikrostruktura MR po przesycaniu w �rodku próbkiFig. 2. Structure of MR after annealing in central part of the specimen

Rys. 3. Mikrostruktura SWC w warstwie przypowierzchniowejpowsta�a podczas spawania metod� TIG. Widoczne epitaksjalnezarodkowanie ziaren w spoinie na cz��ciowo wtopionych ziarnachmateria�u rodzimegoFig. 3. Structure of HAZ close to the surface, formed after TIG welding. Epitaxial nucleation of grains in weld on partially meltedgrains of native material

20 m

Rys. 4. Mikrostruktura stopu Fe-30%Ni po walcowaniu gniotem 30%w temperaturze 20°C oraz walcowaniu poprzecznym gniotem 30% wtemperaturze –30°C, a nast�pnie ozi�bianym w ciek�ym azocieFig. 4. Microstructure of Fe-30Ni alloy after rolling with 30% strain attemperature 20ºC, perpendicular rolling with 30% strain at -30ºC and subsequent cooling in liquid nitrogen

Wyniki bada�







20 m


Wyniki bada�







20 m


Rys. 1. Zmiany przenikliwości magnetycznej podczas chłodzenia i nagrzewania stopu Fe-30% Ni [7]Fig. 1. The changes of magnetic permeability during cooling and heating of Fe-30% Ni alloy [7]

Rys. 2. Mikrostruktura MR po przesycaniu w środku próbki Fig. 2. Structure of MR after annealing in central part of the specimen


Rys. 4. Mikrostruktura stopu Fe-30%Ni po walcowaniu gniotem 30% w temperaturze 20°C oraz walcowaniu poprzecznym gniotem 30% w temperaturze –30°C, a następnie oziębianym w ciekłym azocieFig. 4. Microstructure of Fe-30%Ni alloy after rolling with 30% strain at temperature 20°C, perpendicular rolling with 30% strain at –30°C and subsequent cooling in liquid nitrogen

Rys. 5. Mikrostruktura po przemianie odwrotnej powstałej w wyniku nagrzewania stopu w temperaturze 550°C przez 3 minutyFig. 5. Microstructure after reverse transformation induced by annealing at 550°C for 3 minutes

Rys. 6. Struktura SWC stopu Fe-30Ni po uprzednim ochłodzeniu w ciekłym azocieFig. 6. Structure of HAZ in Fe-30Ni alloy after former cooling in liquid nitrogen

Rys. 7. Struktura SWC stopu Fe-30Ni z uprzednio wyindukowanym martenzytem podczas odkształcenia w temperaturze –80°C. Widoczna rekrystalizacja i rozdrobnienie ziarna w strefie przyspoinowejFig. 7. Structure of HAZ in Fe-30Ni alloy with deformation induced martensite formed at temperature –80°C. Visible recrystallisation and grain refinement in the zone close to the weld

Wnioski

Zastosowanie metod magnetycznych pozwoliło na określenie charakterystycznych temperatur przemian fazowych. Są one następujące: Ms ~ –90°C, Mf ~ –170°C, As ~ 350°C, Af ~450°C.

Zmiany struktury w strefie wpływu ciepła spawanego stopu w stanie przesyconym są analogiczne, jak podczas spawania innych materiałów, w których nie wystąpiła przemiana fazowa.

W materiałach, w których w wyniku odkształcenia indukowana jest przemiana fazowa w temperaturze 350°C÷450°C, zachodzi przemiana odwrotna martenzytu w austenit, przy czym austenit dziedziczy defekty powstałe w wyniku przemiany martenzytycznej i odkształcenia plastycznego. Duża gęstość defektów w austenicie wywołuje proces rekrystalizacji, w wyniku którego w pobliżu linii wtopienia występuje wyraźne rozdrobnienie ziarna. Taka zmiana struktury wpływa korzystnie na odporność na pękanie gorące w spoinie i w SWC.

Literatura

[1] Korbel A., Ciura F.: The Mechanical Instability of the Metal

Substructure and Formation of Pseudo-Periodic Structure in

Thermodynamically Stable and Unstable Phases. Proceedings of

IUTAM Symposium on Micromechanics of Plasticity and Damage

of Multiphase Materials. Paris, 29.08-1.09.1995.

[2] Korbel A., Bochniak W., Ciura F., Dybiec H., Pieła K.: First

Experience with the Formation of “Natural” Metal-Matrix

Composite by the Appropriate Thermo-Mechanical Treatment of

Policrystalline Metals. Procedings of the TMS Annual Meeting,

1997.

[3] Ciura F., Ratuszek W., Bunsch A., Chruściel K., Czyrska-

Filemonowicz A.: Przemiana - w stopach Fe-30%Ni po

odkształceniu i oziębieniu. Inżynieria Materiałowa. 23/2002.

[4] Bunsch A., Ratuszek W., Ciura F., Chruściel K.: Effect of Phase

transition on the austenite and martensite textures in Fe-30Ni

alloy. Archives of Metallurgy and Materials 50/2005.

[5] Ciura F., Dubiel B., Satora K.: Quantitative microstructural analysis

of Fe-30Ni alloy after martensitic transformation. Proceedings of

9th European Congress on Stereology and Image Analysis. 2005.

[6] Ciura F., Zielińska-Lipiec A.: Influence of thermo-mechanical

treatment on the morphology of martensite in Fe-30Ni alloy.

Inżynieria Materiałowa. 25/2004.

[7] Michta G., Ciura F.: Zastosowanie metod magnetycznych do

określenia charakterystycznych temperatur przemian fazowych

oraz ilości martenzytu w stopie Fe-30Ni. Hutnik-Wiadomości

Hutnicze. 12/2002.

[8] Ciura F., Kruk A., Osuch W.: Badanie dziedziczenia cech

morfologicznych struktury przy przemianach fazowych w stopie

Fe - 30Ni w oparciu o cyfrową analizę obrazu. Materiały konferencji

AMME2000. Gliwice-Sopot-Gdańsk, 11-14.10.2000.

Wyniki bada�







20 m


Rys. 5. Mikrostruktura po przemianie odwrotnej powsta�ej w wynikunagrzewania stopu w temperaturze 550°C przez 3 minutyFig. 5. Microstructure after reverse transformation induced byannealing at 550ºC for 3 minutes

Rys. 6. Struktura SWC stopu Fe-30Ni po uprzednim och�odzeniuw ciek�ym azocieFig. 6. Structure of HAZ in Fe-30Ni alloy after former coolingin liquid nitrogen

Rys. 7. Struktura SWC stopu Fe-30Ni z uprzednio wyindukowanymmartenzytem podczas odkszta�cenia w temperaturze –80°C. Widocznarekrystalizacja i rozdrobnienie ziarna w strefie przyspoinowejFig. 7. Structure of HAZ in Fe-30Ni alloy with deformation inducedmartensite formed at temperature -80ºC. Visible recrystallisation and grain refinement in the zone close to the weld

Wnioski

Zastosowanie metod magnetycznych pozwoli�o na okre�leniecharakterystycznych temperatur przemian fazowych. S� one nast�puj�ce: MBs B –90°C, MBfB –170°C, ABsB 350°C, ABfB 450°C.

Zmiany struktury w strefie wp�ywu ciep�a spawanego stopu w stanie przesyconym s� analogiczne, jak podczas spawania innychmateria�ów, w których nie wyst�pi�a przemiana fazowa.W materia�ach, w których w wyniku odkszta�cenia indukowana jest przemiana fazowa w temperaturze 350°C÷450°C, zachodzi przemianaodwrotna martenzytu w austenit, przy czym austenit dziedziczydefekty powsta�e w wyniku przemiany martenzytyczneji odkszta�cenia plastycznego. Du�a g�sto�� defektów w austenicie wywo�uje proces rekrystalizacji, w wyniku którego w pobli�u liniiwtopienia wyst�puje wyra�ne rozdrobnienie ziarna. Taka zmianastruktury wp�ywa korzystnie na odporno�� na p�kanie gor�cew spoinie i w SWC.

20 m

Prac� wykonano w ramach projektu badawczego nr 3 T08B03427.

Literatura

[1] Korbel A., Ciura F.: The Mechanical Instability of the MetalSubstructure and Formation of Pseudo-Periodic Structure inThermodynamically Stable and Unstable Phases. Proceedings of IUTAM Symposium on Micromechanics of Plasticity andDamage of Multiphase Materials. Paris, 29.08-1.09.1995.

[2] Korbel A., Bochniak W., Ciura F., Dybiec H., Pie�a K.: FirstExperience with the Formation of “Natural” Metal-MatrixComposite by the Appropriate Thermo-Mechanical Treatment of Policrystalline Metals. Procedings of the TMS Annual Meeting,1997. Orlando, 9-13.02.1997.

[3] Ciura F., Ratuszek W., Bunsch A., Chru�ciel K., Czyrska-Filemonowicz A.: Przemiana - w stopach Fe-30%Ni po odkszta�ceniu i ozi�bieniu. In�ynieria Materia�owa. 23/2002.

[4] Bunsch A., Ratuszek W., Ciura F., Chru�ciel K.: Effect ofPhase transition on the austenite and martensite textures in Fe-30Ni alloy. Archives of Metallurgy and Materials 50/2005.

[5] Ciura F., Dubiel B., Satora K.: Quantitative microstructuralanalysis of Fe-30Ni alloy after martensitic transformation.Proceedings of 9th European Congress on Stereology and ImageAnalysis. Zakopane, 10-13.05.2005.

[6] Ciura F., Zieli�ska-Lipiec A.: Influence of thermo-mechanicaltreatment on the morphology of martensite in Fe-30Ni alloy.In�ynieria Materia�owa. 25/2004.

[7] Michta G., Ciura F.: Zastosowanie metod magnetycznych do okre�lenia charakterystycznych temperatur przemian fazowychoraz ilo�ci martenzytu w stopie Fe-30Ni. Hutnik-Wiadomo�ciHutnicze. 12/2002.

[8] Ciura F., Kruk A., Osuch W.: Badanie dziedziczenia cechmorfologicznych struktury przy przemianach fazowych w stopieFe - 30Ni w oparciu o cyfrow� analiz� obrazu. Materia�ykonferencji AMME2000. Gliwice-Sopot-Gda�sk, 11-14.10.2000.

[9] Tasak E.: Metalurgia spawania, w przygotowaniu.




Wnioski



20 m


Literatura













Wnioski



20 m


Literatura











Spawanie metodą TIG-mikropuls cienkich blach ze stali austenitycznej


Wydział Mechaniczny, Politechnika Lubelska

dr hab. Barbara Surowska

Pierwsze modyfikacje stałoprądowej metody TIG poczyniono w latach 60. ubiegłego stulecia, stosując pulsację prądowo-czasową o częstotliwości impulsów rzędu 10 Hz. Obecne urządzenia oferują znacznie szersze możliwości stosowania parametrów nastaw prądowych i prądowo-czasowych, stwarza to nowe, dotychczas nieznane, możliwości w technologii konstrukcji spawanych.

Modyfikacja stałoprądowej metody TIG przy zastosowaniu pulsacji prądowo-czasowej oddziałuje w istotny sposób na jakościowe cechy spoin, szczególnie przetop i wielkość strefy wpływu ciepła. Bazując na wynikach doświadczeń [1, 2, 3] stwierdzić można, że większa częstotliwość pulsacji prądowej w spawaniu metodą TIG-puls zwiększa gęstość energii łuku i stąd możliwe jest zredukowanie naprężeń resztkowych w złączach spawanych ze stali austenitycznych

Określono wpływ parametrów spawania metodą TIG-mikropuls elementów cienkościennych przy zastosowaniu mikropulsacji prądowo-czasowej na wybrane właściwości wytrzymałościowe złączy ze stali austenitycznych.

STRESZCZENIE

Nowoczesne technologie spawalnicze umożliwiają sterowanie procesem topienia i krystalizacji spoiny poprzez sterowanie przebiegiem amplitudy natężenia prądu w metodzie TIG. Zastosowanie mikropulsacji prądu poszerza zakres stosowania metody TIG na elementy cienkościenne i o małych gabarytach. Wykonano serię złączy doczołowych z blachy ze stali austenitycznej o grubości 1 mm metodą TIG-mikropuls, zmieniając parametry tak, żeby uzyskać częstotliwość z przedziału od 5 Hz do ponad 300 Hz. Oceniano wpływ tych parametrów na strukturę spoiny, strefę wpływu ciepła oraz naprężenia

Otrzymane wyniki porównywano do osiąganych przy spawaniu metodami TIG-puls oraz stałoprądową TIG na takim samym materiale. Skuteczność metody spawalniczej sprawdzono w warunkach przemysłowych, wykonując połączenia spawane dennic płaszczowo-rurowych wymienników ciepła. Przy wysokich częstotliwościach otrzymano złącza o korzystnej strukturze ferrytyczno--austenitycznej z dendrytami wydłużonymi. Rozciągające naprężenia resztkowe w obszarze spoiny i strefy wpływu ciepła nie przekraczały wartości granicy plastyczności. Zaobserwowano zależność właściwości wytrzymałościowych od liniowej energii spawania oraz częstotliwości. Za najkorzystniejszą ze względu na właściwości wytrzymałościowe uznano energię ok. 70 J/mm.

ABSTRACT

The TIG-micropulse is a modern method of welding with kHz level frequency. Due to the reduced amount of heat delivered to the weld it is possible to achieve advantageous mechanical qualities of welding joints and decrease welding stresses. The butt joints of 1 mm austenitic sheet type X5CrNi18-10 were carried out by TIG-micropulse method. These welding joints structure (fig. 1-5) and properties (fig. 6-9) were compared with TIG-pulse and TIG-DC joints.

The quantitative analysis of Fe-α phase in welded joint and in heat-α phase in welded joint and in heat-αaffected zone (HAZ) was carried out by X-ray diffraction method (fig. 6, tabl. III). The tensile strength as well as microhardness tests have been conducted. The strength test constituted the basis for developing thin-walled elements welding parameters optimization depending on welding linear energy as well as current impulses frequency (fig. 7, 8). The residual stress test was carried out using X-ray diffraction method. It was found that the residual stresses are decreased with increase in welding current impulses frequency (fig. 9, tabl. 4). It was proved that a relation between welding linear energy and the qualities of austenitic steel joints strength does exist.

W S T Ę P

dr inż. Dariusz Brudkiewicz

Materiał i metodyka badań

Badania przeprowadzono na stali austenitycznej X5CrNi18-10. Wykonano złącza doczołowe (spoiny czołowe) blach o grubości 1 mm następującymi metodami (tabl. I):• TIG-mikropuls (prąd bazowy 10 A, prąd impulsowy 100 A, czas prądu impulsowego/bazowego 0,001 s/0,001 s);• metodą TIG-puls (prąd bazowy 10 A, prąd impulsowy 100 A, czas prądu impulsowego/bazowego 0,1/0,1 s);• metodą stałoprądową TIG (prąd 100 A);przy jednakowej prędkości spawania, wynoszącej 6,67 mm/s i z zastosowaniem stopiwa gatunku W 1992 L wg PN-EN 12072 (tabl. I). Do spawania wykorzystano półautomat w celu zapewnienia jednakowej prędkości spawania oraz odległości elektrody od elementów łączonych.

Tablica I. Skład chemiczny zastosowanych materiałów (% mas.)Table I. Chemical composition of materials (wt.%)

Doboru parametrów spawania dokonano wykorzystując zalecenia literaturowe [4, 5] i badania własne [6, 7]. Na podstawie wykonanych złączy próbnych – określających techniczne możliwości wykonania złącza – przyjęto zakres energii liniowych 50÷80 J/mm, dla których dobrano nastawy parametrów spawania. Głównym założeniem było spawanie z częstotliwością F powyżej 10 Hz, przyjęto wartości z zakresu 10÷250 Hz, przy czym dla porównania wykonano również złącza z częstotliwością 2,5÷10 Hz. Zakres prowadzonych badań obejmował: analizę metaloznawczą przemian strukturalnych w doczołowych złączach

OZAS-ESAB Sp. z o.o., Opole

dr hab. Barbara SurowskaPolitechnika Lubelska, Wydzia� Mechaniczny dr in�. Dariusz BrudkiewiczOZAS-ESAB Sp. z o.o. Opole

Spawanie metod� TIG-mikropuls cienkich blach ze stali austenitycznej


StreszczenieNowoczesne technologie spawalnicze umo�liwiaj� sterowanie procesem

topienia i krystalizacji spoiny poprzez sterowanie przebiegiem amplitudynat��enia pr�du w metodzie TIG. Zastosowanie mikropulsacji pr�du poszerzazakres stosowania metody TIG na elementy cienko�cienne i o ma�ychgabarytach. Wykonano seri� z��czy doczo�owych z blachy ze staliaustenitycznej o grubo�ci 1 mm metod� TIG-mikropuls, zmieniaj�c parametrytak, �eby uzyska� cz�stotliwo�� z przedzia�u od 5 Hz do ponad 300 Hz. Oceniano wp�yw tych parametrów na struktur� spoiny, stref� wp�ywu ciep�aoraz napr��enia. Otrzymane wyniki porównywano do osi�ganych przyspawaniu metodami TIG-puls oraz sta�opr�dow� TIG na takim samymmateriale. Skuteczno�� metody spawalniczej sprawdzono w warunkach przemys�owych, wykonuj�c po��czenia spawane dennic p�aszczowo-rurowychwymienników ciep�a. Przy wysokich cz�stotliwo�ciach otrzymano z��cza o korzystnej strukturze ferrytyczno-austenitycznej z dendrytami wyd�u�onymi.Rozci�gaj�ce napr��enia resztkowe w obszarze spoiny i strefy wp�ywu ciep�anie przekracza�y warto�ci granicy plastyczno�ci. Zaobserwowano zale�no��w�a�ciwo�ci wytrzyma�o�ciowych od liniowej energii spawania orazcz�stotliwo�ci. Za najkorzystniejsz� ze wzgl�du na w�a�ciwo�ciwytrzyma�o�ciowe uznano energi� ok. 70 J/mm.

AbstractThe TIG-micropulse is a modern method of welding with kHz level

frequency. Due to the reduced amount of heat delivered to the weld it is possible to achieve advantageous mechanical qualities of welding joints anddecrease welding stresses. The butt joints of 1 mm austenitic sheet typeX5CrNi18-10 were carried out by TIG-micropulse method. These welding joints structure (fig. 1-5) and properties (fig. 6-9) were compared with TIG-pulse and TIG-DC joints. The quantitative analysis of Fe- phase in weldedjoint and in heat-affected zone (HAZ) was carried out by X-ray diffractionmethod (fig. 6, tabl. III). The tensile strength as well as microhardness testshave been conducted. The strength test constituted the basis for developingthin-walled elements welding parameters optimization depending on weldinglinear energy as well as current impulses frequency (fig. 7, 8). The residualstress test was carried out using X-ray diffraction method. It was found that the residual stresses are decreased with increase in welding current impulsesfrequency (fig. 9, tabl. 4). It was proved that a relation between welding linearenergy and the qualities of austenitic steel joints strength does exist.

Wst�p

Pierwsze modyfikacje sta�opr�dowej metody TIG poczyniono wlatach 60. ubieg�ego stulecia, stosuj�c pulsacj� pr�dowo-czasow� o cz�stotliwo�ci impulsów rz�du 10Hz. Obecne urz�dzenia oferuj�znacznie szersze mo�liwo�ci stosowania parametrów nastawpr�dowych i pr�dowo-czasowych, stwarza to nowe, dotychczasnieznane, mo�liwo�ci w technologii konstrukcji spawanych.

Modyfikacja sta�opr�dowej metody TIG przy zastosowaniu pulsacji pr�dowo-czasowej oddzia�uje w istotny sposób na jako�ciowe cechyspoin, szczególnie przetop i wielko�� strefy wp�ywu ciep�a. Bazuj�cna wynikach do�wiadcze� [1, 2, 3] stwierdzi� mo�na, �e wi�kszacz�stotliwo�� pulsacji pr�dowej w spawaniu metod� TIG-puls zwi�ksza g�sto�� energii �uku i st�d mo�liwe jest zredukowanienapr��e� resztkowych w z��czach spawanych ze stali austenitycznych

Okre�lono wp�yw parametrów spawania metod� TIG-mikropulselementów cienko�ciennych przy zastosowaniu mikropulsacji pr�dowo-czasowej na wybrane w�a�ciwo�ci wytrzyma�o�ciowe z��czyze stali austenitycznych.

