2. Концентрация диффузионного водорода в зоне зарождения очага трещины;

3)Растягивающие остаточные сварочные напряжения.

Критическое сочетание этих факторов приводит к образованию холодных трещин.

Появление холодных трещин связывают с фазовыми и структурными превращениями, продуктами которых являются структуры с низкими пластическими свойствами (например, мартенсит), а также с влиянием водорода.

По сравнению с другими структурными составляющими, мартенсит характеризуется высокой твердостью (НВ 500…600), весьма малой пластичностью и повышенным удельным объемом (табл. 42).

Мартенсит имеет увеличенный в сравнении с ферритом удельный объем, поэтому структурные превращения аустенит — мартенсит вызывает значительные растягивающие напряжения в соседних участках ЗТВ, на которых сформировался мартенсит и феррит.

При сварке мартенситные превращения основной части аустенита обычно протекают при пониженных температурах (300—400 °С), когда металл уже приобрел значительную прочность, а распад остаточного аустенита может продолжаться даже при температуре 200 °С и ниже. Напряжения в металле нарастают с задержкой по мере снижения температуры. Образование в металле мартенситной прослойки также происходит с задержкой. Поэтому холодные трещины возникают в процессе охлажде­ния при темпера­туре ниже 150 °С или в течение по­следующих нескольких суток.

Фазовые и структурные превращения наблюдаются на участке околошовной зоны, который нагревается выше температур полиморфного превращения (выше 700 С).

Характер конечной, образующейся здесь структуры металла, зависит от химического состава основного металла и скорости нагрева и охлаждения.

Вторичная кристаллизация происходит при охлаждении ниже температуры 700 С (см. диаграмму Fe – C). При медленном охлаждении превращение аустенита в перлит заключается в распаде аустенита — твердого раствора углерода в γ-железе, на почти чистое α-железо и цементит:

Fe_γ (С) → Fe_α + Fe₃C.

Поскольку растворимость графита в аустените (-Fe) высока (до 2 %), а в феррите (α-Fe) низка (до 0,02 %), то процесс перестройки аустенита в феррит сопровождается выделением избыточного графита, который соединяется с Fe и образует карбид железа (цементит Fe₃C). Процесс распада аустенита на феррит и цементит носит диффузионный характер, так как сопровождается перемещением атомов углерода на сравнительно большие расстояния. Естественно, для этого требуется определенное время, и дисперсность продуктов распада будет зависеть от степени переохлаждения или скорости охлаждения.

Рассмотрим процесс распада аустенита на примере эвтектоидной стали. Это превращение состоит из трех этапов:

1. Перегруппировка атомов из решетки аустенита (гцк) в решетку феррита (оцк) – превращение -Fe в α-Fe;

2. Выделение избыточного графита в виде мельчайших частичек цементита Fe3c;

3. Рост частиц цементита Fe3c в феррите.

Иными словами: Fe_γ (С) → Fe_α + Fe₃C

Таким образом, при медленном охлаждении эвтектоидной стали формируется структура перлита (смесь феррита и цементита). Увеличение скорости охлаждения приводит к понижению критических точек по сравнению с равновесной диаграммой - распад аустенита будет происходить не при температуре 723 С, а несколько ниже. При этом скорость диффузии уменьшается, частички цементита не успевают вырасти, твердость повышается. Структуры с более мелкими частичками цементита (по сравнению с цементитом перлита) называются сорбитом и троститом.

Таким образом, при сравнительно медленных скоростях охлаждения формируются структуры перлита, сорбита и тростита, состоящие из феррита и цементита, которые различаются только размером частичек цементита и твердостью.

Поскольку основу перлита составляет пластичный феррит, то твердый и хрупкий цементит при незначительной его доли в объеме стали не оказывает существенного влияния на механические характеристики стали. При медленном охлаждении получается пластичный металл, не склонный к образованию трещин.

Превращение в стали при быстром охлаждении (закалке).