Materia� i metodyka bada�

Badania przeprowadzono na stali austenitycznej X5CrNi18-10.Wykonano z��cza doczo�owe (spoiny czo�owe) blach o grubo�ci 1 mm nast�puj�cymi metodami (tabl. I): TIG-mikropuls (pr�d bazowy 10 A, pr�d impulsowy 100 A, czas pr�du impulsowego/bazowego 0,001 s/0,001 s); metod� TIG-puls (pr�d bazowy 10 A, pr�d impulsowy 100 A, czaspr�du impulsowego/bazowego 0,1/0,1 s); metod� sta�opr�dow� TIG (pr�d 100 A);przy jednakowej pr�dko�ci spawania, wynosz�cej 6,67 mm/s i z zastosowaniem stopiwa gatunku W 1992 L wg PN-EN 12072 (tabl. I).Do spawania wykorzystano pó�automat w celu zapewnieniajednakowej pr�dko�ci spawania oraz odleg�o�ci elektrody od elementów ��czonych.

Tablica I. Sk�ad chemiczny zastosowanych materia�ówTable I. Chemical composition of materials (wt.%)

Doboru parametrów spawania dokonano wykorzystuj�c zalecenialiteraturowe [4, 5] i badania w�asne [6, 7]. Na podstawie wykonanychz��czy próbnych – okre�laj�cych techniczne mo�liwo�ci wykonaniaz��cza – przyj�to zakres energii liniowych 50÷80 J/mm, dla którychdobrano nastawy parametrów spawania. G�ównym za�o�eniem by�ospawanie z cz�stotliwo�ci� F powy�ej 10 Hz, przyj�to warto�ci z zakresu 10÷250 Hz, przy czym dla porównania wykonano równie�z��cza z cz�stotliwo�ci� 2,5÷10 Hz. Zakres prowadzonych bada�obejmowa�: analiz� metaloznawcz� przemian strukturalnych w doczo�owych z��czach spawanych wykonanych metod� TIG-mikropuls oraz porównawczo TIG i TIG-puls, przy zastosowaniumikroskopii �wietlnej i skaningowej, analiz� sk�adu fazowego i ocen�ilo�ciowego udzia�u fazy Fe- metod� dyfrakcji rentgenowskiej,badania w�a�ciwo�ci mechanicznych z��czy spawanych w próbie statycznego rozci�gania na maszynie wytrzyma�o�ciowej Zwick 100, ocen� stanu napr��e� resztkowych po procesie spawania przyzastosowaniu dyfrakcji rentgenowskiej przy wykorzystaniudyfraktometru rentgenowskiego Philips XPERT PRO. Ocenymikrostruktur spoin dokonano na zg�adach poprzecznych wykonanychpod k�tem 45°. Do trawienia zg�adów wykorzystano wod� królewsk�oraz zmodyfikowany przez Lichteneggera odczynnik Beraha dotrawienia barwnego spoin ze stali austenitycznych, ujawniaj�cy ferrytdelta. Sk�ad chemiczny w mikroobszarach badany by� przyzastosowaniu elektronowego mikroskopu skaningowego LEO 1430VP z EDX-Roentec.

Sk�ad chemiczny [% mas.]Materia� C Si Mn P S Cr NiX5CrNi18-10 0,041 0,36 1,44 0,024 0,001 18,05 8,52

W 19 92 L <0,03 0,5 1,80 0,021 0,002 20,3 10,0


Wyniki bada�

Badania makroskopowe wykaza�y, �e spoiny wykonane metodamiTIG-puls i TIG-mikropuls maj� szeroko�� 2,5 mm oraz szeroko��SWC ok. 2,5 mm, przy czym w metodzie TIG-mikropuls uzyskuje si�g�adkie lico spoiny bez charakterystycznych �ladów p�yni�cia spoinyw wyniku pulsowania pr�du (rys. 1a, b). Spoina wykonana metod�TIG charakteryzuje si� szeroko�ci� 5 mm przy szeroko�ci SWC 4 mm (rys. 1c).

Rys. 1. Makrostruktura z��czy: a – TIG-mikropuls, IBPB=100 A, IBBB=10A, tBPB=0,01 s, tBBB=0,01 s, b – TIG-puls, IBPB=100 A, IBBB=10 A, tBPB=0,1 s,tBBB=0,1 s, c – TIG, I=100 AFig.1. Macrostructure of welded joint: a – TIG-micropulse, b – TIG-pulse, c – TIG

Krystalizacja stali (elementów ��czonych) jak i materia�u spoiwa przebiega wed�ug reakcji: L � (L+ ) � (L+ + ) � ( + ) (1)

W pocz�tkowej fazie z cieczy wydziela si� ferryt tworz�c zarodkikrystalizacji austenitu, w dalszej kolejno�ci wraz z obni�aniemtemperatury tworz� si� dendryty austenitu (rys. 2 i 3). Struktura z��czyspawanych metod� TIG-mikropuls ma charakterystyczny uk�addendrytyczny z obszarami dendrytów „globularnych” i wyd�u�onych(rys. 3). Brak jest widocznych wad i wtr�ce�.

Rys. 2. Mikrostruktura z��cza spawanego metod� TIG-mikropulsFig. 2. Microstructure of TIG-micropulse welded joint

Rys. 3. Obszar dendrytów globularnych i wyd�u�onych w spoinie Fig. 3. Globular and elongated dendrites in TIG-micropulse weldedjoint

Stosunek RBCrB/RBNiB dla stali wynosi 1,74, natomiast dla spoiwa 1,77, co wed�ug wskaza� zawartych w [5] okre�la typ struktury jakoferrytyczno-austenityczny (FA – dla RBCrB/RBNiB=1,48÷1,95) (rys. 4). Obliczone ze sk�adu chemicznego w mikroobszarach równowa�nikiRBCrB i RBNiB (tabl. II) maj� ni�sz� warto�� ni� wynika to ze sk�aduu�ytych materia�ów, co �wiadczy o do�� silnej mikrosegregacjipowsta�ej w czasie krzepni�cia spoiny.

Tablica II. Sk�ad chemiczny w mikroobszarach z��cza (SEM-EDX)Table II. Chemical composition of dendrite and matrix (SEM-EDX)

Sk�ad chemiczny [% mas.]Miejscepomiaru Si Mn Cr Ni

RBCrB

WRC-1992

RBNiB

WRC-1992 Ni

Cr

RR

dendryt 0,73 1,45 16,43 8,00 16,43 9,45 1,73osnowa 0,51 1,07 15,68 7,82 15,68 9,27 1,69

a) b) c)

Rys. 4. Mikrostruktura spoiny – szkielet ferrytu na tle austenitu, fazasigma w postaci punktowych wydziele�; kontrast fazowyFig. 4. Microstructura of welded joint – ferrite framework and austenitic matrix, point sigma phase precipitates; phase contrast

W strefie wp�ywu ciep�a obserwuje si� struktur� austenityczn� z równomiernie roz�o�onymi wydzieleniami w�glików pierwotnych.Ziarna austenitu s� równoosiowe, z niewielkim rozrostem w obszarze przyleg�ym do spoiny (rys. 5). Struktura ta w nieznacznym stopniuró�ni si� od struktury materia�u rodzimego, a wi�c o w�a�ciwo�ciachmechanicznych z��cza b�dzie decydowa�a struktura spoiny.

Rys. 5. Mikrostruktura SWC z��cza spawanego metod�TIG-mikropulsFig. 5. Microstructure of heat-affected zone of TIG-micropulsewelded joint

Wykonana analiza fazowa potwierdzi�a obecno�� dwóch faz w spoinie oraz niewielk� ilo�� fazy Fe- w strefie wp�ywu ciep�a (rys. 6, tabl. III).

Rys. 6. Dyfraktogram materia�u rodzimego, SWC i obszaru spoinywykonanej metod� TIG-mikropulsFig. 6. Diffraction pattern of base steel, HAZ and TIG-micropulse weld zone

spawanych wykonanych metodą TIG-mikropuls oraz porównawczo TIG i TIG-puls, przy zastosowaniu mikroskopii świetlnej i skaningowej, analizę składu fazowego i ocenę ilościowego udziału fazy Fe-αmetodą dyfrakcji rentgenowskiej, badania właściwości mechanicznych złączy spawanych w próbie statycznego rozciągania na maszynie wytrzymałościowej Zwick 100, ocenę stanu naprężeń resztkowych po procesie spawania przy zastosowaniu dyfrakcji rentgenowskiej przy wykorzystaniu dyfraktometru rentgenowskiego Philips XPERT PRO. Oceny mikrostruktur spoin dokonano na zgładach poprzecznych wykonanych pod kątem 45°. Do trawienia zgładów wykorzystano wodę królewską oraz zmodyfikowany przez Lichteneggera odczynnik Beraha do trawienia barwnego spoin ze stali austenitycznych, ujawniający ferryt delta. Skład chemiczny w mikroobszarach badany był przy zastosowaniu elektronowego mikroskopu skaningowego LEO 1430VP z EDX-Roentec.

Wyniki badań

Badania makroskopowe wykazały, że spoiny wykonane metodami TIG-puls i TIG-mikropuls mają szerokość 2,5 mm oraz szerokość SWC ok. 2,5 mm, przy czym w metodzie TIG-mikropuls uzyskuje się gładkie lico spoiny bez charakterystycznych śladów płynięcia spoiny w wyniku pulsowania prądu (rys. 1a, b). Spoina wykonana metodą TIG charakteryzuje się szerokością 5 mm przy szerokości SWC 4 mm (rys. 1c).

Rys. 1. Makrostruktura złączy: a – TIG-mikropuls, IP=100 A, IB=10 A, tP=0,01 s, tB=0,01 s, b – TIG-puls, IP=100 A, IB=10 A, tP=0,1 s, tB=0,1 s, c – TIG, I=100 AFig.1. Macrostructure of welded joint: a – TIG-micropulse, b – TIG-pulse, c – TIG

Krystalizacja stali (elementów łączonych) jak i materiału spoiwa przebiega według reakcji:

L → (L+δ) → (L+δ+γ) → (δ+γ) (1)W początkowej fazie z cieczy wydziela się ferryt δ tworząc

zarodki krystalizacji austenitu, w dalszej kolejności wraz z obniżaniem temperatury tworzą się dendryty austenitu (rys. 2 i 3). Struktura złączy spawanych metodą TIG-mikropuls ma charakterystyczny układ dendrytyczny z obszarami dendrytów „globularnych” i wydłużonych (rys. 3). Brak jest widocznych wad i wtrąceń.

Rys. 2. Mikrostruktura złącza spawanego metodą TIG-mikropulsFig. 2. Microstructure of TIG-micropulse welded joint

Rys. 3. Obszar dendrytów globularnych i wydłużonych w spoinieFig. 3. Globular and elongated dendrites in TIG-micropulse welded joint

Stosunek RCr/Rr/Rr Ni dla stali wynosi 1,74, natomiast dla spoiwa 1,77, co według wskazań zawartych w [5] określa typ struktury jako ferrytyczno-austenityczny (FA – dla RCr/Rr/Rr Ni=1,48÷1,95) (rys. 4). Obliczone ze składu chemicznego w mikroobszarach równoważniki RCr i RNi (tabl. II) mają niższą wartość niż wynika to ze składu użytych materiałów, co świadczy o dość silnej mikrosegregacji powstałej w czasie krzepnięcia spoiny.

Rys. 4. Mikrostruktura spoiny – szkielet ferrytu na tle austenitu, faza sigma w postaci punktowych wydzieleń; kontrast fazowyFig. 4. Microstructura of welded joint – ferrite framework and austenitic matrix, point sigma phase precipitates; phase contrast

Wyniki bada�










RBCrB

WRC-1992

RBNiB

WRC-1992 Ni

Cr

RR

dendryt 0,73 1,45 16,43 8,00 16,43 9,45 1,73osnowa 0,51 1,07 15,68 7,82 15,68 9,27 1,69

a) b) c)






Wyniki bada�










RBCrB

WRC-1992

RBNiB

WRC-1992 Ni

Cr

RR

dendryt 0,73 1,45 16,43 8,00 16,43 9,45 1,73osnowa 0,51 1,07 15,68 7,82 15,68 9,27 1,69

a) b) c)






Wyniki bada�










RBCrB

WRC-1992

RBNiB

WRC-1992 Ni

Cr

RR

dendryt 0,73 1,45 16,43 8,00 16,43 9,45 1,73osnowa 0,51 1,07 15,68 7,82 15,68 9,27 1,69

a) b) c)





Rys. 6. Dyfraktogram materia�u rodzimego, SWC i obszaru spoinywykonanej metod� TIG-mikropulsFig. 6. Diffraction pattern of base steel, HAZ and TIG-micropulse weld zoneWyniki bada�










RBCrB

WRC-1992

RBNiB

WRC-1992 Ni

Cr

RR

dendryt 0,73 1,45 16,43 8,00 16,43 9,45 1,73osnowa 0,51 1,07 15,68 7,82 15,68 9,27 1,69

a) b) c)






Wyniki bada�










RBCrB

WRC-1992

RBNiB

WRC-1992 Ni

Cr

RR

dendryt 0,73 1,45 16,43 8,00 16,43 9,45 1,73osnowa 0,51 1,07 15,68 7,82 15,68 9,27 1,69

a) b) c)






Tablica II. Skład chemiczny w mikroobszarach złącza (SEM-EDX)Table II. Chemical composition of dendrite and matrix (SEM-EDX)

Rys. 5. Mikrostruktura SWC złącza spawanego metodą TIG-mikropulsFig. 5. Microstructure of heat-affected zone of TIG-micropulse welded joint


W strefie wpływu ciepła obserwuje się strukturę austenityczną z równomiernie rozłożonymi wydzieleniami węglików pierwotnych. Ziarna austenitu są równoosiowe, z niewielkim rozrostem w obszarze przyległym do spoiny (rys. 5). Struktura ta w nieznacznym stopniu różni się od struktury materiału rodzimego, a więc o właściwościach mechanicznych złącza będzie decydowała struktura spoiny.

Wykonana analiza fazowa potwierdziła obecność dwóch faz w spoinie oraz niewielką ilość fazy Fe-α w strefie wpływu ciepła (rys. α w strefie wpływu ciepła (rys. α6, tabl. III)

Rys. 6. Dyfraktogram materiału rodzimego, SWC i obszaru spoiny wykonanej metodą TIG-mikropulsFig. 6. Diffraction pattern of base steel, HAZ and TIG-micropulse weld zone

Całkując numerycznie pole pod krzywą dla pików Fe-γ {111} oraz γ {111} oraz γFe-α {110} obliczono względny udział cα {110} obliczono względny udział cα α/cα/cα γ fazy Fe-γ fazy Fe-γ α korzystając α korzystając αz zależności (2).

(2)

gdzie: Sα, Sγ – powierzchnie pików dyfrakcyjnych, Rα, Rγ–współczynniki zależne od rodzaju fazy, płaszczyzny dyfrakcji (hkl) i

γ–współczynniki zależne od rodzaju fazy, płaszczyzny dyfrakcji (hkl) i

γ

γ–współczynniki zależne od rodzaju fazy, płaszczyzny dyfrakcji (hkl) i γkąta γ

kąta γ

Θ dyfrakcji, obliczone ze wzoru (3): (3)

gdzie: V – objętość komórki elementarnej, F – czynnik struktury, p – czynnik krotności płaszczyzn sieciowych, e-2M – czynnik temperaturowy, w przybliżeniu równy dla obydwu faz.

Wyniki zamieszczono w tablicy III.

Tablica III. Udział względny fazy Fe-α w złączach TIG-mikropuls i TIG-pulsα w złączach TIG-mikropuls i TIG-pulsαTable III. Relative fraction of Fe-α in welded jointsα in welded jointsα

Przy zastosowaniu mikropulsacji prądowo-czasowej uzyskano

większą ilość fazy Fe-α w spoinie niż przy spawaniu TIG-puls, α w spoinie niż przy spawaniu TIG-puls, αnatomiast ilość tej fazy w SWC była podobna w obydwu przypadkach.

Wpływ parametrów spawania na właściwości wytrzymałościowe złączy

określono w próbie statycznego rozciągania. Ze wzrostem liniowej

energii spawania początkowo obserwuje się duży wzrost wartości

wskaźników wytrzymałościowych z maksimum przypadającym na

Espaw=57,72 J/mm przy parametrach: IP=100 A, IB=10 A, tP=0,01s,

tB=0,01s (rys. 7).

Elementy spawane z energią liniową 60,72 J/mm wykazują

minimum wytrzymałości. Spowodowane jest to wysoką wartością

prądu bazowego przy dużym jego udziale (stanowi on połowę prądu

impulsu), w wyniku czego spoiny były wygrzewane przez długi czas, co

mogło doprowadzić do powstania struktury AF oraz prawdopodobnie

spowodowało wydzielenia fazy σ i innych faz międzymetalicznych, σ i innych faz międzymetalicznych, σa w wyniku tego wysoką kruchość złącza i obniżenie wytrzymałości

doraźnej. Dodatkowym tego potwierdzeniem jest miejsce zniszczenia

złącza – pęknięcie wystąpiło w spoinie.

Dla próbek spawanych z energią liniową wyższą od 62,97

J/mm obserwuje się wzrost wartości wskaźników wytrzymałościowych

w funkcji częstotliwości pulsacji (rys. 7). Różnice w wartościach

wskaźników wynikają z różnych parametrów spawania. Wzrost energii

liniowej spawania powoduje wzrost właściwości wytrzymałościowych.

Maksimum tego wzrostu przypada na zakres energii spawania

68,22÷70,84 J/mm. Z dalszym wzrostem energii obserwuje się

tendencję spadkową, zarówno w wartościach granicy plastyczności,

jak i wytrzymałości doraźnej. Przy spawaniu metodą stałoprądową

przy Espaw=115,44 J/mm uzyskano wartość granicy plastyczności

i wytrzymałości doraźnej odpowiednio 113 i 417 MPa.

Wyniki bada�










RBCrB

WRC-1992

RBNiB

WRC-1992 Ni

Cr

RR

dendryt 0,73 1,45 16,43 8,00 16,43 9,45 1,73osnowa 0,51 1,07 15,68 7,82 15,68 9,27 1,69

a) b) c)






Ca�kuj�c numerycznie pole pod krzyw� dla pików Fe- {111} orazFe- {110} obliczono wzgl�dny udzia� cB B/cB B fazy Fe- korzystaj�c z zale�no�ci (2).

( )

( )111

110

γ

α

α

γ

γ

α

SS

RR

cc ⋅= (2)

gdzie: SB B, SB –B powierzchnie pików dyfrakcyjnych, RB B, RB B –wspó�czynniki zale�ne od rodzaju fazy, p�aszczyzny dyfrakcji (hkl) i k�ta � dyfrakcji, obliczone ze wzoru (3):

MepFV

R 22

22

2 cossin2cos11 −⋅

Θ⋅Θ

Θ+=(3)

gdzie: V – obj�to�� komórki elementarnej, F – czynnik struktury,p – czynnik krotno�ci p�aszczyzn sieciowych, eP

-2MP – czynnik

temperaturowy, w przybli�eniu równy dla obydwu faz.Wyniki zamieszczono w tabl. III.

Tablica III. Udzia� wzgl�dny fazy Fe- w z��czach TIG-mikropuls iTIG-puls

Table III. Relative fraction of Fe- in welded jointscB B/cB B TIG-mikropuls TIG-puls

Spoina 3,1115 2,1554SWC 0,4752 0,4946

Przy zastosowaniu mikropulsacji pr�dowo-czasowej uzyskanowi�ksz� ilo�� fazy Fe- w spoinie ni� przy spawaniu TIG-puls, natomiast ilo�� tej fazy w SWC by�a podobna w obydwuprzypadkach. Wp�yw parametrów spawania na w�a�ciwo�ciwytrzyma�o�ciowe z��czy okre�lono w próbie statycznegorozci�gania. Ze wzrostem liniowej energii spawania pocz�tkowoobserwuje si� du�y wzrost warto�ci wska�ników wytrzyma�o�ciowychz maksimum przypadaj�cym na EBspawB=57,72 J/mm przy parametrach:IBPB=100 A, IBBB=10 A, tBPB=0,01s, tBBB=0,01s (rys. 7).

Rys. 7. Wska�niki wytrzyma�o�ciowe z��czy w funkcji energiiliniowej spawania i cz�stotliwo�ci pulsacji Fig. 7. Strength parameters of welded joints vs. welding linearenergy and pulse frequency

Elementy spawane z energi� liniow� 60,72 J/mm wykazuj�minimum wytrzyma�o�ci. Spowodowane jest to wysok� warto�ci�pr�du bazowego przy du�ym jego udziale (stanowi on po�ow� pr�duimpulsu), w wyniku, czego spoiny by�y wygrzewane przez d�ugi czas,co mog�o doprowadzi� do powstania struktury AF orazprawdopodobnie spowodowa�o wydzielenia fazy i innych fazmi�dzymetalicznych, a w wyniku tego wysok� krucho�� z��cza i obni�enie wytrzyma�o�ci dora�nej. Dodatkowym tego potwierdzeniemjest miejsce zniszczenia z��cza – p�kni�cie wyst�pi�o w spoinie.

Dla próbek spawanych z energi� liniow� wy�sz� od 62,97 J/mmobserwuje si� wzrost warto�ci wska�ników wytrzyma�o�ciowych w funkcji cz�stotliwo�ci pulsacji (rys. 7). Ró�nice w warto�ciachwska�ników wynikaj� z ró�nych parametrów spawania. Wzrostenergii liniowej spawania powoduje wzrost w�a�ciwo�ciwytrzyma�o�ciowych. Maksimum tego wzrostu przypada na zakres energii spawania 68,22÷70,84 J/mm. Z dalszym wzrostem energiiobserwuje si� tendencj� spadkow�, zarówno w warto�ciach granicy plastyczno�ci jak i wytrzyma�o�ci dora�nej. Przy spawaniu metod�sta�opr�dow� przy EBspawB=115,44 J/mm uzyskano warto�� granicyplastyczno�ci i wytrzyma�o�ci dora�nej odpowiednio 113 i 417 MPa.

Analogiczne zmiany zachodz� dla wska�ników plastyczno�ci AB5B i Z, wyznaczonych dla badanych z��cz w funkcji liniowej energii

spawania. Wzrost cz�stotliwo�ci powoduje podwy�szenie w�a�ciwo�ciplastycznych (rys. 8).

Twardo�� z��czy spawanych metod� TIG-mikropuls oraz TIG-pulsby�a zbli�ona i wynosi�a �rednio 230 HV0.1. Przy spawaniusta�opr�dowym twardo�� spoiny by�a wy�sza i wykazywa�a znacznyrozrzut w obszarze z��cza (50 HV).

Rys. 8. Wyd�u�enie A w funkcji cz�stotliwo�ci pulsacji FFig. 8. Elongation A vs. pulse frequency F

Badania napr��e� resztkowych wykaza�y wyst�powanie napr��e�rozci�gaj�cych, zarówno w spoinach, jak i strefach wp�ywu ciep�a.Uzyskane warto�ci napr��e� s� w przypadku spoin TIG-mikropuls bliskie granicy plastyczno�ci, natomiast w pozosta�ych przypadkachprzewy�szaj� j�, a nawet osi�gaj� warto�� wytrzyma�o�ci dora�nej – 654 MPa w przypadku spoiny TIG-sta�opr�dowej (tabl. IV, rys. 9). Wzrost cz�stotliwo�ci pulsacji z 5 Hz do 50 Hz zmniejszy� warto��napr��e� resztkowych 1,6-krotnie w przypadku spoiny oraz 1,3-krotnie w przypadku SWC. Ogólnie stwierdzi� mo�na, �ezastosowanie pulsacji zmniejsza warto�� napr��e� resztkowychniemal o po�ow�. �ród�a literaturowe [3] wskazuj� na zmniejszenienapr��e� o 30%.

Tablica IV. Warto�ci napr��e� resztkowych w spoinach i SWCTable IV. Residual stresses in welds and HAZ

Spoina SWCSposób spawania 2 B1B+ B2B 2 B1B+ B2B

TIG-mikropuls 43,108 285 43,105 235TIG-puls 43,114 386 43,113 369TIG-sta�opr�dowa 43,130 654 43,125 570.

Rys. 9. Dyfraktogramy badanych spoin i SWC oraz próbkiporównawczej do pomiaru napr��e�Fig. 9. Diffraction patterns of welds and HAZ to measurement of residual stresses

Ocena praktyczna metody TIG-mikropuls dokonana w zak�adzie„Spomasz” w Be��ycach na wykonanych urz�dzeniem Caddy TIG 150z��czach spawanych dennic p�aszczoworurowych wymiennikówciep�a typu JAD wypad�a pozytywnie, co daje podstawy doprzewidywania mo�liwo�ci szerokiego stosowania nowej metody.


( )

( )111

110

γ

α

α

γ

γ

α

SS

RR

cc ⋅= (2)


MepFV

R 22

22


Θ⋅Θ

Θ+=(3)


-2MP – czynnik




Spoina 3,1115 2,1554SWC 0,4752 0,4946
















( )

( )111

110

γ

α

α

γ

γ

α

SS

RR

cc ⋅= (2)


MepFV

R 22

22


Θ⋅Θ

Θ+=(3)


-2MP – czynnik




Spoina 3,1115 2,1554SWC 0,4752 0,4946
















( )

( )111

110

γ

α

α

γ

γ

α

SS

RR

cc ⋅= (2)


MepFV

R 22

22


Θ⋅Θ

Θ+=(3)


-2MP – czynnik




Spoina 3,1115 2,1554SWC 0,4752 0,4946















Rys. 7. Wskaźniki wytrzymałościowe złączy w funkcji energii liniowej spawania i częstotliwości pulsacjiFig. 7. Strength parameters of welded joints vs. welding linear energy and pulse frequency


( )

( )111

110

γ

α

α

γ

γ

α

SS

RR

cc ⋅= (2)


MepFV

R 22

22


Θ⋅Θ

Θ+=(3)


-2MP – czynnik




Spoina 3,1115 2,1554SWC 0,4752 0,4946















Rys. 8. Wydłużenie A w funkcji częstotliwości pulsacji FFig. 8. Elongation A vs. pulse frequency F

cαα/cγγ


Tablica IV. Wartości naprężeń resztkowych w spoinach i SWCTable IV. Residual stresses in welds and HAZ

Analogiczne zmiany zachodzą dla wskaźników plastyczności

A5 i Z, wyznaczonych dla badanych złączy w funkcji liniowej energii

spawania. Wzrost częstotliwości powoduje podwyższenie właściwości

plastycznych (rys. 8).

Twardość złączy spawanych metodą TIG-mikropuls oraz

TIG-puls była zbliżona i wynosiła średnio 230 HV0.1. Przy spawaniu

stałoprądowym twardość spoiny była wyższa i wykazywała znaczny

rozrzut w obszarze złącza (50 HV).

Badania naprężeń resztkowych wykazały występowanie naprężeń

rozciągających, zarówno w spoinach, jak i strefach wpływu ciepła.

Uzyskane wartości naprężeń są w przypadku spoin TIG-mikropuls

bliskie granicy plastyczności, natomiast w pozostałych przypadkach

przewyższają ją, a nawet osiągają wartość wytrzymałości doraźnej

– 654 MPa w przypadku spoiny TIG-stałoprądowej (tabl. IV, rys. 9).

Wzrost częstotliwości pulsacji z 5 Hz do 50 Hz zmniejszył wartość

naprężeń resztkowych 1,6-krotnie w przypadku spoiny oraz 1,3-krotnie

w przypadku SWC. Ogólnie stwierdzić można, że zastosowanie pulsacji

zmniejsza wartość naprężeń resztkowych niemal o połowę. Źródła

literaturowe [3] wskazują na zmniejszenie naprężeń o 30%.

Ocena praktyczna metody TIG-mikropuls, dokonana w zakładzie

„Spomasz” w Bełżycach na wykonanych urządzeniem Caddy TIG 150

złączach spawanych dennic płaszczoworurowych wymienników ciepła

typu JAD, wypadła pozytywnie, co daje podstawy do przewidywania

możliwości szerokiego stosowania nowej metody.

Wnioski

• Spoiny wykonane z mikropulsacją charakteryzują się obecnością

tylko dendrytów wydłużonych o korzystnej strukturze ferrytyczno-

-austenitycznej, natomiast zmniejszanie częstotliwości pulsacji

powodowało pojawianie się dendrytów globularnych w środkowej strefie

spoiny. Nie zaobserwowano wad spawalniczych oraz zanieczyszczeń

czy też wtrąceń, co świadczy o wysokiej jakości procesu spawania.

• Najkorzystniejsze właściwości wytrzymałościowe spoin uzyskano

dla liniowej energii spawania z zakresu 68,22÷70,84 J/mm.

Z dalszym wzrostem energii obserwowano tendencję spadkową, zarówno

w wartościach granicy plastyczności, jak i wytrzymałości doraźnej.

• We wszystkich przypadkach kombinacji nastaw o tej samej energii,

ale różnej częstotliwości pulsacji obserwuje się wzrost wytrzymałości

wraz ze wzrostem częstotliwości pulsacji. Analogiczne zależności

obserwowano w przypadku wskaźników plastyczności.

• Badania stanu naprężeń wykazały występowanie naprężeń

rozciągających zarówno w spoinach, jak i strefach wpływu ciepła.

Wartości tych naprężeń są w przypadku spoin wykonanych z

mikropulsacją bliskie granicy plastyczności, natomiast w pozostałych

przypadkach przewyższają ją, a nawet osiągają wartość wytrzymałości

doraźnej – 654 MPa w przypadku spoiny stałoprądowej TIG.

• Wzrost częstotliwości pulsacji z 5 Hz do 50 Hz zmniejszył wartość

naprężeń resztkowych 1,6-krotnie w przypadku spoiny i 1,3-krotnie

w przypadku SWC. Ogólnie stwierdzić można, że zastosowanie

pulsacji zmniejsza wartość naprężeń resztkowych w elementach

cienkościennych o połowę.

Literatura

[1] Cary H.B.: Modern Welding Technology. Prentice Hall, Englewood

Cliffs, NY, 1998, pp. 237-264.

[2] Powers D.E. et al in: O’Brien R.L. (ed.): Welding Handbook, vol. 2,

Amer.Weld.Soc., Miami 1991, pp.714-738.

[3] Tseng K.H., Chou C.P.: The Effect of Pulsed GTA Welding on

The Residual Stress of a Stainless Steel Weldment. Journal of

Materials Processing Technology, Vol. 123, 2002, pp.346-353.

[4] Micro TIG Welding Machines: www.arcraftplasma.com.

[5] Rajasekhar K., Harendranath C.S., Raman R., Kulkarni S.D.:

Microstructural Evolution during Solidification of Austenitic

Stainless Steel Weld Metals: A Colour Metallographic and

Electron Microprobe Analysis Study. Materials Characterization,

vol 38, 1997, pp.53-65.

[6] Brudkiewicz D., Surowska B., Pałka K.: Analiza mikrostrukturalna

i fazowa złącz ze stali austenitycznych spawanych metodą TIG-

mikropuls, Problemy Techniki; Odessa, nr 2, 2004, pp. 51-55.

[7] Brudkiewicz D.: Rozprawa doktorska; Lublin 2005.


( )

( )111

110

γ

α

α

γ

γ

α

SS

RR

cc ⋅= (2)


MepFV

R 22

22


Θ⋅Θ

Θ+=(3)


-2MP – czynnik




Spoina 3,1115 2,1554SWC 0,4752 0,4946
















( )

( )111

110

γ

α

α

γ

γ

α

SS

RR

cc ⋅= (2)


MepFV

R 22

22


Θ⋅Θ

Θ+=(3)


-2MP – czynnik




Spoina 3,1115 2,1554SWC 0,4752 0,4946















Rys. 9. Dyfraktogramy badanych spoin i SWC oraz próbki porównawczej do pomiaru naprężeńFig. 9. Diffraction patterns of welds and HAZ to measurement of residual stresses

Θ Θ2Θ2σ11+σ22σ11+σ22


Wpływ czystości stopów Cu-Ni-Fe na jakość spoin wykonanych metodą TIG


Instytut Inżynierii Materiałowej, Politechnika Szczecińska

dr inż. Ryszard Pakos

Stopy miedzi z niklem, miedzionikle, stanowią istotną grupę technicznych stopów miedzi przeznaczonych do obróbki plastycznej. Stopy te, których głównym dodatkiem jest Ni o zawartości do 40%, zawierają także Al, Fe i Mn. Nikiel powoduje podwyższenie własności mechanicznych, odporności na korozję, rezystywności oraz siły termoelektrycznej miedzionikli.

Miedzionikle oparte są na układzie Cu-Ni o nieograniczonej rozpuszczalności składników w stanie ciekłym i stałym (rys. 1)[2]. Wydziela się dwie grupy miedzionikli, a mianowicie:• odporne na korozję, takie jak: CuNi30Mn1Fe (melchior), CuNi6Al2 (kunial), CuNi3Si1Mn, CuNi19 (nikielina), CuNi25 (stosowany do wytwarzania monet);• oporowe, w tym głównie CuNi44Mn1 (konstantan) [3]. Norma PN-78/H-87052 dzieli miedzionikle na:• dwuskładnikowe: CuNi25, CuNi19, CuNi5;• manganowe: CuNi44Mn1, CuNi40Mn1;• manganowo-żelazowe: CuNi30Mn1Fe, CuNi20Mn1Fe;• żelazowo-manganowe: CuNi10Fe1Mn, CuNi5Fe1Mn;• aluminiowe: CuNi6Al2;• krzemowo-manganowe: CuNi3Si1Mn.

STRESZCZENIEPrzedstawiono charakterystykę oraz właściwości i zastosowanie stopów

Cu-Ni-Fe. Przeprowadzono analizę technologii spawania metodą TIG na podstawie badań wizualnych i radiograficznych.

Dokonano analizy wpływu zanieczyszczeń w stopach Navinic 10 i CuNi 90/10 na jakość połączeń spawanych na podstawie badań mikrostruktury z wykorzystaniem mikroskopu skaningowego.

ABSTRACTThe paper presents characterization and industry applications of

Cu-Ni-Fe alloys. The technological analysys of TIG technique welding and contamination influence in Navinic 10 and CuNi 90/10 alloys has been presented. TIG welding analysys was based on wisual and radiographical investigations. Contaminations influence of welded joints quality analysys was based on scanning microscope microstructure investigations.

W S T Ę P

Spośród znanych melchiorów do stopów Cu-Ni-Fe należy zaliczyć miedzionikle manganowo-żelazowe i żelazowo-manganowe.

Miedzionikle manganowo-żelazowe charakteryzują się tym, iż jako drugi składnik stopowy (poza niklem) występuje mangan w ilościach najczęściej od 1 do 2% przy zawartości żelaza ok. 1% i znacznie przekraczającej 20% zawartości niklu.

W miedzioniklach żelazowo-manganowych jako składnik stopowy (poza niklem) występuje żelazo w ilościach zazwyczaj od 1 do 2% przy niewielkiej zawartości niklu, najczęściej 5÷10%.

Stopy typu Cu-Ni-Fe charakteryzują się dobrą odpornością na korozję w wodzie morskiej, na korozję naprężeniową i korozję szczelinową. Ponadto wyróżnia je bardzo dobra odporność na porastanie w wodzie morskiej, duża przewodność cieplna i bardzo dobre charakterystyki technologiczne. Nikiel zwiększa wytrzymałość i plastyczność stopów miedzi. Zwiększa też odporność stopów na korozję, zwłaszcza w wodzie morskiej przy równoczesnym działaniu naprężeń rozciągających. Nikiel podwyższa temperaturę rekrystalizacji i zmniejsza rozmiary ziaren stopów miedzi.

Rozpuszczalność wodoru w niklu jest znacznie większa niż miedzi i stąd stopy Cu-Ni-Fe mogą rozpuszczać tym więcej wodoru,

Rys. 1. Układ równowagi cieplno-fazowej Cu-Ni [3]Fig. 1. Cu-Ni equilibrium system [3]

dr in�. Ryszard PakosInstytut In�ynierii Materia�owej,Politechnika Szczeci�ska

Wp�yw czysto�ci stopów Cu-Ni-Fe na jako�� spoin wykonanych metod� TIG


StreszczeniePrzedstawiono charakterystyk� oraz w�a�ciwo�ci i zastosowanie stopów

Cu-Ni-Fe. Przeprowadzono analiz� technologii spawania metod� TIG napodstawie bada� wizualnych i radiograficznych.

Dokonano analizy wp�ywu zanieczyszcze� w stopach Navinic 10 i CuNi90/10 na jako�� po��cze� spawanych na podstawie bada� mikrostruktury zwykorzystaniem mikroskopu skaningowego.

AbstractThe paper presents characterization and industry applications of Cu-Ni-Fe

alloys. The technological analysys of TIG technique welding and contaminationinfluence in Navinic 10 and CuNi 90/10 alloys has been presented. TIG weldinganalysys was based on wisual and radiographical investigations. Contaminationsinfluence of welded joints quality analysys was based on scanning microscopemicrostructure investigations.

Wst�p

Stopy miedzi z niklem, miedzionikle, stanowi� istotn� grup�technicznych stopów miedzi przeznaczonych do obróbki plastycznej.Stopy te, których g�ównym dodatkiem jest Ni o zawarto�ci do 40%, zawieraj� tak�e Al, Fe i Mn. Nikiel powoduje podwy�szenie w�asno�cimechanicznych, odporno�ci na korozj�, rezystywno�ci oraz si�ytermoelektrycznej miedzionikli.

Miedzionikle oparte s� na uk�adzie Cu-Ni o nieograniczonejrozpuszczalno�ci sk�adników w stanie ciek�ym i sta�ym (rys. 1)[2].

Rys. 1. Uk�ad równowagi cieplno-fazowej Cu-Ni [3]Fig. 1. Cu-Ni equilibrium system [3]

Wydziela si� dwie grupy miedzionikli, a mianowicie: odporne na korozj�, takie jak: CuNi30Mn1Fe (melchior), CuNi6Al2(kunial), CuNi3Si1Mn, CuNi19 (nikielina), CuNi25 (stosowany dowytwarzania monet); oporowe, w tym g�ównie CuNi44Mn1 (konstantan) [3].

Norma PN-78/H-87052 dzieli miedzionikle na: dwusk�adnikowe: CuNi25, CuNi19, CuNi5; manganowe: CuNi44Mn1, CuNi40Mn1; manganowo-�elazowe: CuNi30Mn1Fe, CuNi20Mn1Fe; �elazowo-manganowe: CuNi10Fe1Mn, CuNi5Fe1Mn; aluminiowe: CuNi6Al2; krzemowo-manganowe: CuNi3Si1Mn.

Spo�ród znanych melchiorów do stopów Cu-Ni-Fe nale�y zaliczy�miedzionikle manganowo-�elazowe i �elazowo-manganowe.

Miedzionikle manganowo-�elazowe charakteryzuj� si� tym, i� jako drugi sk�adnik stopowy (poza niklem) wyst�puje mangan w ilo�ciachnajcz��ciej od 1 do 2% przy zawarto�ci �elaza ok. 1% i znacznieprzekraczaj�cej 20% zawarto�ci niklu.

W miedzioniklach �elazowo-manganowych jako sk�adnik stopowy(poza niklem) wyst�puje �elazo w ilo�ciach zazwyczaj od 1 do 2% przyniewielkiej zawarto�ci niklu, najcz��ciej 5÷10%.

Stopy typu Cu-Ni-Fe charakteryzuj� si� dobr� odporno�ci� na korozj� w wodzie morskiej, na korozj� napr��eniow� i korozj�szczelinow�. Ponadto wyró�nia je bardzo dobra odporno�� na porastanie w wodzie morskiej, du�a przewodno�� cieplna i bardzodobre charakterystyki technologiczne. Nikiel zwi�ksza wytrzyma�o�� i plastyczno�� stopów miedzi. Zwi�ksza te� odporno�� stopów na korozj�, zw�aszcza w wodzie morskiej przy równoczesnym dzia�aniunapr��e� rozci�gaj�cych. Nikiel podwy�sza temperatur� rekrystalizacjii zmniejsza rozmiary ziaren stopów miedzi.

Rozpuszczalno�� wodoru w niklu jest znacznie wi�ksza ni� miedzii st�d stopy Cu-Ni-Fe mog� rozpuszcza� tym wi�cej wodoru, im wi�ksz� maj� zawarto�� niklu. Du�a ilo�� wodoru rozpuszczonegow stopie mo�e powodowa� porowato�� wlewków, dlatego z k�pielitrzeba dok�adnie usun�� wodór przez dodanie tlenku miedziowego lubprzepuszczenie przez k�piel azotu. �elazo zwi�ksza odporno�� stopów na korozj�, a� do pewnej

optymalnej zawarto�ci, zale�nej od ilo�ci niklu w stopie. Do zawarto�ci70% Ni stopy Cu-Ni rozpuszczaj� do 1% Fe. W wy�szychtemperaturach rozpuszczalno�� elaza znacznie si� zwi�ksza, tak �estopy Cu-Ni wy�arzone odpowiednio d�ugi czas w temperaturze 900ºCi ozi�bione w wodzie (przesycone) s� jednofazowe i w roztworze sta�ym mog� zawiera� do 4,5% Fe. Starzenie stopu zawieraj�cego 10%Ni i 2% Fe w temperaturze ok. 600ºC, po uprzednim ujednorodnieniuw temperaturze 900ºC i przesyceniu, powoduje wydzielenie si� fazybogatej w �elazo, zwykle na granicach ziaren oraz w pewnym stopniuwewn�trz ziaren.