Чтобы понять сущность перехода аустенита в феррит при быстром охлаждении, необходимо представить кристаллическую структуру феррита и аустенита как для чистого железа, так и сплава с углеродом и другими легирующими элементами.

Изменение кристаллической структуры железа при переходе от аустенита (гранецентрированный куб ГЦК) к ферриту (объемноцентрированный куб ОЦК) показано на рис. ниже. На рисунках структуры показаны только атомы Fе. Атомы легирующих (растворенных) элементов отсутствуют.

На рис. ниже показаны кристаллические решетки Fe, в которых в виде растворенных веществ находятся атомы металлов Cr, Ni, соизмеримых с размерами атома Fe (растворы замещения) и атомы углерода С и азота N, котрые мельче атомов Fe, и потому они образуют растворы внедрения.

Если скорость охлаждения аустенита велика, то мельчайшие частицы цементита не успевают выделяться. В этом случае происходит только перестройка решетки ГЦК в решетку ОЦК. Но при этом весь углерод остается в кристаллической решетке Fe и искажает ее и получается принципиально новый тип структуры - мартенсит.

Мартенсит - пересыщенный, переохлажденный твердый раствор углерода в α-Fe, который возникает в результате быстрого охлаждения. По этой причине его нет на диаграмме Fe – C, которая составлена для равновесного состояния сплава.

Вследствие неравновесного состояния решетка мартенсита становится не кубической, а искаженной. Степень искаженности решетки мартенсита зависит от содержания в ней углерода. Чем больше углерода, тем больше искажения решетки и выше твердость. Например, в стали У8 твердость мартенсита около 60НRC (600НВ).

Решетка с одним атомом С	Решетка с двумя атомами С	Решетка с шестью атомами С

Мартенсит – закалочная структура, очень твердая, но хрупкая. Эти качества проявляются тем больше, чем больше мартенсита образуется в стали в зависимости от скорости охлаждения.

Для оценки динамики структурных превращений необходимо рассмотреть структуру металла в координатах «Температура – Время»

Чем ниже температура превращения, тем больше переохлаждение, тем больше разность свободных энергий, тем быстрее происходит структурное превращение.

Превращение аустенит → перлит сопровождается диффузией и перераспределением углерода. Скорость диффузии резко уменьшается с понижением тем­пературы, следовательно, с этой точки зрения увеличение пере­охлаждения должно замедлять превращения.

Таким образом, при увеличении пере­охлаждения (снижения температуры превращения) вступают в борьбу два фактора, прямо противоположно влияющие на скорость пре­вращения.

Снижение температуры (увеличение переохлаждения), с одной стороны, увеличивает разность свободных энергий аустенита и пер­лита, что ускоряет превращение, а с другой, — вызывает уменьшение скорости диффузии углерода, а это замед­ляет превращение. Эту зависимость отражает С-образная диаграмма.

Суммарное действие обоих факторов приводит к тому, что появляется оптимальная температура, при которой переход Fe_γ (С) → Fe_α + Fe₃C происходит за минимальное время.

Минимальное время для полного перехода аустенита в феррит для разных сталей наблюдается в диапазоне температур 500…550 С.

В зависимости от скорости охлаждения существуют следующие области превращения аустенита:

V₁ — превращение аустенит → перлит;

V₂ — превращение аустенит →сорбит;

V₃ — превращение аустенит →тростит;

V_кр — превращение аустенит → мартенсит.

Скорость в интервале от V₃ до V_кр ведет к тому, что в металле присутствует перлит и мартенсит, и их соотношение зависит от скорости охлаждения.

Наибольшее влияние на характер структуры, образовавшейся в результате превращения аустенита, оказывают скорость охлаждения и длительность пребывания аустенита в интервале температур наименьшей его устойчивости 500 - 600 °С. Для каждой стали существует своя критическая скорость охлаждения в этом температурном интервале, превышение которой приводит к появлению в структуре металла мартенсита.