Wy�arzanie w temperaturze 600ºC stopów zawieraj�cych ok. 10%Ni i 1,5% Fe uprzednio przesyconych powoduje niewielkie dyspersyjneutwardzenie stopów (HV zwi�ksza si� z 60 w stanie przesyconym do80 w stanie utwardzonym dyspersyjnie) przez wydzielanie wewn�trzziaren fazy bogatej w �elazo o du�ej dyspersji. Utwardzenie to nieutrudnia przeróbki plastycznej stopów na zimno.

Wyroby z miedzionikli powinny by� wy�arzane w piecu z atmosfer�ochronn�, gdy� w przeciwnym przypadku wyst�puj� korozyjneuszkodzenia powierzchni wyrobów.

Korzystny wp�yw �elaza w stopach jest szczególnie widoczny przyrównoczesnym niszczeniu korozyjnym, erozyjnym i kawitacyjnym,zwanym korozj� uderzeniow�. Korozja ta zwi�ksza si� ze


im większą mają zawartość niklu. Duża ilość wodoru rozpuszczonego w stopie może powodować porowatość wlewków, dlatego z kąpieli trzeba dokładnie usunąć wodór przez dodanie tlenku miedziowego lub przepuszczenie przez kąpiel azotu.

Żelazo zwiększa odporność stopów na korozję, aż do pewnej optymalnej zawartości, zależnej od ilości niklu w stopie. Do zawartości 70% Ni stopy Cu-Ni rozpuszczają do 1% Fe. W wyższych temperaturach rozpuszczalność żelaza znacznie się zwiększa, tak że stopy Cu-Ni wyżarzone odpowiednio długi czas w temperaturze 900ºC i oziębione w wodzie (przesycone) są jednofazowe i w roztworze stałym mogą zawierać do 4,5% Fe. Starzenie stopu zawierającego 10% Ni i 2% Fe w temperaturze ok. 600ºC, po uprzednim ujednorodnieniu w temperaturze 900ºC i przesyceniu, powoduje wydzielenie się fazy bogatej w żelazo, zwykle na granicach ziaren oraz w pewnym stopniu wewnątrz ziaren.

Wyżarzanie w temperaturze 600ºC stopów zawierających ok. 10% Ni i 1,5% Fe uprzednio przesyconych powoduje niewielkie dyspersyjne utwardzenie stopów (HV zwiększa się z 60 w stanie przesyconym do 80 w stanie utwardzonym dyspersyjnie) przez wydzielanie wewnątrz ziaren fazy bogatej w żelazo o dużej dyspersji. Utwardzenie to nie utrudnia przeróbki plastycznej stopów na zimno.

Wyroby z miedzionikli powinny być wyżarzane w piecu z atmosferą ochronną, gdyż w przeciwnym przypadku występują korozyjne uszkodzenia powierzchni wyrobów.

Korzystny wpływ żelaza w stopach jest szczególnie widoczny przy równoczesnym niszczeniu korozyjnym, erozyjnym i kawitacyjnym, zwanym korozją uderzeniową. Korozja ta zwiększa się ze zwiększeniem prędkości przepływu wody i ze zwiększeniem w niej ilości pęcherzy powietrza (tlenu).

Dla uzyskania odporności na korozję uderzeniową stop Cu-Ni-Fe powinien zawierać min. 5% Ni. Najodpowiedniejsza zawartość żelaza w tym stopie wynosi 1÷1,5%, natomiast w stopie zawierającym 10% Ni optymalnie powinno być ok. 2% Fe. Ze zwiększeniem zawartości niklu i żelaza odporność stopów Cu-Ni-Fe na korozję osadową zwiększa się. Stopy zawierające 20 lub 30% Ni mają bardzo dobrą odporność na korozję, przy czym stosuje się tu mniejszą zawartość żelaza, ok. 0,4÷1%, przy jednoczesnym niewielkim zwiększeniu zawartości manganu do 0,5÷1,5%. W porównaniu z innymi stopami miedzi stopy Cu-Ni-Fe mają znacznie większą odporność na korozję [1].

Dzięki swoim właściwościom stopy typu Cu-Ni-Fe znalazły szerokie zastosowanie w następujących dziedzinach przemysłu: • systemach transportu wody morskiej;• budowie osłon przeciwkorozyjnych i przeciwporostowych kadłubów statków;• budowie platform wiertniczych i wydobywczych;• budowie instalacji odsalania wody morskiej;• w zakładach przemysłowych zlokalizowanych w pasie wybrzeża;• jako wymienniki ciepła w urządzeniach okrętowych oraz klimatyzacyjnych.

Badania własne

Celem przeprowadzonych badań było określenie wpływu czystości stopów Cu-Ni-Fe na jakość spoin wykonanych metodą TIG w argonie. Złącza próbne do badań wykonano zgodnie z normą PN-EN 288-3. Badania przeprowadzono dla dwóch rodzajów stopów, tj. Navinic 10 i CuNi 90/10, których składy chemiczne przedstawiono w tablicy I.

Tablica I. Skład chemiczny badanych stopów Cu-Ni-Fe i Navinic 10 [6]Table I. Chemical composition of Cu-Ni-Fe and Navinic 10 alloys

Wymaganą jakość połączeń spawanych założono na poziomie B według PN-EN 25817.

Warunki spawania:• metoda spawania: 141 (TIG);• rodzaj złącza: doczołowe rur (ø159x2,5);• rodzaj spoiny: czołowa V;• materiał dodatkowy: S-CuNi 10Fe (UTPA 387);• rodzaj elektrody wolframowej: wt h 20/1,6-2,4;• gaz osłonowy formujący: I1 (Ar 99,99%);• pozycja spawania: PA (wg EN 287-1).

Przed spawaniem i napełnieniem gazem formującym badane złącza zaślepiono taśmą klejącą, a otwarte końce rur zamknięto korkami z możliwością podłączenia wlotu i wylotu gazu. Temperaturę osuszania i podgrzewania (w przypadku temperatury otoczenia poniżej 10°C) kontrolowano za pomocą kredek – termoindykatorów.

Wyniki badań

Wykonane złącza próbne poddano badaniom wizualnym i radiograficznym w celu określenia uzyskanego poziomu jakości spoin. Następnie z każdego złącza próbnego wycięto mechanicznie próbki do badań metalograficznych i po obróbce gładkościowej oraz chemicznej dokonano analizy mikrostruktury złącza spawanego, celem wykrycia przyczyn występowania niezgodności spawalniczych w spoinach.

Na rysunku 2 przedstawiono obraz radiograficzny spoiny wykonanej ze stopu Navinic 10, na której uwidoczniono łańcuchy pęcherzy gazowych w grani spoiny kwalifikujące złącze do 3 poziomu akceptacji (wymagana D). Radiogram spoiny wykonanej ze stopu CuNi 90/10 nie wykazał żadnych niezgodności w spoinie. W związku z wykrytymi niezgodnościami spawalniczymi w stopie Navinic 10 i braku tych samych wad w stopie CuNi 90/10, pomimo zastosowania tej samej technologii spawania, przeprowadzono badania mikroskopowe [5], mające na celu ustalenie przyczyny powstawania zaobserwowanych niezgodności.

Na rysunku 3 przedstawiono mikrostrukturę stopu Navinic 10. W obu przypadkach jest to struktura jednofazowa, ale w stopie Navinic 10 stwierdzono bardzo dużą ilość wtrąceń niemetalicznych. Analiza składu chemicznego wtrąceń niemetalicznych wykazała w stopie

zwi�kszeniem pr�dko�ci przep�ywu wody i ze zwi�kszeniem w niejilo�ci p�cherzy powietrza (tlenu).

Dla uzyskania odporno�ci na korozj� uderzeniow� stop Cu-Ni-Fepowinien zawiera� min. 5% Ni. Najodpowiedniejsza zawarto�� elazaw tym stopie wynosi 1÷1,5%, natomiast w stopie zawieraj�cym 10% Ni optymalnie powinno by� ok. 2% Fe. Ze zwi�kszeniem zawarto�ci niklui �elaza odporno�� stopów Cu-Ni-Fe na korozj� osadow� zwi�ksza si�.Stopy zawieraj�ce 20 lub 30% Ni maj� bardzo dobr� odporno�� na korozj�, przy czym stosuje si� tu mniejsz� zawarto�� elaza, ok. 0,4÷1%, przy jednoczesnym niewielkim zwi�kszeniu zawarto�cimanganu do 0,5÷1,5%. W porównaniu z innymi stopami miedzi stopyCu-Ni-Fe maj� znacznie wi�ksz� odporno�� na korozj� [1].

Dzi�ki swoim w�a�ciwo�ciom stopy typu Cu-Ni-Fe znalaz�y szerokiezastosowanie w nast�puj�cych dziedzinach przemys�u: systemach transportu wody morskiej; budowie os�on przeciwkorozyjnych i przeciwporostowych kad�ubówstatków; budowie platform wiertniczych i wydobywczych; budowie instalacji odsalania wody morskiej; w zak�adach przemys�owych zlokalizowanych w pasie wybrze�a; jako wymienniki ciep�a w urz�dzeniach okr�towych oraz

klimatyzacyjnych.

Badania w�asne

Celem przeprowadzonych bada� by�o okre�lenie wp�ywu czysto�cistopów Cu-Ni-Fe na jako�� spoin wykonanych metod� TIG w argonie.Z��cza próbne do bada� wykonano zgodnie z norm� PN-EN 288-3. Badania przeprowadzono dla dwóch rodzajów stopów, tj. Navinic 10i CuNi 90/10, których sk�ady chemiczne przedstawiono w tablicy I.

Rys. 2. Obraz radiograficzny spoiny stopu Navinic 10 Fig. 2. Radiographic image of Navinic 10 alloy

Tablica I. Sk�ad chemiczny badanych stopów Cu-Ni-Fe i Navinic 10 [6]Table I. Chemical composition of Cu-Ni-Fe and Navinic 10 alloys

Zawarto�� pierwiastkówstopowych [%] poza Cu

Dopuszczalna max zawarto��zanieczyszcze� [%]Nazwa

stopu Ni Fe Mn C Pb S P Zn inneCuNi90/10 10,0÷11,0 1,5÷1,8 0,6÷1,0 0,5 0,01 0,005 0,02 0,05 0,20

Navinic 10 9,0÷11,0 1,5÷1,8 0,5÷1,0 0,05 0,01 0,015 0,02 0,05 0,20

Wymagan� jako�� po��cze� spawanych za�o�ono na poziomie Bwed�ug PN-EN 25817. Warunki spawania: metoda spawania: 141 (TIG); rodzaj z��cza: doczo�owe rur (ø159x2,5); rodzaj spoiny: czo�owa V; materia� dodatkowy: S-CuNi 10Fe (UTPA 387); rodzaj elektrody wolframowej: wt h 20/1,6-2,4; gaz os�onowy formuj�cy: I1 (Ar 99,99%); pozycja spawania: PA (wg EN 287-1).

Przed spawaniem i nape�nieniem gazem formuj�cym badane z��czaza�lepiono ta�m� klej�c�, a otwarte ko�ca rur zamkni�to korkamiz mo�liwo�ci� pod��czenia wlotu i wylotu gazu. Temperatur� osuszaniai podgrzewania (w przypadku temperatury otoczenia poni�ej 10°C) kontrolowano za pomoc� kredek – termoindykatorów.

Wyniki bada�

Wykonane z��cza próbne poddano badaniom wizualnymi radiograficznym w celu okre�lenia uzyskanego poziomu jako�cispoin. Nast�pnie z ka�dego z��cza próbnego wyci�to mechaniczniepróbki do bada� metalograficznych i po obróbce g�adko�cioweji chemicznej dokonano analizy mikrostruktury z��cza spawanego,celem wykrycia przyczyn wyst�powania niezgodno�ci spawalniczychw spoinach.

Na rysunku 2 przedstawiono obraz radiograficzny spoiny wykonanejze stopu Navinic 10, na której uwidoczniono �a�cuchy p�cherzygazowych w grani spoiny kwalifikuj�ce z��cze do 3 poziomu akceptacji (wymagana D). Radiogram spoiny wykonanej ze stopu CuNi 90/10 nie wykaza� �adnych niezgodno�ci w spoinie. W zwi�zku z wykrytyminiezgodno�ciami spawalniczymi w stopie Navinic 10 i braku tychsamych wad w stopie CuNi 90/10, pomimo zastosowania tej samejtechnologii spawania, przeprowadzono badania mikroskopowe [5],maj�ce na celu ustalenie przyczyny powstawania zaobserwowanychniezgodno�ci.

Na rysunku 3 przedstawiono mikrostruktur� stopu Navinic 10. Wobu przypadkach jest to struktura jednofazowa, ale w stopie Navinic 10stwierdzono bardzo du�� ilo�� wtr�ce� niemetalicznych. Analiza sk�aduchemicznego wtr�ce� niemetalicznych wykaza�a w stopie Navinic 10bardzo du�� zawarto�� siarki (pow. 23%), co by�o g�ówn� przyczyn�zagazowa� spoin (rys. 4).

Rys. 3. Mikrostruktura stopu Navinic 10Fig. 3. The microstructure of Navinic 10 alloy

Rys.4. Sk�ad chemiczny wydziele� w stopieNavinic 10Fig. 4. Chemical composition of precipitates in Navinic 10 alloy

Wnioski

Przeprowadzone badania wykaza�y, �e stopy typu Cu-Ni-Fe, pomimoi� nale�� do grupy materia�ów dobrze spawalnych, to ich sk�adchemiczny, a w szczególno�ci wtr�cenia niemetaliczne, mog�prowadzi� do wielu niezgodno�ci w spoinach, dyskwalifikuj�c ichprzydatno�� eksploatacyjn�. W prezentowanych badaniach w stopieNavinic 10 stwierdzono w wydzieleniach 23% siarki, co by�o g�ówn�przyczyn� porowato�ci spoin.




klimatyzacyjnych.

Badania w�asne







Navinic 10 9,0÷11,0 1,5÷1,8 0,5÷1,0 0,05 0,01 0,015 0,02 0,05 0,20



Wyniki bada�






Wnioski


Rys. 2. Obraz radiograficzny spoiny stopu Navinic 10Fig. 2. Radiographic image of Navinic 10 alloy


Navinic 10 bardzo dużą zawartość siarki (pow. 23%), co było główną przyczyną zagazowań spoin (rys. 4).


Rys. 4. Skład chemiczny wydzieleń w stopie Navinic 10Fig. 4. Chemical composition of precipitates in Navinic 10 alloy

Wnioski

Przeprowadzone badania wykazały, że stopy typu Cu-Ni-Fe, pomimo iż należą do grupy materiałów dobrze spawalnych, ich skład chemiczny, a w szczególności wtrącenia niemetaliczne, mogą prowadzić do wielu niezgodności w spoinach, dyskwalifikując ich przydatność eksploatacyjną. W prezentowanych badaniach w stopie Navinic 10 stwierdzono w wydzieleniach 23% siarki, co było główną przyczyną porowatości spoin.

Pojawienie się tak dużej ilości siarki we wtrąceniach niemetalicznych bierze swój początek w zanieczyszczonej miedzi użytej do produkcji tego stopu.

Literatura

[1] Kowarsch A., Zaczek Z.: Miedź i jej stopy w budownictwie okrętowym. Wydawnictwo Morskie, Gdańsk 1989.

[2] Romankiewicz F.: Krzepnięcie miedzi i jej stopów. WNT, Warszawa 1987.

[3] Encyklopedia techniki – Materiałoznawstwo.[4] PN-78/H- 87052: Stopy miedzi do przeróbki plastycznej. Stopy

miedzi z niklem.[5] PN-EN 1321: Badania niszczące metalowych złączy spawanych.

Badania makroskopowe i mikroskopowe złączy spawanych.




klimatyzacyjnych.

Badania w�asne







Navinic 10 9,0÷11,0 1,5÷1,8 0,5÷1,0 0,05 0,01 0,015 0,02 0,05 0,20



Wyniki bada�






Wnioski





klimatyzacyjnych.

Badania w�asne







Navinic 10 9,0÷11,0 1,5÷1,8 0,5÷1,0 0,05 0,01 0,015 0,02 0,05 0,20



Wyniki bada�






Wnioski


Wskazówki dla autorów artykułów

W czasopiśmie „Przegląd Spawalnictwa” są publikowane artykuły dotyczące:- technik spajania, cięcia, powłok spawalniczych, - metalurgii, metaloznawstwa i modelowania procesów spawalniczych, - metod badań struktury i właściwości złączy, - charakterystyki urządzeń, sprzętu i materiałów, - automatyzacji i robotyzacji,- automatyzacji i robotyzacji,- automatyzacji i robotyzacji,- technik klejenia tworzyw konstrukcyjnych i spawania tworzyw polimerowych,- szkolenia, przepisów i normalizacji.

W czasopiśmie zamieszczane są także artykuły i komunikaty dotyczące: - praktyki spawalniczej i poradnictwa technologicznego, - wydarzeń, prezentacji karier spawalników i ich doświadczeń zawodowych.

Wybrane artykuły opublikowane w „Przeglądzie Spawalnictwa” są tłumaczone na język angielski i zamieszczane w czasopiśmie Welding International wydawanym przez Woodhead Publishing Ltd. w Wielkiej Brytanii na mocy porozumienia o współpracy.Autorzy otrzymują bezpłatnie egzemplarz czasopisma ze swoją publikacją. Redacja nie wypłaca honorariów za publikowane materiały.Objętość artykułu powinna wynosić maksymalnie 8 stron wydruku komputerowego.Artykuł powinien zwierać:

- informacje o autorach: stopnie naukowe lub zawodowe, imię i nazwisko,- tytuł w języku polskim i angielskim,- streszczenie w języku polskim (0,5 do 1 strony) i angielskim (0,5 do 1 strony),- tekst główny, podzielony na odpowiednio zatytułowane rozdziały,- wnioski końcowe,- literaturę; pozycje literatury numerowane cyframi arabskimi w kwadratowych nawiasach i w kolejności cytowanej w tekście.

Tytuł i streszczenie w języku angielskim znakomicie rozszerza zasięg odbioru artykułu, dlatego są zalecane chociaż nie są obowiązkowe.Tekst artykułu należy napisać na arkuszu formatu A4 bez tabulatorów i wcięć, czcionką Times New Roman 12, marginesami górnym, dolnym, lewym i prawym wynoszącymi 2,5 cm.Rysunki i tablice z ich tytułami należy umieścić w tekście. Rysunki, wykresy i fotografie należy nazywać rysunkami (np. rys. 1) i numerować cyframi arabskimi, a tablice – cyframi rzymskimi, np. tabl. IV). Opisy znajdujące się na rysunkach powinny być odpowiedniej wielkości. Należy przewidzieć możliwość zmniejszenia rysunku do 30%. Maksymalna szerokość rysunku jednoszpaltowego wynosi 8,5 cm, natomiast dwuszpaltowego 17,5 cm.Rysunki wykonane komputerowo prosimy dostarczać, w miarę możliwości, w oddzielnych plikach: grafika rastrowa: w formacie TIF 300 DPI; grafika wektorowa: w plikach *.CDR, *.AI (czcionki zamienione na na krzywe). Jednostki - układ SI.Artykuły prosimy nadsyłać na CD lub dyskietce wraz z dwoma egzemplarzami wydruku tekstu i rysunków oraz pismem przewodnim zawierającym

- zgodę na publikację artykułów w naszym czasopiśmie;- do wiadomości redakcji dane teleadresowe autorów.

Adres redakcji: „Przegląd Spawalnictwa”, ul. Świętokrzyska 14a, 00 – 950 Warszawa 1, skr. poczt. 56


mgr in�. Robert Kolbusz Zak�ad Spawalnictwa,Politechnika Krakowska

W�asno�ci SWC spiekanych materia�ówkonstrukcyjnych

Investigation of property HAZ of sintered constructional materials

StreszczenieDo bada� u�yto spieki na bazie mieszanki proszku �elaza z 0,6% C i 2% Cu,

próbki o wymiarach 10×10×60 mm otrzymano przez prasowanie przy ci�nieniu400 i 500 MPa i spiekanie w atmosferze ENDO. Symulacj� procesów spawaniaprzeprowadzono na symulatorze cykli cieplnych, steruj�c procesemnagrzewania i ch�odzenia przy zachowaniu planowanych parametrów cyklucieplnego spawania: czasu tB8/5 Boraz temperatury maksymalnej cyklu cieplnego.W pracy zamieszczono wyniki bada� próbek ze spiekanych materia�ówkonstrukcyjnych, obejmuj�ce badania: udarno�ci, twardo�ci, badaniamikrostruktur oraz fraktograficzne. Na podstawie przeprowadzonych bada�okre�lono wp�yw cykli cieplnych spawania na w�asno�ci SWC spiekanychmateria�ów konstrukcyjnych.

AbstractIn investigations were used sinters based on powder of iron with addition of

powders 0,6%C and 2%Cu. Samples on dimensions 10×10×60 [mm] wasreceived by compactions at pressure 400 and 500 MPa and sintering in atmosphere ENDO. Simulation of process welding was realized in simulator ofthermal cycles by control of heating and the cooling with keep of plannedparameters of thermal cycle of welding: the time tB8/5B (fig. 2) and maximumtemperature of thermal cycle (fig. 3). In this article results of investigations of sintered samples concerning research: impact strength (fig. 4, 5), hardness (fig.9), fractographic and microstructures (fig. 6-8, 10-13) were published. Base onthis investigations the influence of thermal cycles of welding on property HAZ the sintered constructional materials were described.

Wst�p

W�asno�ci spiekanych materia�ów konstrukcyjnych (g�sto��,wspó�czynnik przewodzenia ciep�a, a przede wszystkim porowato��)nie pozwalaj� na zastosowanie w ich ��czeniu technologiispawalniczych opracowanych dla materia�ów litych. Nagrzewanie i ch�odzenie materia�u rodzimego w procesie spawania b�dzie mia�oinny przebieg ni� w przypadku materia�u litego. Jednym z czynnikówdecyduj�cych o w�asno�ciach z��czy spawanych jest ich strukturazale�na od sk�adu chemicznego materia�u oraz od cyklu cieplnego jakiemu zosta�o poddane z��cze podczas spawania. Przede wszystkimdotyczy to strefy wp�ywu ciep�a. Struktura SWC wywiera decyduj�cywp�yw na w�asno�ci wytrzyma�o�ciowe z��cza oraz na sk�onno�� do powstawania p�kni��. Najcz��ciej spotykanym problemem podczas��czenia spieków s� p�kni�cia wyst�puj�ce w SWC i w strefie wtopienia [1]. W przypadku z��czy z materia�ów spiekanychzawieraj�cych mied� zaobserwowano, �e p�kni�cia wyst�puj� w SWCw odleg�o�ci ok. 1 mm od strefy wtopienia [2]. Stwierdzono wp�ywmiedzi na wyst�powanie struktury martenzytycznej w SWC [3].Podczas spawania, przylegaj�cy do spoiny obszar metalu zostaje nagrzany do temperatury zale�nej od jego odleg�o�ci od �ród�a ciep�a,a nast�pnie stygnie a� do wyrównania temperatury z��cza. Poniewa�chwilowa pr�dko�� ch�odzenia jest zmienna i maleje wraz z obni�aniem si� temperatury, jako parametr charakteryzuj�cy warunkistygni�cia z��cza spawanego przyjmuje si� czas stygni�cia wprzedziale temperatur 800÷500ºC (czas tB8/5B). Rodzaj przemianstrukturalnych i wynikaj�ce z tego w�asno�ci SWC zale�ne s� odtemperatury maksymalnej cyklu cieplnego (wp�ywaj�cej na zwi�kszenie si� stopnia przegrzania austenitu, rozrostu ziaren, a tak�eilo�ci rozpuszczonych w austenicie wydziele�) oraz czasu ch�odzeniatB8/5B [4]. Celem bada� jest okre�lenie w�asno�ci SWC w funkcji czasu tB8/5B oraz temperatury maksymalnej cyklu cieplnego. Dotyczy to w szczególno�ci udarno�ci i twardo�ci SWC. Badania by�y prowadzonena materiale uzyskanym w wyniku prasowania przy ci�nieniu 400,500 MPa (co za tym idzie o ró�nej g�sto�ci i porowato�ci). Pozwala to rozszerzy� zakres informacji na temat wp�ywu cyklu cieplnegospawania na materia�y o ró�nych w�asno�ciach fizycznych.Dominuj�c� metod� kszta�towania elementów w technologii metalurgii proszków jest prasowanie w matrycach. Spowodowane jest to g�ównie aspektami ekonomicznymi; stosowanie zaawansowanychtechnologicznie metod formowania, np. HIP (Hot Isostatic Pressing)znacz�co wp�ywa na koszt wytworzenia wyrobu. Prasowanie w matrycach narzuca jednak pewne ograniczenia technologiczne co dokszta�tu i wielko�ci otrzymywanych t� metod� wyprasek.

Najprostszym przyk�adem mo�e by� element przedstawiony na rysunku 1.

Rys. 1. Przyk�ad elementu o kszta�cie trudnym do uzyskania zapomoc� prasowania w sztywnych matrycachFig. 1. Example of element with shape complicated to obtainment bycompacting in dies

Mimo stosunkowo prostego kszta�tu wytworzenie tego typuelementów za pomoc� samej tylko technologii metalurgii proszków z zastosowaniem prasowania w sztywnych matrycach by�oby bardzo trudne, je�li nie niemo�liwe. Jednak przy zastosowaniu okre�lonejtechnologii spawania ��czenie elementów spiekanych (rys. 1) i wytwarzanie tego typu elementów jest mo�liwe. Technologiespawalnicze umo�liwiaj� ponadto ��czenie elementów spiekanych zelementami „litymi” [5, 6]. Poza zmniejszeniem ogranicze�produkcyjnych wynikaj�cych z kszta�tu i wymiarów wyrobówspiekanych zastosowanie jednej z technik ��czenia spieków mo�eokaza� si� rozwi�zaniem lepszym z ekonomicznego punktu widzenia [7, 8]. Istotnym czynnikiem, branym równie� pod uwag� w zak�adachprodukuj�cych wyroby spiekane jest mo�liwo�� zwi�kszeniaasortymentu produkowanych wyrobów.

Program bada�

Badania na symulatorze cykli cieplnych przeprowadzono dlawybranych czasów tB8/5B: 6, 9, 20, 60 s (rys. 2). Dla ka�dego czasu tB8/5B

prowadzono symulacj� przy czterech temperaturach maksymalnychcyklu cieplnego: 950, 1050, 1150 oraz 1250ºC (rys. 3).

Własności SWC spiekanych materiałów konstrukcyjnych

Investigation of properties HAZ of sintered constructional materials

Zakład Spawalnictwa, Politechnika Krakowska

mgr inż. Robert Kolbusz

Własności spiekanych materiałów konstrukcyjnych (gęstość, współczynnik przewodzenia ciepła, a przede wszystkim porowatość) nie pozwalają na zastosowanie w ich łączeniu technologii spawalniczych opracowanych dla materiałów litych. Nagrzewanie i chłodzenie materiału rodzimego w procesie spawania będzie miało inny przebieg niż w przypadku materiału litego. Jednym z czynników decydujących o własnościach złączy spawanych jest ich struktura zależna od składu chemicznego materiału oraz od cyklu cieplnego, jakiemu zostało poddane złącze podczas spawania. Przede wszystkim dotyczy to strefy wpływu ciepła. Struktura SWC wywiera decydujący wpływ na własności wytrzymałościowe złącza oraz na skłonność do powstawania pęknięć. Najczęściej spotykanym problemem podczas łączenia spieków są pęknięcia występujące w SWC i w strefie wtopienia [1]. W przypadku złączy z materiałów spiekanych zawierających miedź zaobserwowano, że pęknięcia występują w SWC w odległości ok. 1 mm od strefy wtopienia [2]. Stwierdzono wpływ miedzi na występowanie struktury martenzytycznej w SWC [3]. Podczas spawania przylegający do spoiny obszar metalu zostaje nagrzany do temperatury zależnej od jego odległości od źródła ciepła, a następnie stygnie aż do wyrównania temperatury złącza. Ponieważ chwilowa prędkość chłodzenia jest zmienna i maleje wraz z obniżaniem się temperatury, jako parametr charakteryzujący warunki stygnięcia złącza spawanego przyjmuje się czas stygnięcia w przedziale temperatur 800÷500ºC (czas t8/5). Rodzaj przemian strukturalnych i wynikające z tego własności SWC zależne są od temperatury maksymalnej cyklu cieplnego (wpływającej na zwiększenie się stopnia przegrzania austenitu, rozrostu ziaren, a także ilości rozpuszczonych w austenicie wydzieleń) oraz czasu chłodzenia t8/5 [4]. Celem badań jest określenie własności SWC w funkcji czasu t8/5 oraz temperatury maksymalnej cyklu cieplnego. Dotyczy to w szczególności udarności i twardości SWC. Badania były prowadzone na materiale uzyskanym w wyniku prasowania przy ciśnieniu 400, 500 MPa (co za tym idzie o różnej gęstości i porowatości). Pozwala to rozszerzyć zakres informacji na temat wpływu cyklu cieplnego spawania na materiały o różnych własnościach fizycznych. Dominującą metodą kształtowania elementów w technologii metalurgii proszków jest prasowanie w matrycach. Spowodowane jest to głównie aspektami ekonomicznymi; stosowanie zaawansowanych technologicznie metod formowania, np. HIP (Hot Isostatic Pressing) znacząco wpływa na koszt wytworzenia wyrobu. Prasowanie w matrycach narzuca jednak pewne ograniczenia technologiczne co do kształtu i wielkości otrzymywanych tą metodą wyprasek.

Mimo stosunkowo prostego kształtu wytworzenie tego typu elementów za pomocą samej tylko technologii metalurgii proszków z zastosowaniem prasowania w sztywnych matrycach byłoby bardzo trudne, jeśli nie niemożliwe. Jednak przy zastosowaniu określonej technologii spawania łączenie elementów spiekanych (rys. 1) i wytwarzanie tego typu elementów jest możliwe. Technologie spawalnicze umożliwiają ponadto łączenie elementów spiekanych z elementami „litymi” [5, 6]. Poza zmniejszeniem ograniczeń produkcyjnych wynikających z kształtu i wymiarów wyrobów spiekanych zastosowanie jednej z technik łączenia spieków może okazać się rozwiązaniem lepszym z ekonomicznego punktu widzenia [7, 8]. Istotnym czynnikiem, branym również pod uwagę w zakładach produkujących wyroby spiekane jest możliwość zwiększenia asortymentu produkowanych wyrobów.

STRESZCZENIE

Do badań użyto spieków na bazie mieszanki proszku żelaza z 0,6% C i 2% Cu, próbki o wymiarach 10×10×60 mm otrzymano przez prasowanie przy ciśnieniu 400 i 500 MPa i spiekanie w atmosferze ENDO. Symulację procesów spawania przeprowadzono na symulatorze cykli cieplnych, sterując procesem nagrzewania i chłodzenia przy zachowaniu planowanych parametrów cyklu cieplnego spawania: czasu t8/5cyklu cieplnego spawania: czasu t8/5cyklu cieplnego spawania: czasu t oraz temperatury maksymalnej cyklu 8/5 oraz temperatury maksymalnej cyklu 8/5

cieplnego. W pracy zamieszczono wyniki badań próbek ze spiekanych materiałów konstrukcyjnych, obejmujące badania: udarności, twardości, badania mikrostruktur oraz fraktograficzne. Na podstawie przeprowadzonych badań określono wpływ cykli cieplnych spawania na własności SWC spiekanych materiałów konstrukcyjnych.

ABSTRACTIn investigations were used sinters based on powder of iron

with addition of powders 0,6%C and 2%Cu. Samples on dimensions 10×10×60 [mm] was received by compactions at pressure 400 and 500 MPa and sintering in atmosphere ENDO. Simulation of process welding was realized in simulator of thermal cycles by control of heating and the cooling with keep of planned parameters of thermal cycle of welding: the time t8/5with keep of planned parameters of thermal cycle of welding: the time t8/5with keep of planned parameters of thermal cycle of welding: the time t(fig. 2) and maximum temperature of thermal cycle (fig. 3). In this article results of investigations of sintered samples concerning research: impact strength (fig. 4, 5), hardness (fig. 9), fractographic and microstructures (fig. 6-8, 10-13) were published. Base on this investigations the influence of thermal cycles of welding on property HAZ the sintered constructional materials were described.

W S T Ę P

Rys. 1. Przykład elementu o kształcie trudnym do uzyskania za pomocą prasowania w sztywnych matrycachFig. 1. Example of element with shape complicated to obtainment by compacting in dies


Program badań

Badania na symulatorze cykli cieplnych przeprowadzono dla wybranych czasów t8/5: 6, 9, 20, 60 s (rys. 2). Dla każdego czasu t8/5 prowadzono symulację przy czterech temperaturach maksymalnych cyklu cieplnego: 950, 1050, 1150 oraz 1250ºC (rys. 3).

Rys. 2. Wykresy cykli cieplnych dla czasów t8/5: 6, 9, 20, 60 sFig. 2. The graphs of thermal cycles for times t8/5: 6, 9, 20, 60 s

Po przeprowadzeniu badań w symulatorze cykli cieplnych wykonano na próbkach karby typu „V” i przeprowadzono badanie udarności na młocie udarnościowym Charpy’ego. Następnie wykonano badania fraktograficzne, metalograficzne i badania twardości.

Materiał do badań

Skład mieszanki zastosowanej do wytworzenia próbek: proszek żelaza AHC100.29 + 2% Cu + 0,6% grafit + 0,8% środek poślizgowy (StZn). Próbki do badań symulacyjnych o wymiarach 10×10×60 mm uzyskano w wyniku jednostronnego prasowania w sztywnych matrycach. Uzyskane wypraski spiekano w atmosferze endogazu w temperaturze 1120ºC przez 30 minut. Gęstość spieków określono przez ważenie badanych próbek w powietrzu i w wodzie. Wyniki pomiarów gęstości oraz porowatości całkowitej zamieszczono w tablicy I.

Tablica I. Własności materiałów spiekanychTable I. Properties of sintered materials

Badania udarności i fraktograficzne

Uzyskanie danych na temat udarności SWC spiekanych materiałów konstrukcyjnych wymagało zastosowania próbek z karbem, który zapewnia powstanie pęknięcia dokładnie w miejscu symulowanej SWC. Próby udarności przeprowadzone na próbkach bez karbu nie były miarodajne, gdyż pęknięcie przebiegało zarówno przez SWC, jak i materiał o strukturze pierwotnej (po spiekaniu). Wyniki badań udarności próbek prasowanych przy ciśnieniu 400 MPa zamieszczono na rysunku nr 4, próbek prasowanych przy ciśnieniu 500 MPa na rysunku nr 5. Wykresy przedstawiają dane dla cykli o temperaturze maksymalnej: 950, 1050, 1150ºC. Udarność próbek w stanie po spiekaniu wynosiła: dla próbek prasowanych przy ciśnieniu 400 MPa KCV150 3,97g/cm2, dla próbek prasowanych przy ciśnieniu 500 MPa KCV150 4,48g/cm2.

Rys. 4. Udarność SWC spieków uzyskanych przez prasowanie przy ciśnieniu 400 MPa w funkcji czasu t8/5

Fig. 4. Impact strength of HAZ of sinters made by compaction by pressure 400 MPa in function the time t8/5

Rys. 5. Udarność SWC spieków uzyskanych przez prasowanie przy ciśnieniu 500 MPa w funkcji czasu t8/5

Fig. 5. Impact strength of HAZ of sinters made by compaction by pressure 500 MPa in function the time t8/5

Rys. 2. Wykresy cykli cieplnych dla czasów tB8/5B: 6, 9, 20, 60 s Fig. 2. The graphs of thermal cycles for times tB8/5B: 6, 9, 20, 60 s

Rys. 3. Wykresy cykli cieplnych dla temperatury maksymalnej cyklu:950, 1050, 1150, 1250ºCFig. 3. The graphs of thermal cycles for maximum temperature ofcycle: 950, 1050, 1150, 1250ºC

Po przeprowadzeniu bada� w symulatorze cykli cieplnychwykonano na próbkach karby typu V i przeprowadzono badanieudarno�ci na m�ocie udarno�ciowym Charpy’ego. Nast�pniewykonano badania fraktograficzne, metalograficzne i badaniatwardo�ci.


Sk�ad mieszanki zastosowanej do wytworzenia próbek: proszek �elaza AHC100.29 + 2% Cu + 0,6% Grafit + 0,8% �rodek po�lizgowy(StZn). Próbki do bada� symulacyjnych o wymiarach 10×10×60 mm uzyskano w wyniku jednostronnego prasowania w sztywnychmatrycach. Uzyskane wypraski spiekano w atmosferze endogazu wtemperaturze 1120ºC przez 30 minut. G�sto�� spieków okre�lonoprzez wa�enie badanych próbek w powietrzu i w wodzie. Wynikipomiarów g�sto�ci oraz porowato�ci ca�kowitej zamieszczono wtablicy I.

Tablica I. W�asno�ci materia�ów spiekanychTable I. Properties of sintered materials

Lp. Ci�nienie prasowania[MPa]

G�sto��[g/cmP

3P]

Porowato��ca�kowita

[%]1 400 6,522 16,102 500 6,750 13,17

Badania udarno�ci i fraktograficzne

Uzyskanie danych na temat udarno�ci SWC spiekanych materia�ówkonstrukcyjnych wymaga�o zastosowania próbek z karbem, któryzapewnia powstanie p�kni�cia dok�adnie w miejscu symulowanejSWC. Próby udarno�ci przeprowadzone na próbkach bez karbu nie by�y miarodajne, gdy� p�kni�cie przebiega�o zarówno przez SWC, jaki materia� o strukturze pierwotnej (po spiekaniu). Wyniki bada�udarno�ci próbek prasowanych przy ci�nieniu 400 MPa zamieszczonona rysunku nr 4, próbek prasowanych przy ci�nieniu 500 MPa na rysunku nr 5. Wykresy przedstawiaj� dane dla cykli o temperaturze

maksymalnej: 950, 1050, 1150ºC. Udarno�� próbek w stanie pospiekaniu wynosi�a: dla próbek prasowanych przy ci�nieniu 400 MPaKCV150 3,97g/cmP

2P, dla próbek prasowanych przy ci�nieniu 500 MPa

KCV150 4,48g/cmP

2P.

Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20 60

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [

J/cm

2 ]

1150 1050 950

Rys. 4. Udarno�� SWC spieków uzyskanych przez prasowanie przyci�nieniu 400 MPa w funkcji czasu tB8/5B

Fig. 4. Impact strength of HAZ of sinters made by compaction bypressure 400 MPa in function the time tB8/5B

Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [J

/cm

2 ]

60

1150 1050 950



Po przeprowadzeniu bada� udarno�ci SWC spiekanych materia�ówkonstrukcyjnych poddano obserwacji ich prze�omy. Przedstawionozdj�cia wybranych próbek otrzymanych w wyniku prasowania przyci�nieniu 400 MPa. Na rysunku 6 przedstawiono prze�om próbki w stanie po spiekaniu, na rysunku 7 prze�om próbki po symulacji przyczasie tB8/5B=6 s i temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego 1050ºC,na rysunku 8 prze�om próbki po symulacji przy czasie tB8/5B=20 s i temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego 1050ºC. Badane prze�omymaj� charakter prze�omów ci�gliwych, niemniej jednak na wszystkichpróbkach zaobserwowano pojedyncze obszary o prze�omietranskrystalicznym kruchym.








G�sto��[g/cmP

3P]


[%]1 400 6,522 16,102 500 6,750 13,17





KCV150 4,48g/cmP

2P.

Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20 60

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [

J/cm

2 ]

1150 1050 950



Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [J

/cm

2 ]

60

1150 1050 950











G�sto��[g/cmP

3P]


[%]1 400 6,522 16,102 500 6,750 13,17





KCV150 4,48g/cmP

2P.

Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20 60

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [

J/cm

2 ]

1150 1050 950



Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [J

/cm

2 ]

60

1150 1050 950











G�sto��[g/cmP

3P]


[%]1 400 6,522 16,102 500 6,750 13,17





KCV150 4,48g/cmP

2P.

Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20 60

czas t8/5 [s]K

CV

150

[J/

cm2 ]

1150 1050 950



Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [J

/cm

2 ]

60

1150 1050 950











G�sto��[g/cmP

3P]


[%]1 400 6,522 16,102 500 6,750 13,17





KCV150 4,48g/cmP

2P.

Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20 60

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [

J/cm

2 ]

1150 1050 950



Udarno�� SWC

0

2

4

6

8

10

6 9 20

czas t8/5 [s]

KC

V 1

50 [J

/cm

2 ]

60

1150 1050 950




Rys. 3. Wykresy cykli cieplnych dla temperatury maksymalnej cyklu: 950, 1050, 1150, 1250ºCFig. 3. The graphs of thermal cycles for maximum temperature of cycle: 950, 1050, 1150, 1250ºC


Po przeprowadzeniu badań udarności SWC spiekanych materiałów konstrukcyjnych poddano obserwacji ich przełomy. Przedstawiono zdjęcia wybranych próbek otrzymanych w wyniku prasowania przy ciśnieniu 400 MPa. Na rysunku 6 przedstawiono przełom próbki w stanie po spiekaniu, na rysunku 7 przełom próbki po symulacji przy czasie t8/5=6 s i temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego 1050°C, na rysunku 8 przełom próbki po symulacji przy czasie t8/5=20 s i temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego 1050ºC. Badane przełomy mają charakter przełomów ciągliwych, niemniej jednak na wszystkich próbkach zaobserwowano pojedyncze obszary o przełomie transkrystalicznym kruchym.

Rys. 6. Zdjęcie przełomu spieku po spiekaniuFig. 6. The picture of fracture of sinter after sintering

Rys. 7. Zdjęcie przełomu spieku po symulacji, czas t8/5=6 s, temperatura maksymalna cyklu cieplnego 1050°CFig. 7. The picture of fracture of sinter after simulation, the time t8/5=6 s, the maximum temperature thermal cycle 1050°C

Rys. 8. Zdjęcie przełomu spieku po symulacji, czas t8/5=20 s, temperatura maksymalna cyklu cieplnego 1050ºCFig. 8. The picture of fracture of sinter after simulation, the time t8/5=20 s, the maximum temperature thermal cycle 1050ºC

Badania twardości

Optymalne wyniki badań twardości Vickersa HV10 dotyczą próbek

uzyskanych przez prasowanie przy ciśnieniu 400 MPa, poddanych

symulacji przy temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego spawania

1150°C i czasach t8/5: 6, 9, 20, 60 s. Pomiary twardości były

wykonywane na płaszczyźnie przekroju próbek.

Rys. 9. Wykres twardości Vickersa HV10 SWC, temperatura maksymalna cykli cieplnych 1150°C, czas t8/5: 6, 9, 20, 60 sFig. 9. The graph of Vickers hardness HV10 of HAZ, maximum temperature of thermal cycles 1150°C, the time t8/5: 6, 9, 20, 60 s

Badania mikrostruktur SWC

Badania struktur metalograficznych były przeprowadzane

na powierzchniach przekroju próbek, trawionych 4% azotalem.

Na przedstawionych rysunkach zamieszczono mikrostruktury

próbek uzyskanych za pomocą prasowania przy ciśnieniu 400 MPa,

temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego 1050 i 1150°C i czasie

t8/5: 6, 9, 20, 60 s.

Rys. 10. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperaturą maksymalną cyklu 1050ºC i czasem t8/5=6sFig. 10. Microstructure of HAZ of sinter after simulation with maximum temperature of thermal cycle 1050ºC and the time t8/5=6s

Rys. 6. Zdj�cie prze�omu spieku po spiekaniuFig. 6. The picture of fracture of sinter after sintering

Rys. 7. Zdj�cie prze�omu spieku po symulacji, czas tB8/5B=6s,temperatura maksymalna cyklu cieplnego 1050ºCFig. 7. The picture of fracture of sinter after simulation, the timetB8/5B=6 s, the maximum temperature thermal cycle 1050ºC

Rys. 8. Zdj�cie prze�omu spieku po symulacji, czas tB8/5B=20 s, temperatura maksymalna cyklu cieplnego 1050ºCFig. 8. The picture of fracture of sinter after simulation, the timetB8/5B=20 s, the maximum temperature thermal cycle 1050ºC

Badania twardo�ci

Optymalne wyniki bada� twardo�ci Vickersa HV10 dotycz� próbekuzyskanych przez prasowanie przy ci�nieniu 400 MPa, poddanychsymulacji przy temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego spawania1150ºC i czasach tB8/5B: 6, 9, 20, 60 s. Pomiary twardo�ci by�ywykonywane na p�aszczy�nie przekroju próbek.

Twardo�� SWC

0

50

100

150

200

250

6 9 20

czas t8/5 [s]

HV

1060

Rys. 9. Wykres twardo�ci Vickersa HV10 SWC, temperaturamaksymalna cykli cieplnych 1150ºC, czas tB8/5B: 6, 9, 20, 60 s Fig. 9. The graph of Vickers hardness HV10 of HAZ, maximum temperature of thermal cycles 1150ºC, the time tB8/5B: 6, 9, 20, 60 s

Badania mikrostruktur swc

Badania struktur metalograficznych by�y przeprowadzane napowierzchniach przekroju próbek, trawionych 4% azotalem.

Rys. 10. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperatur�maksymaln� cyklu 1050ºC i czasem tB8/5B=6sFig. 10. Microstructure of HAZ of sinter after simulation withmaximum temperature of thermal cycle 1050ºC and the time tB8/5B=6s





Badania twardo�ci


Twardo�� SWC

0

50

100

150

200

250

6 9 20

czas t8/5 [s]

HV

10

60









Badania twardo�ci


Twardo�� SWC

0

50

100

150

200

250

6 9 20

czas t8/5 [s]

HV

1060









Badania twardo�ci


Twardo�� SWC

0

50

100

150

200

250

6 9 20

czas t8/5 [s]

HV

10

60









Badania twardo�ci


Twardo�� SWC

0

50

100

150

200

250

6 9 20

czas t8/5 [s]

HV

10

60







Rys. 11. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperaturą maksymalną cyklu 1150ºC i czasem t8/5=9 sFig. 11. Microstructure of HAZ of sinter after simulation with maximum temperature of thermal cycle 1150ºC and the time t8/5=9 s

Rys. 12. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperaturą maksymalną cyklu 1050°C i czasem t8/5=20 sFig. 12. Microstructure of HAZ of sinter after simulation with maximum temperature of thermal cycle 1050°C and the time t8/5=20 s

Rys. 13. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperaturą maksymalną cyklu 1150°C i czasem t8/5=60 sFig. 13. Microstructure of HAZ of sinter after simulation with maximum

temperature of thermal cycle 1150°C and the time t8/5=60 s

Analiza wyników badań i wnioski

Na podstawie przeprowadzonych badań udarności SWC spieków uzyskanych przez prasowanie przy ciśnieniu 400 i 500 MPa można

zauważyć pewne prawidłowości w przypadku wyników otrzymanych przy takim samym czasie t8/5 i różnych temperaturach maksymalnych cykli cieplnych. Wyższe wartości udarności SWC spieków prasowanych przy ciśnieniu 500 MPa w przypadku cyklu cieplnego z czasem t8/5=20 s wskazują, że zmiana gęstości spieku istotnie wpływa na własności SWC, a także na jej mikrostrukturę. Wraz ze wzrostem gęstości spieku zmiana jego przewodności cieplnej właściwej oraz ciepła właściwego wywołuje zmiany prędkości nagrzewania i chłodzenia SWC i co za tym idzie różne jej struktury. W przypadku spieków o większej gęstości (zbliżonej do materiału litego) wymagane zatem byłoby zastosowanie cykli cieplnych spawania o czasie t8/5 powyżej 20 s.

Pomiary twardości HV10 wykonywano na przekroju próbek udarnościowych (rysunek przedstawia wartości średnie z trzech pomiarów) wykazały największy wzrost twardości SWC spieków poddanych symulacji na symulatorze cykli cieplnych przy czasie t8/5: 6 i 9 s (powyżej 200 HV). Twardość SWC spieków przy czasie t8/5 20 i 60 s była zbliżona do twardości materiału po spiekaniu (137 HV).

Mikrostruktura SWC spieków przy czasie t8/5 cykli cieplnych wynoszącym 6 s składa się głównie z martenzytu i bainitu (rys. 10). Przy czasie t8/5=9 s zaobserwowano – poza martenzytem i bainitem górnym – ziarna ferrytu. Przy dłuższych czasach cykli cieplnych - t8/5 20 i 60 s zaobserwowano stopniowy zanik struktury martenzytu (rys. 12, 13). Przy najdłuższym czasie t8/5 60 s struktura zawierała ferryt oraz perlit (struktury spieku po procesie spiekania).

Na podstawie przeprowadzonych badań można stwierdzić, że w przypadku spiekanych materiałów konstrukcyjnych na bazie proszku żelaza zawierających 0,6% C i 2% Cu na własności strefy wpływu ciepła wpływają zarówno parametry cykli cieplnych spawania (czas chłodzenia w zakresie temperatur 800÷500ºC), jak i własności spieków (głównie gęstość i porowatość).

Literatura

[1] Witherell C. E.: Welding Powder Metallurgy Parts. The International Journal of Powder Metallurgy & Powder Technology. vol.18,4,1982.

[2] Shinozaki K., Kuroki H., Shinzawa T., Asaka K.: Mechanism and prevention of HAZ cracking of Fe-C-Cu sintered steels during welding. PM Congress. Orlando 2002.

[3] Novoseltsev V. A., Erchenko L. G., Mitin V. I.: Phase Transformation in the Welding of Iron-Graphite and Iron-Copper-Graphite Powder Materials. Poroshkovaya Metallurgija. t. 26,10,1987.

[4] Mikuła J.: Analityczne metody oceny spawalności stali. Zeszyty naukowe Politechniki Krakowskiej. Mechanika nr 85. Kraków 2001.

[5] Sgobba S.: Daniellou T.: Effects of thermocapillary forces during welding of 316L-type wrought, cast and powder metallurgy austenitic stainless steels. Journal of Materials Processing Technology. 143-144,2000.

[6] Ugues D., Grande M. A., Rosso M., Vaile A.: Advances in Laser Welding for Cutting Diamond Tools Production. PM Congress&Exhibition. Nice France 2001.

[7] Pieczonka T.: Procesy spajania w metalurgii proszków. Rudy i metale nieżelazne. 9,2003.

[8] Mosca E., Marcherti A., Lampugani U.: Laser Welding of P/M Materials. Powder Metallurgy International. vol.15,3,1983.




Badania twardo�ci


Twardo�� SWC

0

50

100

150

200

250

6 9 20

czas t8/5 [s]

HV

10

60






Rys. 12. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperatur�maksymaln� cyklu 1050ºC i czasem tB8/5B=20 s Fig. 12. Microstructure of HAZ of sinter after simulation withmaximum temperature of thermal cycle 1050ºC and the time tB8/5B=20 s

Rys. 13. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperatur�maksymaln� cyklu 1150ºC i czasem t8/5=60sB B

Fig. 13. Microstructure of HAZ of sinter after simulation withmaximum temperature of thermal cycle 1150ºC and the time tB8/5B=60s

Na przedstawionych rysunkach zamieszczono mikrostrukturypróbek uzyskanych za pomoc� prasowania przy ci�nieniu 400 MPa,temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego 1050 i 1150ºC i czasie tB8/5B: 6, 9, 20, 60 s.

Analiza wyników bada� i wnioski

Na podstawie przeprowadzonych bada� udarno�ci SWC spieków uzyskanych przez prasowanie przy ci�nieniu 400 i 500 MPa mo�nazauwa�y� pewne prawid�owo�ci w przypadku wyników otrzymanychprzy takim samym czasie tB8/5 Bi ró�nych temperaturach maksymalnychcykli cieplnych. Wy�sze warto�ci udarno�ci SWC spieków prasowanych przy ci�nieniu 500 MPa w przypadku cyklu cieplnego z czasem tB8/5B=20s – wskazuj�, �e zmiana g�sto�ci spieku istotniewp�ywa na w�asno�ci SWC, a tak�e na jej mikrostruktur�. Wraz ze wzrostem g�sto�ci spieku zmiana jego przewodno�ci cieplnejw�a�ciwej oraz ciep�a w�a�ciwego wywo�uje zmiany pr�dko�cinagrzewania i ch�odzenia SWC i co za tym idzie ró�ne jej struktury.W przypadku spieków o wi�kszej g�sto�ci (zbli�onej do materia�ulitego) wymagane zatem by�oby zastosowanie cykli cieplnychspawania o czasie tB8/5B powy�ej 20 s.

Pomiary twardo�ci HV10 wykonywano na przekroju próbekudarno�ciowych (rysunek przedstawia warto�ci �rednie z trzechpomiarów) wykaza�y najwi�kszy wzrost twardo�ci SWC spiekówpoddanych symulacji na symulatorze cykli cieplnych przy czasietB8/5B: 6 i 9 s (powy�ej 200 HV). Twardo�� SWC spieków przy czasietB8/5 B20 i 60 s by�a zbli�ona do twardo�ci materia�u po spiekaniu (137 HV).

Mikrostruktura SWC spieków przy czasie tB8/5B cykli cieplnychwynosz�cym 6 s sk�ada si� g�ównie z martenzytu i bainitu (rys. 10). Przy czasie tB8/5B=9 s zaobserwowano – poza martenzytem i bainitem górnym – ziarna ferrytu. Przy d�u�szych czasach cykli cieplnych - tB8/5B

20 i 60 s zaobserwowano stopniowy zanik struktury martenzytu (rys.12, 13). Przy najd�u�szym czasie tB8/5B 60s struktura zawiera�a ferrytoraz perlit (struktury spieku po procesie spiekania).

Na podstawie przeprowadzonych bada� mo�na stwierdzi�, �e w przypadku spiekanych materia�ów konstrukcyjnych na bazie proszku�elaza zawieraj�cych 0,6% C i 2% Cu na w�asno�ci strefy wp�ywuciep�a wp�ywaj� zarówno parametry cykli cieplnych spawania (czasch�odzenia w zakresie temperatur 800÷500ºC), jak i w�asno�cispieków (g�ównie g�sto�� i porowato��).

Literatura

[1] Witherell C. E.: Welding Powder Metallurgy Parts. TheInternational Journal of Powder Metallurgy & PowderTechnology. vol.18,4,1982.

[2] Shinozaki K., Kuroki H., Shinzawa T., Asaka K.: Mechanismand prevention of HAZ cracking of Fe-C-Cu sintered steels during welding. PM Congress. Orlando 2002.

[3] Novoseltsev V. A., Erchenko L. G., Mitin V. I.: PhaseTransformation in the Welding of Iron-Graphite and Iron-Copper-Graphite Powder Materials. Poroshkovaya Metallurgija. t. 26,10,1987.

[4] Miku�a J.: Analityczne metody oceny spawalno�ci stali. Zeszytynaukowe Politechniki Krakowskiej. Mechanika nr 85. Kraków 2001.

[5] Sgobba S.: Daniellou T.: Effects of thermocapillary forcesduring welding of 316L-type wrought, cast and powder metallurgy austenitic stainless steels. Journal of MaterialsProcessing Technology. 143-144,2000.


[7] Pieczonka T.: Procesy spajania w metalurgii proszków. Rudy i metale nie�elazne. 9,2003.


Rys. 12. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperatur�maksymaln� cyklu 1050ºC i czasem tB8/5B=20 s Fig. 12. Microstructure of HAZ of sinter after simulation withmaximum temperature of thermal cycle 1050ºC and the time tB8/5B=20 s

Rys. 13. Mikrostruktura SWC spieku po symulacji z temperatur�maksymaln� cyklu 1150ºC i czasem t8/5=60sB B

Fig. 13. Microstructure of HAZ of sinter after simulation withmaximum temperature of thermal cycle 1150ºC and the time tB8/5B=60s

Na przedstawionych rysunkach zamieszczono mikrostrukturypróbek uzyskanych za pomoc� prasowania przy ci�nieniu 400 MPa,temperaturze maksymalnej cyklu cieplnego 1050 i 1150ºC i czasie tB8/5B: 6, 9, 20, 60 s.

Analiza wyników bada� i wnioski

Na podstawie przeprowadzonych bada� udarno�ci SWC spieków uzyskanych przez prasowanie przy ci�nieniu 400 i 500 MPa mo�nazauwa�y� pewne prawid�owo�ci w przypadku wyników otrzymanychprzy takim samym czasie tB8/5 Bi ró�nych temperaturach maksymalnychcykli cieplnych. Wy�sze warto�ci udarno�ci SWC spieków prasowanych przy ci�nieniu 500 MPa w przypadku cyklu cieplnego z czasem tB8/5B=20s – wskazuj�, �e zmiana g�sto�ci spieku istotniewp�ywa na w�asno�ci SWC, a tak�e na jej mikrostruktur�. Wraz ze wzrostem g�sto�ci spieku zmiana jego przewodno�ci cieplnejw�a�ciwej oraz ciep�a w�a�ciwego wywo�uje zmiany pr�dko�cinagrzewania i ch�odzenia SWC i co za tym idzie ró�ne jej struktury.W przypadku spieków o wi�kszej g�sto�ci (zbli�onej do materia�ulitego) wymagane zatem by�oby zastosowanie cykli cieplnychspawania o czasie tB8/5B powy�ej 20 s.

Pomiary twardo�ci HV10 wykonywano na przekroju próbekudarno�ciowych (rysunek przedstawia warto�ci �rednie z trzechpomiarów) wykaza�y najwi�kszy wzrost twardo�ci SWC spiekówpoddanych symulacji na symulatorze cykli cieplnych przy czasietB8/5B: 6 i 9 s (powy�ej 200 HV). Twardo�� SWC spieków przy czasietB8/5 B20 i 60 s by�a zbli�ona do twardo�ci materia�u po spiekaniu (137 HV).

Mikrostruktura SWC spieków przy czasie tB8/5B cykli cieplnychwynosz�cym 6 s sk�ada si� g�ównie z martenzytu i bainitu (rys. 10). Przy czasie tB8/5B=9 s zaobserwowano – poza martenzytem i bainitem górnym – ziarna ferrytu. Przy d�u�szych czasach cykli cieplnych - tB8/5B

20 i 60 s zaobserwowano stopniowy zanik struktury martenzytu (rys.12, 13). Przy najd�u�szym czasie tB8/5B 60s struktura zawiera�a ferrytoraz perlit (struktury spieku po procesie spiekania).

Na podstawie przeprowadzonych bada� mo�na stwierdzi�, �e w przypadku spiekanych materia�ów konstrukcyjnych na bazie proszku�elaza zawieraj�cych 0,6% C i 2% Cu na w�asno�ci strefy wp�ywuciep�a wp�ywaj� zarówno parametry cykli cieplnych spawania (czasch�odzenia w zakresie temperatur 800÷500ºC), jak i w�asno�cispieków (g�ównie g�sto�� i porowato��).

Literatura

[1] Witherell C. E.: Welding Powder Metallurgy Parts. TheInternational Journal of Powder Metallurgy & PowderTechnology. vol.18,4,1982.

[2] Shinozaki K., Kuroki H., Shinzawa T., Asaka K.: Mechanismand prevention of HAZ cracking of Fe-C-Cu sintered steels during welding. PM Congress. Orlando 2002.

[3] Novoseltsev V. A., Erchenko L. G., Mitin V. I.: PhaseTransformation in the Welding of Iron-Graphite and Iron-Copper-Graphite Powder Materials. Poroshkovaya Metallurgija. t. 26,10,1987.

[4] Miku�a J.: Analityczne metody oceny spawalno�ci stali. Zeszytynaukowe Politechniki Krakowskiej. Mechanika nr 85. Kraków 2001.

[5] Sgobba S.: Daniellou T.: Effects of thermocapillary forcesduring welding of 316L-type wrought, cast and powder metallurgy austenitic stainless steels. Journal of MaterialsProcessing Technology. 143-144,2000.


[7] Pieczonka T.: Procesy spajania w metalurgii proszków. Rudy i metale nie�elazne. 9,2003.



Analiza procesów zachodzących na stopach aluminium podczas ablacji laserowej

Analysis of phenomena accompanying laser processing of aluminum alloys

dr inż. Wojciech Napadłek

Za pomocą impulsów laserowych o wysokiej gęstości energii (od 0,5 do 300 J/cm2) i o czasie trwania rzędu dziesiątek nanosekund można generować fale uderzeniowe w różnych materiałach i wytwarzać w ten sposób naprężenia ściskające w ich warstwie wierzchniej. Amplituda impulsu ciśnienia może osiągać wartości w zakresie od 0,1 do 10 GPa. Laserowe umacnianie udarowe warstwy wierzchniej materiałów konstrukcyjnych stosowane jest głównie do zwiększenia wytrzymałości mechanicznej i zmęczeniowej, odporności na zużycie, erozję, korozję, kawitację itp.

Te metody mogą przynieść znaczną poprawę właściwości obrabianych części. Jednak niefachowo użyte, dają skutek odwrotny – znaczne pogorszenie. Wymagają one bowiem głębokiej wiedzy z wielu dziedzin fizyki i techniki, dotyczących oddziaływania promieniowania laserowego z materią, propagacji fal uderzeniowych.

Umacnianie materiałów konstrukcyjnych falą uderzeniową generowaną laserem impulsowym (w niniejszej pracy na oznaczenie tej metody używany będzie skrót LSP – Laser Shock Peening) jest najnowocześniejszą technologią inżynierii powierzchni stosowaną do udarowego umacniania warstwy wierzchniej różnych materiałów (stopów żelaza, aluminium, tytanu itp.).

Ta technologia pozwala m.in. na uzyskanie naprężeń ściskających o wartości ok. 1 GPa (i większych) na głębokości do 1 mm, podczas gdy mechaniczne nagniatanie czy kulowanie pozwala wytworzyć naprężenia ściskające o niższych wartościach, tj. 0,5 ÷ 1 GPa w cieńszej warstwie (do 0,25 mm). Podczas oddziaływania promieniowania laserowego z materią występuje szereg złożonych zjawisk fizycznych, jak: absorpcja promieniowania, nagrzewanie materii, przewodnictwo cieplne, generacja impulsu ciśnienia lub naprężeń sprężystych i ewentualnie fal uderzeniowych, topnienie ciał stałych, dyfuzja lub rozpuszczanie materii pochodzącej z ziaren krystalicznych o różnym składzie prowadzące do utworzenia ośrodka jednorodnego, parowanie cieczy lub sublimacja ciał stałych, emisja promieniowania elektromagnetycznego, jonizacja materii, czyli generacja plazmy, ablacja materii.

Stosując odpowiednią gęstość mocy, warstwy obsorpcyjne oraz inercyjne doprowadza się do ablacji laserowej cienkiej warstwy wierzchniej obrabianego materiału oraz generuję się m.in. wysoki impuls ciśnienia – tzw. falę uderzeniową (rys. 1).

STRESZCZENIEW artykule przedstawiono wybrane wyniki umacniania falą uderzeniową,

generowaną impulsem laserowym (LSP), warstwy wierzchniej cienkiej folii aluminiowej (w powietrzu oraz w wodzie). Stosowano impulsowy laser Nd: YAG z Q modulacją i częstością repetycji 10 Hz, emitujący impulsy promieniowania o długości fali 1064 nm, czasie trwania – 10÷25 ns i energii około 500 mJ. Badania obejmowały rejestrację oraz analizę zjawisk fizycznych z wykorzystaniem szybkiej kamery cyfrowej (czas ekspozycji 1µs). Przeprowadzono również modelowanie matematyczne przy użyciu metody różnic skończonych (MRS).

ABSTRACTSome results of laser shock peening (LSP) of surface top layer of

a thin aluminum foil alloy are presented (air, water). Nd:YAG Q-switched pulsed laser with 10 Hz repetition rate was used. The laser generated pulses with energy 500 mJ, at wavelength 1064 nm and duration of 10 – 25 ns. Photographs taken with a fast digital camera (1 µs gate) are presented with the use and without an inertial layer. Some results of numerical modeling of pressure pulse generation are shown (MRS).

W S T Ę P

dr inż. Antoni Sarzyński

Wojskowa Akademia Techniczna

dr hab. inż. Jan Marczak

Cel pracy i metodyka badań

Głównym celem prowadzonych badań jest poznanie zjawisk

fizycznych zachodzących podczas umacniania powierzchniowego

metodą LSP oraz określenie wpływu tej technologii na wybrane

właściwości użytkowe materiałów konstrukcyjnych, powszechnie

stosowanych w produkcji elementów środków transportu, jak:

stale stopowe, stopy aluminium oraz mające duże perspektywy

technologiczne stopy tytanu.

Cel ten został osiągnięty dzięki przeprowadzeniu

szeregu symulacji numerycznych oraz badań laboratoryjnych

na wybranych materiałach i elementach środków transportu,

poprzez: opracowanie modelu numerycznego, wykonanie opisu

matematycznego zjawisk, opracowanie programu komputerowego

(metodą różnic skończonych – MRS) służącego do modelowania

tych zjawisk [1, 2]. W warunkach laboratoryjnych dokonano

analizy zjawisk fizycznych zachodzących podczas LSP.


Rys. 1. Schemat umacniania warstwy wierzchniej materiałów konstrukcyjnych falą uderzeniową generowaną impulsem laserowym oddziaływującym na warstwę inercyjną i absorpcyjnąFig. 1. A scheme of laser processing of a sample surface with the use of a shockwave induced by laser pulse. Inertial and absorbing layers are shown

Do udarowego umacniania stopów aluminium zastosowano impulsowy laser Nd: YAG z Q modulacją, emitujący promieniowanie laserowe od UV do IR. Stosowano podstawową długość fali – 1,064 µm, czas trwania impulsu 10÷25 ns, częstość repetycji 1÷10Hz, energia impulsu ok. 500 mJ. Do rejestracji efektu ablacji w strefie oddziaływania wiązki laserowej zastosowano szybką kamerę cyfrową CCD o minimalnym czasie ekspozycji 1 µs. Analiza topografii powierzchni przeprowadzona została na profilografometrze Taylor-Hobson (badania w układzie 2D i 3D). Obserwacje topografii powierzchni po obróbce laserowej przeprowadzono za pomocą mikroskopu optycznego stereoskopowego oraz skaningowego mikroskopu elektronowego (SEM). Poza tymi eksperymentami przeprowadzono również badania metalograficzne, pomiar stanu naprężeń własnych, badania mechaniczne, zmęczeniowym oraz tribologiczne. Eksperymenty te były pomocne w wyborze najlepszych wariantów technologicznych laserowego umacniania LSP.

W pracy przedstawione niektóre wybrane wyniki numerycznych badań symulacyjnych (MRS) oraz wstępnych badań laboratoryjnych, związanych m.in. z rejestracją zjawisk fizycznych występujących w czasie udarowego umacniania laserowego LSP.

Wyniki badań

Fotografowanie procesu formowania obłoku plazmy kamerami CCD

Stanowisko laboratoryjne składa się z dwóch kamer CCD z optyką, asynchronicznego układu sterującego, kart framegraberów, multipleksera i przenośnego komputera PC. Na rys. 2 przedstawiono schemat stanowiska do wykonywania „szybkiej” fotografii wraz z układami synchronizacji. Minimalny czas ekspozycji wynosił 1 µs. Synchronizację zapewniał generator cyfrowy. Uruchamiał on proces akwizycji po otrzymaniu zewnętrznego impulsu elektrycznego. Sygnał ten wyzwalał też migawkę sensora oraz układ podświetlający, zgodnie z zadanymi czasami opóźnienia.

Na rysunkach 3 i 4 zaprezentowano fotografie cieniowe obłoku plazmowego powstającego przy obróbce powierzchni metali: w powietrzu (rys. 3) i w wodzie (rys. 4). Obłoki te różnią się istotnie między sobą, co świadczy także o zróżnicowaniu fali uderzeniowej. Fala ta generowana była w wyniku procesu ablacji laserowej warstwy absorpcyjnej oraz folii aluminiowej. Jej front w odpowiednich chwilach rejestracji miał zróżnicowane kształty. Stosując wodę jako medium inercyjne uzyskano wyraźny kształt fali kulistej (rys. 3a). Potwierdza to korzystny i istotny wpływ warstwy inercyjnej na zwiększenie i ujednorodnienie naprężeń własnych ściskających w warstwie wierzchniej modyfikowanych materiałów – w tym przypadku folii aluminiowej. Na rys. 4 pokazano zmiany stanu deformacji folii aluminiowej zachodzące w trakcie obróbki metodą LSP. W tym przypadku obserwowano tylną powierzchnię folii. Ciśnienie wytworzone przez impuls laserowy zdeformowało folię, która w pierwszej fazie uległa dużemu odkształceniu sprężystemu (rys. 4a).

WOJCIECH NAPAD�EK, ANTONI SARZY�SKI, JAN MARCZAK

Analiza procesów zachodz�cych podczas ablacji

laserowej na stopach aluminium ANALYSIS OF PHENOMENA ACCOMPANYING LASER

PROCESSING OF ALUMINUM ALLOYS

STRESZCZENIE

W artykule przedstawiono wybrane wyniki umacniania fal� uderzeniow�,generowan� impulsem laserowym (LSP), warstwy wierzchniej cienkiej folii aluminiowej (w powietrzu oraz w wodzie). Stosowano impulsowy laser Nd: YAG z Q modulacj� i cz�sto�ci� repetycji 10 Hz, emituj�cy impulsypromieniowania o d�ugo�ci fali 1064 nm, czasie trwania – 10 25 ns i energiioko�o 500 mJ. Badania obejmowa�y rejestracj� oraz analiz� zjawisk fizycznychz wykorzystaniem szybkiej kamery cyfrowej (czas ekspozycji 1 s).Przeprowadzono równie� modelowanie matematyczne przy u�yciu metodyró�nic sko�czonych (MRS).

ABSTRACT

Some results of laser shock peening (LSP) of surface top layer of a thinaluminum foil alloy are presented (air, water). Nd:YAG Q-switched pulsed laser with 10 Hz repetition rate was used. The laser generated pulses withenergy 500 mJ, at wavelength 1064 nm and duration of 10 – 25 ns. Photographs taken with a fast digital camera (1 s gate) are presented with theuse and without an inertial layer. Some results of numerical modeling ofpressure pulse generation are shown (MRS).

WPROWADZENIE

1 STOPKA DOKUMENTU (nie zmienia�) ROK XXVII

Za pomoc� impulsów laserowych o wysokiej g�sto�ci energii (od0.5 do 300 J/cmP

2P) i o czasie trwania rz�du dziesi�tek nanosekund

mo�na generowa� fale uderzeniowe w ró�nych materia�ach i wytwarza� w ten sposób napr��enia �ciskaj�ce w ich warstwie wierzchniej. Amplituda impulsu ci�nienia mo�e osi�ga� warto�ci w zakresie od 0.1 do 10 GPa. Laserowe umacnianie udarowe warstwywierzchniej materia�ów konstrukcyjnych stosowane jest g�ównie dozwi�kszenia wytrzyma�o�ci mechanicznej i zm�czeniowej, odporno�cina zu�ycie, erozj�, korozj�, kawitacj� itp.

Te metody mog� przynie�� znaczn� popraw� w�a�ciwo�ciobrabianych cz��ci. Jednak niefachowo u�yte, daj� skutek odwrotny –znaczne pogorszenie. Wymagaj� one bowiem g��bokiej wiedzy zwielu dziedzin fizyki i techniki, dotycz�cych oddzia�ywaniapromieniowania laserowego z materi�, propagacji fal uderzeniowych.

Umacnianie materia�ów konstrukcyjnych fal� uderzeniow�generowan� laserem impulsowym (w niniejszej pracy na oznaczenietej metody u�ywany b�dzie skrót LSP – Laser Shock Peening) jest najnowocze�niejsz� technologi� in�ynierii powierzchni stosowan� do udarowego umacniania warstwy wierzchniej ró�nych materia�ów(stopów �elaza, aluminium, tytanu itp.).

Ta technologia pozwala m.in. na uzyskanie napr��e� �ciskaj�cych o warto�ci ok. 1 GPa (i wi�kszych) na g��boko�ci do 1 mm, podczas gdymechaniczne nagniatanie czy kulowanie pozwala wytworzy�napr��enia �ciskaj�ce o ni�szych warto�ciach, tj. 0.5 – 1 GPa w cie�szej warstwie (do 0,25 mm). Podczas oddzia�ywaniapromieniowania laserowego z materi� wyst�puje szereg z�o�onychzjawisk fizycznych jak: absorpcja promieniowania, nagrzewaniematerii, przewodnictwo cieplne, generacja impulsu ci�nienia lub napr��e� spr��ystych i ewentualnie fal uderzeniowych, topnienie cia�sta�ych, dyfuzja lub rozpuszczanie materii pochodz�cej z ziarenkrystalicznych o ró�nym sk�adzie prowadz�ce do utworzenia o�rodkajednorodnego, parowanie cieczy lub sublimacja cia� sta�ych, emisjapromieniowania elektromagnetycznego, jonizacja materii, czyligeneracja plazmy, ablacja materii.

Stosuj�c odpowiedni� g�sto�� mocy, warstwy obsorpcyjne orazinercyjne doprowadza si� do ablacji laserowej cienkiej warstwywierzchniej obrabianego materia�u oraz generuj� si� m.in. wysokiimpuls ci�nienia – tzw. fal� uderzeniow� (rys. 1).

Zogniskowanyimpuls laserowy

Pod�o�e metalowe

Warstwaabsorpcyjna

Falauderzeniowa

Ilustracja laserowego utwardzania powierzchni

Plazma

(1 - 100) J/cm2

Warstwainercyjna

Rys.1. Schemat umacniania warstwy wierzchniej materia�ówkonstrukcyjnych fal� uderzeniow� generowan� impulsemlaserowym oddzia�ywuj�cym na warstw� inercyjn� i absorpcyjn�

Fig.1. A scheme of laser processing of a sample surface with the useof a shockwave induced by laser pulse. Inertial and absorbing layers are shown.

CEL PRACY I METODYKA BADA�

G�ównym celem prowadzonych bada� jest poznanie zjawiskfizycznych zachodz�cych podczas umacniania powierzchniowegometod� LSP oraz okre�lenie wp�ywu tej technologii na wybranew�a�ciwo�ci u�ytkowe materia�ów konstrukcyjnych, powszechnie stosowanych w produkcji elementów �rodków transportu, jak: stale stopowe, stopy aluminium oraz maj�ce du�e perspektywytechnologiczne stopy tytanu.

Cel ten zosta� osi�gni�ty dzi�ki przeprowadzeniu szeregu symulacjinumerycznych oraz bada� laboratoryjnych na wybranych materia�achi elementach �rodków transportu, poprzez: opracowanie modelu numerycznego, wykonanie opisu matematycznego zjawisk,opracowanie programu komputerowego (metod� ró�nic sko�czonych– MRS) s�u��cego do modelowania tych zjawisk [1,2]. W warunkachlaboratoryjnych dokonano analizy zjawisk fizycznych zachodz�cychpodczas LSP. Do udarowego umacniania stopów aluminium

dr in�. Wojciech Napad�ek, Wydzia� Mechaniczny, WojskowaAkademia Techniczna, Warszawadr in�. Antoni Sarzy�ski, dr hab. in�. Jan Marczak, InstytutOptoelektroniki, Wojskowa Akademia Techniczna, Warszawa

zastosowano impulsowy laser Nd: YAG z Q modulacj�, emituj�cypromieniowanie laserowe od UV do IR. Stosowano podstawow�d�ugo�� fali – 1.064 m, czas trwania impulsu – 10 25 ns, cz�sto��repetycji – 1-10Hz, energia impulsu ok. 500 mJ. Do rejestracji efektuablacji w strefie oddzia�ywania wi�zki laserowej zastosowano szybk�kamer� cyfrow� CCD o minimalnym czasie ekspozycji 1 s. Analizatopografii powierzchni przeprowadzona zosta�a na profilografometrze Taylor-Hobson (badania w uk�adzie 2D i 3D). Obserwacje topografiipowierzchni po obróbce laserowej przeprowadzono za pomoc�mikroskopu optycznego stereoskopowego oraz skaningowegomikroskopu elektronowego (SEM). Poza tymi eksperymentamiprzeprowadzono równie� badania metalograficzne, pomiar stanunapr��e� w�asnych, badania mechaniczne, zm�czeniowym oraztribologiczne. Eksperymenty te by�y pomocne w wyborze najlepszychwariantów technologicznych laserowego umacniania LSP.

W pracy przedstawione niektóre wybrane wyniki numerycznychbada� symulacyjnych (MRS) oraz wst�pnych bada� laboratoryjnych,zwi�zanych m.in. z rejestracj� zjawisk fizycznych wyst�puj�cych w czasie udarowego umacniania laserowego LSP.

WYNIKI BADA�Fotografowanie procesu formowania ob�oku plazmy kamerami CCD

Stanowisko laboratoryjne sk�ada si� z dwóch kamer CCD z optyk�, asynchronicznego uk�adu steruj�cego, kart framegraberów,multipleksera i przeno�nego komputera PC. Na rys.2 przedstawiono

schemat stanowiska do wykonywania „szybkiej” fotografii wraz zuk�adami synchronizacji. Minimalny czas ekspozycji wynosi� 1 s.Synchronizacj� zapewnia� generator cyfrowy. Uruchamia� on procesakwizycji po otrzymaniu zewn�trznego impulsu elektrycznego.Sygna� ten wyzwala� te� migawk� sensora oraz uk�ad pod�wietlaj�cy,zgodnie z zadanymi czasami opó�nienia.

Na rysunkach 3 i 4 zaprezentowano fotografie cieniowe ob�okuplazmowego powstaj�cego przy obróbce powierzchni metali: w powietrzu (rys.3) i w wodzie (rys.4). Ob�oki te ró�ni� si� istotniemi�dzy sob�, co �wiadczy tak�e o zró�nicowaniu fali uderzeniowej.Fala ta generowana by�a w wyniku procesu ablacji laserowej warstwyabsorpcyjnej oraz folii aluminiowej. Jej front w odpowiednichchwilach rejestracji posiada� zró�nicowane kszta�ty. Stosuj�c wod�jako medium inercyjne uzyskano wyra�ny kszta�t fali kulistej (rys.3a). Potwierdza to korzystny i istotny wp�yw warstwy inercyjnej na zwi�kszenie i ujednorodnienie napr��e� w�asnych �ciskaj�cych w warstwie wierzchniej modyfikowanych materia�ów – w tymprzypadku folii aluminiowej. Na rys.4 pokazano zmiany stanudeformacji folii aluminiowej zachodz�ce w trakcie obróbki metod�LSP. W tym przypadku obserwowano tyln� powierzchni� folii.Ci�nienie wytworzone przez impuls laserowy zdeformowa�o foli�,która w pierwszej fazie uleg�a du�emu odkszta�ceniu spr��ystemu(rys.4a). Procesy relaksacyjne spowodowa�y zmniejszenie jej stanudeformacji (rys.4b). Odkszta�cenia plastyczne s� prawie 5-krotniewi�ksze (rys.5b) ni� wywo�ane fal� ci�nienia generowan� w powietrzu (rys. 5a).

pod�wietlenieekranu


a) 0.1 s b) 40 s c) 160 s

Rys.2. Fotografie ob�oku plazmowego wytworzonego w powietrzu w trzech chwilach czasu od momentu generacji impulsu laserowegoRys,2. Photos of the plasma cloud created in the air in three moments of the time at while of generation of laser impulse

kierunekprzemieszczaniaobiektu

2obiekt

1czujniksynchronizacji

kamera

Rys. 1. Schemat funkcjonalny stanowiska do wykonywania „szybkiej” fotografiiFig. 1. A scheme of an experimental setup with fast cameraRys. 2. Schemat funkcjonalny stanowiska do wykonywania „szybkiej” fotografii

Fig. 2. A scheme of an experimental setup with fast camera

zastosowano impulsowy laser Nd: YAG z Q modulacj�, emituj�cypromieniowanie laserowe od UV do IR. Stosowano podstawow�d�ugo�� fali – 1.064 m, czas trwania impulsu – 10 25 ns, cz�sto��repetycji – 1-10Hz, energia impulsu ok. 500 mJ. Do rejestracji efektuablacji w strefie oddzia�ywania wi�zki laserowej zastosowano szybk�kamer� cyfrow� CCD o minimalnym czasie ekspozycji 1 s. Analizatopografii powierzchni przeprowadzona zosta�a na profilografometrze Taylor-Hobson (badania w uk�adzie 2D i 3D). Obserwacje topografiipowierzchni po obróbce laserowej przeprowadzono za pomoc�mikroskopu optycznego stereoskopowego oraz skaningowegomikroskopu elektronowego (SEM). Poza tymi eksperymentamiprzeprowadzono równie� badania metalograficzne, pomiar stanunapr��e� w�asnych, badania mechaniczne, zm�czeniowym oraztribologiczne. Eksperymenty te by�y pomocne w wyborze najlepszychwariantów technologicznych laserowego umacniania LSP.

W pracy przedstawione niektóre wybrane wyniki numerycznychbada� symulacyjnych (MRS) oraz wst�pnych bada� laboratoryjnych,zwi�zanych m.in. z rejestracj� zjawisk fizycznych wyst�puj�cych w czasie udarowego umacniania laserowego LSP.

WYNIKI BADA�Fotografowanie procesu formowania ob�oku plazmy kamerami CCD

Stanowisko laboratoryjne sk�ada si� z dwóch kamer CCD z optyk�, asynchronicznego uk�adu steruj�cego, kart framegraberów,multipleksera i przeno�nego komputera PC. Na rys.2 przedstawiono

schemat stanowiska do wykonywania „szybkiej” fotografii wraz zuk�adami synchronizacji. Minimalny czas ekspozycji wynosi� 1 s.Synchronizacj� zapewnia� generator cyfrowy. Uruchamia� on procesakwizycji po otrzymaniu zewn�trznego impulsu elektrycznego.Sygna� ten wyzwala� te� migawk� sensora oraz uk�ad pod�wietlaj�cy,zgodnie z zadanymi czasami opó�nienia.

Na rysunkach 3 i 4 zaprezentowano fotografie cieniowe ob�okuplazmowego powstaj�cego przy obróbce powierzchni metali: w powietrzu (rys.3) i w wodzie (rys.4). Ob�oki te ró�ni� si� istotniemi�dzy sob�, co �wiadczy tak�e o zró�nicowaniu fali uderzeniowej.Fala ta generowana by�a w wyniku procesu ablacji laserowej warstwyabsorpcyjnej oraz folii aluminiowej. Jej front w odpowiednichchwilach rejestracji posiada� zró�nicowane kszta�ty. Stosuj�c wod�jako medium inercyjne uzyskano wyra�ny kszta�t fali kulistej (rys.3a). Potwierdza to korzystny i istotny wp�yw warstwy inercyjnej na zwi�kszenie i ujednorodnienie napr��e� w�asnych �ciskaj�cych w warstwie wierzchniej modyfikowanych materia�ów – w tymprzypadku folii aluminiowej. Na rys.4 pokazano zmiany stanudeformacji folii aluminiowej zachodz�ce w trakcie obróbki metod�LSP. W tym przypadku obserwowano tyln� powierzchni� folii.Ci�nienie wytworzone przez impuls laserowy zdeformowa�o foli�,która w pierwszej fazie uleg�a du�emu odkszta�ceniu spr��ystemu(rys.4a). Procesy relaksacyjne spowodowa�y zmniejszenie jej stanudeformacji (rys.4b). Odkszta�cenia plastyczne s� prawie 5-krotniewi�ksze (rys.5b) ni� wywo�ane fal� ci�nienia generowan� w powietrzu (rys. 5a).

pod�wietlenieekranu


a) 0.1 s b) 40 s c) 160 s

Rys.2. Fotografie ob�oku plazmowego wytworzonego w powietrzu w trzech chwilach czasu od momentu generacji impulsu laserowegoRys,2. Photos of the plasma cloud created in the air in three moments of the time at while of generation of laser impulse

kierunekprzemieszczaniaobiektu

2obiekt

1czujniksynchronizacji

kamera

Rys. 1. Schemat funkcjonalny stanowiska do wykonywania „szybkiej” fotografiiFig. 1. A scheme of an experimental setup with fast camera

Rys. 3. Fotografie obłoku plazmowego wytworzonego w powietrzu w trzech chwilach czasu od momentu generacji impulsu laserowegoFig. 3. Photos of the plasma cloud created in the air in three moments of the time at while of generation of laser impulse


Procesy relaksacyjne spowodowały zmniejszenie jej stanu deformacji (rys. 4b). Odkształcenia plastyczne są prawie 5-krotnie większe (rys. 5b) niż wywołane falą ciśnienia generowaną w powietrzu (rys. 5a).

Modelowanie numeryczne

Wykonano obliczenia numeryczne, których celem było oszacowanie wpływu warstwy absorpcyjnej i inercyjnej na amplitudę impulsu ciśnienia powstającego w obrabianych próbkach metalu

obciążanych krótkim impulsem laserowym [21].Początkowo na powierzchni obrabianego materiału powstaje

impuls naprężeń ściskających, który po odbiciu od tylnej powierzchni folii zmienia znak. Powstają naprężenia rozciągające (np. po czasie 195 ns - rys. 6) o wartości ok. 30% mniejsze od wytwarzanych naprężeń własnych ściskających. Przy zastosowaniu warstwy inercyjnej amplituda impulsu naprężeń rozciągających może przekroczyć wytrzymałość materiału i spowodować jego rozwarstwienie.


a) 0.5 s b) 1.2 s c) 30 sRys.3. Fotografie ob�oku plazmowego wytworzonego w wodzie w trzech chwilach czasu od momentu generacji impulsu laserowegoFig.3. Photos of the plasma cloud created in the water in the three moments of the time at while of generation of laser impulse

a) 15 s b) Stan ustalonyRys.4. Wizualizacja stanu deformacji folii aluminiowej: a – po 15. s (A) od generacji impulsu laserowego, b – stan ustalony (B);Fig.4. Visualization of deformation state of aluminium foil: a – after 15. s (A) at while of generation of laser impulse, b – steady state (B)

Rys.5. Profilogramy stref odkszta�-conych plastycznie w foliialuminiowej w wynikuoddzia�ywania fali uderze-niowej generowanej impulsemlaserowym – LSP (laserNd:YAG, absorbent – grafitkoloidalny): a –20 J/cmP

2P,

jeden impuls laserowy,powietrze, b – 20 J/cmP

2P, jeden

impuls laserowy, wodaFig. 5. Profilograms of plastic

deflectioned zones in the aluminium foil as a result of reaction of a shock wave generated by laser impulse –LSP, (Nd:YAG, laser, absorber – colloidal graphite): a 20J/cmP

2P , one laser shot; air; b

20 J/cmP

2P , one laser shot, water

Rys. 4. Fotografie obłoku plazmowego wytworzonego w wodzie w trzech chwilach czasu od momentu generacji impulsu laserowegoFig. 4. Photos of the plasma cloud created in the water in the three moments of the time at while of generation of laser impulse





2P,


2P, jeden




20 J/cmP


Rys. 5. Wizualizacja stanu deformacji folii aluminiowej: a – po 15 µs (A) od generacji impulsu laserowego, b – stan ustalony (B)Fig. 5. Visualization of deformation state of aluminium foil: a – after 15 µs (A) at while of generation of laser impulse, b – steady state (B)





2P,


2P, jeden




20 J/cmP


Rys. 6. Profilogramy stref odkształconych plastycznie w folii aluminiowej w wyniku oddziaływania fali uderze-niowej generowanej impulsem laserowym – LSP (laser Nd:YAG, absorbent – grafit koloidalny): a – 20 J/cm2, jeden impuls laserowy, powietrze, b – 20 J/cm2, jeden impuls laserowy, wodaFig. 6. Profilograms of plastic deflectioned zones in the aluminium foil as a result of reaction of a shock wave generated by laser impulse – LSP, (Nd:YAG, laser, absorber – colloidal graphite): a – 20 J/cm2 , one laser shot; air; b – 20 J/cm2 , one laser shot, water


WNIOSKI

1. Podczas oddziaływania promieniowania laserowego z materią

występują następujące zjawiska fizyczne: absorpcja promieniowania,

nagrzewanie materii, przewodnictwo cieplne, generacja impulsu

ciśnienia lub naprężeń sprężystych i ewentualnie fal uderzeniowych,

topnienie ciał stałych, dyfuzja lub rozpuszczanie materii pochodzącej

z ziaren krystalicznych o różnym składzie prowadzące do utworzenia

ośrodka jednorodnego, parowanie cieczy lub sublimacja ciał stałych,

emisja promieniowania elektromagnetycznego, jonizacja materii czyli

generacja plazmy, ablacja materii.

2. Dzięki skonstruowaniu specjalistycznego stanowiska laboratoryjnego

do obserwacji i rejestracji szybkozmiennych procesów fizycznych

(m.in. plazmy laserowej, odkształceń sprężystych itp.), wykonano

fotografie cieniowe obłoku plazmowego generowanego krótkim (ok. 10

– 25 ns) impulsem laserowym Nd: YAG, powstającym przy obróbce

powierzchni np. stopów aluminium w różnych mediach – w powietrzu

oraz w wodzie. Zbyt mała czułość kamery cyfrowej nie pozwoliła na

rejestrację najistotniejszego etapu ablacji laserowej, występującej w

pierwszych kilku nanosekundach procesu. Obecnie w WAT trwają prace

nad budową superszybkiego rejestratora laserowego, który pozwoli

na zapis ultraszybkich zjawisk fizycznych zachodzących w czasie

zbliżonym do rzeczywistego .

3. Rejestrowane obłoki plazmowe różnią się istotnie między sobą, co

świadczy o zróżnicowaniu fali uderzeniowej. Fala ta generowana była w

procesie ablacji laserowej warstwy absorpcyjnej oraz folii aluminiowej.

Jej front w odpowiednich chwilach rejestracji miał zróżnicowane

kształty. Stosując wodę jako medium inercyjne uzyskano wyraźny

kształt fali kulistej. Potwierdza to korzystny i istotny wpływ warstwy

inercyjnej na zwiększenie i ujednorodnienie naprężeń własnych

ściskających w warstwie wierzchniej modyfikowanych materiałów –

w tym przypadku folii aluminiowej. Ciśnienie wytworzone przez impuls

laserowy w procesie LSP zdeformowało folię, która w pierwszej fazie

uległa dużemu odkształceniu sprężystemu, a następnie w wyniku

procesów relaksacyjnych nastąpiło zmniejszenie jej stanu deformacji.

Odkształcenia plastyczne są prawie 5-krotnie większe niż wywołane falą

ciśnienia generowaną w powietrzu.

4. Wykonane obliczenia numeryczne MRS wykazały niezwykle

interesujący przebieg amplitudy impulsu ciśnienia powstającego

w obrabianych próbkach metalu obciążanych krótkim impulsem

laserowym. W pierwszej fazie na powierzchni obrabianego materiału

powstaje impuls naprężeń ściskających, który po odbiciu od tylnej

powierzchni folii zmienia znak. Powstają naprężenia rozciągające

o wartości ok. 30% mniejsze od wytwarzanych naprężeń własnych

ściskających. Przy zastosowaniu warstwy inercyjnej amplituda impulsu

naprężeń rozciągających może przekroczyć wytrzymałość materiału

i spowodować jego rozwarstwienie.

LITERATURA

[1] Marczak J., Napadłek W., Sarzyński A.: Modyfikacja właściwości

warstwy wierzchniej aluminium za pomocą laserowej fali

uderzeniowej. Inżynieria Materiałowa nr 5(147), s. 622-624,

Katowice 2005.

[2] Marczak J., Napadłek W., Sarzyński A.: Numeryczne

modelowanie fali uderzeniowej generowanej impulsem laserowym

w metalach. IX Konferencja Naukowo – Techniczna, Programy

MES w komputerowym wspomaganiu analizy, projektowania

i wytwarzania, s. 371-378.

Rys. 7. Ciśnienia w próbce folii Al o grubości 0,6 mm w kilku chwilach czasu. Brak warstwy inercyjnej, rolę warstwy absorpcyjno-ochronno-abla-cyjnej pełnił grafit o grubości 5 µm. Trójkątny impuls laserowy o gęstości energii 1 J/cm2 i czasie trwania 10 nsFig. 7. Pressure in aluminum foil. No inertial layer. 5 µm thick graphite layer was used as an absorption medium. Triangle laser pulse, fluence 1 J/cm2, duration 10 ns


Modelowanie numeryczneWykonano obliczenia numeryczne, których celem

by�o oszacowanie wp�ywu warstwy absorpcyjnej i inercyjnej na amplitud� impulsu ci�nienia powstaj�cegow obrabianych próbkach metalu obci��anych krótkim impulsem laserowym [21].

Pocz�tkowo na powierzchni obrabianego materia�u

powstaje impuls napr��e� �ciskaj�cych, który po odbiciuod tylnej powierzchni folii zmienia znak. Powstaj�napr��enia rozci�gaj�ce (np. po czasie 195 ns - rys.6) owarto�ci ok. 30% mniejsze od wytwarzanych napr��e�w�asnych �ciskaj�cych. Przy zastosowaniu warstwyinercyjnej amplituda impulsu napr��e� rozci�gaj�cychmo�e przekroczy� wytrzyma�o�� materia�u i spowodowa�jego rozwarstwienie.

Rys.6. Ci�nienia w próbce folii Al o grubo�ci0.6 mm w kilku chwilach czasu. Brak warstwy inercyjnej, rol� warstwyabsorpcyjno-ochronno-ablacyjnej pe�ni�grafit o grubo�ci 5 m. Trójk�tnyimpuls laserowy o g�sto�ci energii 1 J/cmP

2P i czasie trwania 10 ns.

Fig.6. Pressure in aluminum foil. No inertiallayer. 5 m thick graphite layer was usedas an absorption medium. Triangle laser pulse, fluence 1 J/cmP

2P, duration 10 ns

WNIOSKI

1. Podczas oddzia�ywania promieniowania laserowegoz materi� wyst�puj� nast�puj�ce zjawiska fizyczne:absorpcja promieniowania, nagrzewanie materii,przewodnictwo cieplne, generacja impulsu ci�nienia lub napr��e� spr��ystych i ewentualnie faluderzeniowych, topnienie cia� sta�ych, dyfuzja lubrozpuszczanie materii pochodz�cej z ziarenkrystalicznych o ró�nym sk�adzie prowadz�ce do utworzenia o�rodka jednorodnego, parowaniecieczy lub sublimacja cia� sta�ych, emisjapromieniowania elektromagnetycznego, jonizacjamaterii czyli generacja plazmy, ablacja materii.

2. Dzi�ki skonstruowaniu specjalistycznego stanowiskalaboratoryjnego do obserwacji i rejestracjiszybkozmiennych procesów fizycznych (m.in. plazmy laserowej, odkszta�ce� spr��ystych itp.),wykonano fotografie cieniowe ob�oku plazmowego generowanego krótkim (ok. 10 – 25 ns) impulsem laserowym Nd: YAG, powstaj�cym przy obróbcepowierzchni np. stopów aluminium w ró�nychmediach w powietrzu oraz w wodzie. Zbyt ma�aczu�o�� kamery cyfrowej nie pozwoli�a na rejestracj� najistotniejszego etapu ablacji laserowej,wyst�puj�cej w pierwszych kilku nanosekundach procesu. Obecnie w WAT trwaj� prace nad budow�superszybkiego rejestratora laserowego, którypozwoli na zapis ultraszybkich zjawisk fizycznychzachodz�cych w czasie zbli�onym dorzeczywistego .

3. Rejestrowane ob�oki plazmowe ró�ni� si� istotniemi�dzy sob�, co �wiadczy o zró�nicowaniu faliuderzeniowej. Fala ta generowana by�a w procesie ablacji laserowej warstwy absorpcyjnej oraz foliialuminiowej. Jej front w odpowiednich chwilachrejestracji posiada� zró�nicowane kszta�ty. Stosuj�cwod� jako medium inercyjne uzyskano wyra�nykszta�t fali kulistej. Potwierdza to korzystny i istotny wp�yw warstwy inercyjnej na zwi�kszenie i ujednorodnienie napr��e� w�asnych �ciskaj�cych w

warstwie wierzchniej modyfikowanych materia�ów – wtym przypadku folii aluminiowej. Ci�nienie wytworzoneprzez impuls laserowy w procesie LSP zdeformowa�ofoli�, która w pierwszej fazie uleg�a du�emu odkszta�ceniuspr��ystemu, a nast�pnie w wyniku procesówrelaksacyjnych nast�pi�o zmniejszenie jej stanudeformacji. Odkszta�cenia plastyczne s� prawie 5-krotniewi�ksze ni� wywo�ane fal� ci�nienia generowan� w powietrzu.

4. Wykonane obliczenia numeryczne MRS, wykaza�yniezwykle interesuj�cy przebieg amplitudy impulsuci�nienia powstaj�cego w obrabianych próbkach metaluobci��anych krótkim impulsem laserowym. W pierwszejfazie na powierzchni obrabianego materia�u powstaje impuls napr��e� �ciskaj�cych, który po odbiciu od tylnejpowierzchni folii zmienia znak. Powstaj� napr��eniarozci�gaj�ce o warto�ci ok. 30% mniejsze odwytwarzanych napr��e� w�asnych �ciskaj�cych. Przyzastosowaniu warstwy inercyjnej amplituda impulsunapr��e� rozci�gaj�cych mo�e przekroczy� wytrzyma�o��materia�u i spowodowa� jego rozwarstwienie.

LITERATURA

[1] Marczak J., Napad�ek W., Sarzy�ski A.: Modyfikacjaw�a�ciwo�ci warstwy wierzchniej aluminium za pomoc�laserowej fali uderzeniowej. In�ynieria Materia�owa nr 5(147), str. 622- 624, Katowice 2005.

[2] Marczak J., Napad�ek W., Sarzy�ski A.: Numerycznemodelowanie fali uderzeniowej generowanej impulsemlaserowym w metalach. IX Konferencja Naukowo – Techniczna, Programy MES w komputerowymwspomaganiu analizy, projektowania i wytwarzania, str.371 – 378.

Autorzy dzi�kuj� dr. in�. Krzysztofowi Rutynie z IOE WAT za wykonanie rejestracji szybkozmiennych procesów ablacjilaserowe.

Praca zosta�a wykonana w ramach projektu nr 3T08C03926 finansowanego przez MEiN.

Kemppi Sp. z o.o.ul. Pi³sudskiego 205 091 Z¹bkitel. 022 781 61 62fax 022 781 65 [email protected]

Produkowane od niedawna przez Kemppi pó³automaty MinarcMig™ Adaptiveu³atwiaj¹ wykonywanie najtrudniejszych zadañ. Te ma³e i bardzonowoczesne inwertory s¹ doskona³ymi narzêdziami pracyzarówno dla zawodowców, jak i hobbystów.

MinarcMig™ Adaptive zadowala siê zasilaniemjednofazowym 230 V z sieci lub przenoœnegogeneratora i doskonale sprawuje siê nawet wtedy, kiedy kable zasilaj¹ce s¹ bardzo d³ugie. Ten lekkipó³automat ma ergonomiczn¹ budowê i jestidealnym partnerem szczególnie wówczas, gdypraca przebiega w niedostêpnych miejscach.Bardzo odporna na udary obudowa z tworzywasztucznego doskonale chroni podzespo³ymechaniczne i elektryczne przed uszkodzeniami oraz zanieczyszczeniami. MinarcMig™ Adaptivenie boi siê ani gor¹ca, ani zimna, ani deszczu,ani œniegu, jest ma³y i ³atwy do przenoszenia.

Innowacj¹ wprowadzon¹ w pó³automatachMinarcMig™ Adaptive jest adaptacyjnesterowanie, które sprawia, ¿e dla uzyskaniaprawid³owych parametrów wystarczyzadaæ potencjometrem gruboœæspawanego materia³u. Naciœniêcieprzycisku na uchwycie powodujezajarzenie ³uku i uruchamia procesautomatycznej regulacji, który optymalizujeparametry spawania. Dynamika Ÿród³a równie¿ adaptuje siêautomatycznie do rodzaju spoiny, œrednicy drutu oraz rodzajugazu os³onowego.

Dane techniczne

Napiêcie zasilania 1~230 V ± 15% 50/60 Hz

Zabezpieczenie sieci 16 A

Obci¹¿alnoœæMinarcMig 150 Adaptive 150 A w cyklu 35% dla Fe, FcMinarcMig 180 Adaptive 180 A w cyklu 25% dla Fe, Fc, SS, Al

Œrednice drutów Fe 0,6 / 0,8 / 0,9 / 1,0 mmSs 0,6 / 0,8 / 0,9 / 1,0 mmAl 1,0 mm

Stopieñ ochrony IP 23C

Wymiary 400 x 180 x 340 mm

Masa Ÿród³a z podajnikiem 6,4 kg

JJeesszzcczzee nniiggddyy ssppaawwaanniiee

MMIIGG//MMAAGG nniiee bbyby³³oo ttaakkiiee ³³aattwwee!!

OdwiedŸ strony www.kemppi.com

www.hypertherm.com

Przegląd Spawalnictwa 5-6/2006

Documents

Transcript of Przegląd Spawalnictwa 5-6/2006