Если скорость охлаждения ниже критической, то распад аустенита произойдет в верхнем интервале температур, в диффузионном режиме и продуктами превращения будут структуры типа перлита.

Высокие скорости охлаждения, свойственные сварочному циклу, влияют на характер превращений в наплавленном металле, и поэтому конечные структуры отличаются от равновесных.

Скорость охлаждения при сварке для каждого объема металла шва во времени — величина крайне непостоянная. В начальный момент, после прохождения дугой исследуемого участка металла, скорость охлаждения достигает 500—300 °С/с, а с течением времени быстро снижается до 15…5 °С/с.

Наибольшее влияние на структуру металла шва скорость охлаждения оказывает в интервале температур наименьшей устойчивости аустенита.

Для малоуглеродистой стали интервал температур наименьшей устойчивости аустенита приходится на температуры 500…550 °С, т.к. процессы перестройки структуры происходят при некотором переохлаждении (ниже 727 °С).

В указанном интервале температур мгновенная скорость охлаждения не должна превышать критических значений, при которых существенно возрастает доля мартенсита (закалочной структуры), и возникает опасность возникновения холодных трещин.

Для каждой стали существует своя критическая скорость _охл охлаждения в этом температурном интервале, превышение которой (_охл > _кр) приводит к появлению в структуре металла мартенсита.

Если скорость охлаждения ниже критической (_охл < _кр), то распад аустенита произойдет полностью, и продуктами превращения будут структуры типа перлита.

Наличие легирующих добавок и особенно углерода сдвигает С-диаграмму вправо (рис. 186), а потому снижает и величину критической скорости охлаждения. Следовательно, для получения перлитной структуры здесь потребуется более замедленное охлаждение металла, чем для обычной углеродистой стали.

Увеличение содержания углерода в стали повышает склонность к возникновению холодных трещин не вследствие увеличения фазы цементита, а из-за повышения склонности к закалке даже при средних скоростях охлаждения с образованием фазы мартенсита, который охватывает существенно больший объем металла.

Основными параметрами термического цикла околошовной зоны, влияющими на образование холодных трещин, являются (рис. 187):

1) максимальная температура нагрева Tmах;

2) скорость _н нагрева при 700—1000 °С;

3) длительность t₁ нагрева от температуры, соответствующей критической точке Асз до Тmaх;

4) длительность t₂ охлаждения от Tmах до температуры, отвечающей точке A_С3.

5) скорость _о охлаждения при 500—600 °С;

Конечная структура металла околошовной зоны после охлаждения до нормальной температуры зависит от:

• параметров структуры, образующейся в процессе нагрева к моменту начала охлаждения,

• структурных превращений при охлаждении.

1. При нагреве перлит и феррит околошовной зоны превращаются в аустенит, карбиды частично или полностью растворяются в нем, зерна аустенита растут, и происходит выравнивание их состава (гомогенизация).

2. Высокотемпературный и длительный перегрев металла способствует укрупнению и гомогенизации зерен аустенита, что плохо сказывается на свойствах металла ЗТВ, потому что крупнозернистая гомогенная структура аустенита более устойчива, а при охлаждении высокая устойчивость замедляет его распад, что в конечном итоге ведет к увеличению доли мартенсита в структуре остывшего металла.

3. Быстрый нагрев и малое время пребывания металла в области температур выше Асз приводят к образованию сравнительно неустойчивого аустенита с мелкими зернами, что способствует при охлаждении более полному превращению аустенита в феррит с меньшей долей мартенсита.

4. В условиях повышенной скорости охлаждения перегретого металла с укрупненным зерном вполне вероятна закалка с резким снижением пластических свойств сварного соединения. В этом случае высока вероятность появления холодных трещин.

5. Если же в результате нагрева образовался мелкозернистый неустойчивый аустенит, то при той же повышенной скорости охлаждения содержание мартенсита в продуктах распада будет незначительным, сохранятся высокие пластические свойства сварного соединения и вероятность появления холодных трещин низка.

6. Термический цикл при сварке должен быть таким, чтобы в околошовной зоне, где металл нагревается выше критических точек полиморфных превращений, продолжительность нагрева была бы минимальной, а скорость охлаждения ниже критической.

Ориентировочно значение такой скорости охлаждения можно взять из С-диаграммы изотермического распада аустенита для свариваемой стали с корректировками на непрерывность охлаждения при сварке и рост зерна, вызванный нагревом. Определенная таким образом критическая скорость охлаждения носит приближенный, условный характер.

В известных пределах при заданном составе стали скорость охлаждения, а, следовательно, и количество мартенситной фазы, можно регулировать

• выбором режима подогрева, (с увеличением начальной температуры продолжительность пребывания в ЗТВ выше температуры полиморфных превращений возрастает)

• последовательности наложения швов, (создание перерывов в нагреве)

• изменением формы и размеров конструкции (вида сварного соединения).

Итак, с позиций закалочной гипотезы возникновение холодных трещин объясняется следующим образом:

1) переохлаждение аустенита в некоторых зонах сварного соединения приводит к тому, что перестройка решетки -железа в решетку -железа и образование мартенситных структур в этих зонах совершаются при низких температурах, когда металл уже обладает высокой прочностью и упругостью;

2) превращение аустенита в мартенсит сопровождается увеличением объема металла, значительным повышением его прочности и резким снижением пластичности;

3) образующиеся объемы мартенсита стремятся расшириться, но, встречая сопротивление слоев окружающего металла, сами оказываются сжатыми;

4) между различными зонами сварного соединения возникает сложное поле собственных напряжений и деформаций, которые при низкой пластичности металла этих зон вызывают в нем трещины.

Влияние водорода на образование холодных трещин при сварке.

Основным источником водорода в сварном соединении является водород в атмосфере дуги, который растворяется в расплавленном металле сварочной ванны.

Различают следующие формы существования водорода в металле в зависимости от его состояния, положения в металле:

• атомарный (или ионизированный) водород:

• растворенный в кристаллической решетке до предела растворимости (равновесный),

• растворенный сверх предела растворимости (неравновесный), связанный с дефектами решетки (скопившийся в так называемых субмикроскопических пустотах);

• молекулярный водород - скопившийся в микро- и макропорах, называемых коллекторами.

Все формы водорода находятся в термодинамическом равновесии, зависящем от температуры. Иными словами, переходят из одной формы в другую в зависимости от температуры и состояния окружающих слоев металла.

При повышении температуры свыше определенного уровня начинается заметный переход одних форм водорода в другие: из молекулярного - в атомарный растворимый, неравновесного - в равновесный, скопившийся в пустотах - в растворимый.

Действие диффузионного водорода при образовании холодных трещин называется механизмом обрати­мой водородной хрупкости.

Если в металле шва закалочные структуры не образовались, то растворенный в металле атомарный водород легко диффундирует в области с меньшей его концентрацией

— в наружную поверхность шва, затем, покидая шов,

— в околошовную зону и в различные несплошности, имеющиеся в металле (поры, микропустоты и др.).

Если же закалочная структура в околошовной зоне образовалась, водород задерживается здесь, так как в мартенсите диффузионная подвижность его невелика (в несколько раз меньше, чем в феррито-перлитной стали). Скапливаясь в микропустотах и переходя в молекулярную форму, водород постепенно развивает в них высокое давление, создающее в окружающих объемах металла большие микронапряжения.

При перераспределении атомарного диффундирующего водорода в металлическом массиве и попадания его в микропустоты, где атомарный водород превращается в молекулярный (процесс, обратный диссоциации).

Молекулярный водород теряет способность диффундировать в металле и, скапливаясь в пустотах, создает в них повышенное давление, что ведет к возникновению холодных трещин.

Таким образом, процесс образования холодных трещин определяется двумя факторами: