книги / Сварка в машиностроении. Т. 3
.pdfДля тонколистового металла переход к кристаллизации дендритного типа и повышение сопротивляемости горячим трещинам достигается при импульсной сварке и сварке с электромагнитным перемешиванием (сварке с ЭМВ), обеспечи вающих прерывистый рост твердой фазы. Сварка с ЭМВ эффективна и для голстолистового металла (рис. 17). Но наиболее эффективный путь перехода к кристал лизации дендритного типа для толстолистового металла состоит в введении при садочного металла в виде гранул или проволоки в затвердевающую зону свароч ной ванны по схемам, приведенным на рис. 18. При этом сопротивляемость обра зованию горячих трещин возрастает в 1,8—2 раза, а при достижении дендритной равновесной структуры в центре ш ва— еще значительнее [17,23]. Наиболее перспективным и надежным способом получения такой первичной структуры является введение присадок специального состава в ту зону хвостовой части ванны, где исключается перемешивание всего объема металла.
Рис. 17. Влияние скорости сварки, силы тока и электромагнитного поля (ЭМВ) на появление горячих трещин при сварке под флюсом образцов жесткой пробы № 1 (см. рис. 12) из хромоникельмолибденовой стали:
а — при |
сварке |
проволокой |
Св-0810ГСМТ; |
6 — при сварке |
проволокой |
Св-09Х16Н25М6АФ; |
в — схема сварки жесткой |
пробы: / — электрод; |
2 — соленоид'* |
||
3 — проба |
|
|
|
|
|
В результате получают швы переменного состава по сечению, исключающие образование горячих трещин не только в шве, но и в ОШЗ [30]. Последний эффект связан с уменьшением теплового воздействия в ТИХ на ОШЗ со стороны металл^ шва, теплосодержание которого снижается при введении значительного количества присадки, достигающего 100% по отношению к количеству расходуемого электрода»
Кристаллизация шва необходимого типа при ручной дуговой сварке достИгается его легированием, обеспечивающим получение шва с двухфазной струк турой с заданным количеством второй фазы (а-фазы, эвтектики и др.). В резуль тате двухфазной кристаллизации происходит резкое измельчение кристаллитов шва и нарушается их столбчатое строение, что существенно повышает сопротив ляемость образованию горячих трещин кристаллизационного и подсолидусног0 типа; этот прием широко распространен для сплавов алюминия, магния, ауств- нитно-ферритных сталей [4, 21].
Для однофазных сплавов, в швах которых по условиям эксплуатации недо пустима вторая фаза, в качестве легирующих элементов используют Mo, W, МО»
способствующие переходу от ячеистого к дендритному |
типу кристаллизаций |
и обеспечивающие стабильность элементов первичной структуры путем повыше |
|
ния энергии активации процессов диффузии; последнее |
приводит к фрагмента |
ции поверхности |
зерен |
и препятствует развитию межзеренного |
скольжений* |
В этих условиях |
измельчения столбчатых кристаллитов достигают добавкам*1 |
||
Ti, Zr, Nb, а добавками |
церия и других РЗМ — связывания серы в скоагулирО- |
||
ванные тугоплавкие включения, не смачивающие поверхности |
кристаллитов» |
Наиболее изучены холодные трещины двух первых разновидностей типа «откола» и «отрыва» и установлен ряд закономерностей их образования. Трещины образуются непосредственно после окончания сварки при охлаждении ниже 200— 100 °С, а также в послесварочный период в течение нескольких суток. Тре щины могут возникнуть в том случае, если металл в одной из зон сварного соеди нения претерпевает полную или частичную закалку. Ориентировочно минималь ная доля мартенсита в структуре перлитных сталей, при которой возможно обра зование холодных трещин, составляет 25—30%.
Исследование шлифов, свободной поверхности сварных соединений и излома трещин показывает, что холодные трещины состоят из очага разрушения и участка развития трещины (рис. 20). Разрушение на участке очага осуществляется по границам действительного аустенитного зерна и наблюдается как практически хрупкое. Участок развития часто имеет смешанный характер, т. е. трещина проходит как по границам, так и по телу зерен и сопровождается заметной пласти ческой деформацией окружающего металла. Сопоставление границ действитель ных аустенитных зерен в конечной структуре с оплавленными границами в около-
шовной зоне и зонами срастания кристаллитов в шве показывает, что они рас |
|
положены произвольно относительно друг друга (рис. 21) [32]. Возникновение |
|
очагов трещин на границах аустенитных зерен объясняется тем, что они пред |
|
ставляют поверхности раздела с высокой концентрацией дефектов кристалличе |
|
ской решетки, на которых в результате процесса сегрегации скапливаются атомы |
|
примесей, в том числе углерода и водорода. Оплавленные границы и зоны сра |
|
стания кристаллитов в шве характеризуются повышенной ликвацией легирую |
|
щих элементов и примесей, имеющих малый или средний коэффициент распреде |
|
ления и малый коэффициент диффузии в стальных сплавах. При этом углерод |
|
вследствие большого коэффициента диффузии перераспределяется в процессе |
|
охлаждения и не дает ликвации |
по оплавленным границам и зонам срастания |
в конечной структуре закаленной |
стали [11, 39]. |
Основными факторами, обусловливающими возникновение трещин, явля ются: 1) структурное состояние металла сварного соединения, характеризуемое наличием составляющих мартенситного и бейнитного типа; 2) уровень растяги вающих сварочных напряжений первого рода, определяемый жесткостью сварной конструкции, режимом сварки, типом металла шва и другими причинами; 3) со держание и распределение водорода в металле сварного соединения после сварки, зависящие от концентрации водорода в атмосфере дуги, исходного содержания водорода в основном металле и других условий.
Холодные трещины являются одним из случаев замедленного разрушения «свежезакаленной» стали [21, 22]. Закономерности замедленного разрушения следующие: 1) разрушение возникает после некоторого инкубационного периода при деформировании с малыми скоростями ( é ^ 1(Г4 1/с) или нагружении посто янной нагрузкой; при этом сопротивляемость разрушению много меньше кратко временной прочности и зависит от времени действия нагрузки; 2) сопротивляе мость разрушению постепенно возрастает с увеличением времени после термиче ского воздействия (от 1 суток до 1 года) в результате так называемого процесса «отдыха»; 3) склонность к разрушению полностью подавляется при охлаждении ниже —70 °С, восстанавливаясь при последующем нагреве до 20°С, заметно ослаб ляется при нагреве до 100— 150 °С и полностью исчезает при нагреве до 200—
300°С.
Замедленное разрушение свежезакаленной стали связано с микропластиче-
ским течением по границам зерен. Последнее объясняется наличием в структуре мартенсита такой стали высокой плотности незакрепленных, способных к легкому скольжению краевых дислокаций. Микропластическая деформация проявляется преимущественно в виде сдвигов по границам и в приграничных зонах аустенит ных зерен [9]. Эти данные позволяют предположить, что очаги холодных трещин образуются в соответствии со схемой Зинера, только относительное смещение соседних зерен обусловлено не вязким течением [21, 24], а микропластической деформацией в приграничных зонах и по границам зерен.
Торможение процесса замедленного разрушения и образования трещин при отрицательных температурах связано с термоактивированным характером микропластической деформации и объясняется снижением еескорости более, чем в ЮМраз по сравнению с деформацией при 20 °С. Повышение сопротивляемости холодным трещинам в процессе выдержки после сварки в течение нескольких суток при 20° С и нескольких часов при 100—200 °С связано с сегрегацией углерода на дисло кациях и их закреплением, скорость которой определяется составом стали и тем пературой. Подтверждением этому является совпадение кинетики развития обоих процессов во времени. Другие послеза калочные процессы в мартенсите (разупорядочение твердого раствора с образованием кубического мартенсита, распад с вы делением промежуточных карбидов и т. д.) не получают развития до закрепления дислокаций атомами углерода [9].
Очаги трещин могут иметь субмикроскопические (несколько десятков дисло каций) или микроскопические (диаметр зерна) размеры. Образование и развитие очагов в макротрещины подчиняются различным закономерностям. Предполага ется, что процесс образования очагов представляет собой упругий разрыв атом ных связей при достижении локальными напряжениями теоретической прочности и контролируется в основном поверхностной энергией, имеющей порядок 102— 104 эрг/см2. Развитие микротрещины связано с возникновением около ее вершины области пластической деформации и контролируется в основном энергией пласти ческого течения, которая может быть оценена приведенной величиной — неко торой эффективной поверхностной энергией порядка 105— 10е эрг/см2. Таким об разом, для развития микротрещин требуются более высокие напряжения, чем для их образования. Поэтому в некоторых случаях они могут существовать в свар ных соединениях, не влияя на их работоспособность при эксплуатационных на грузках, меньших критических. Субмикротрещины, видимо, вообще могут «за растать» в результате упорядочения дефектной структуры металла в процессе «отдыха». При нагрузках выше критических микротрещины получают развитие, что приводит к разрушению конструкций.
Влияние водорода на склонность сталей к образованию холодных трещин при сварке согласуется с явлением обратимой водородной хрупкости [9]. Обрати мая водородная хрупкость обусловлена атомарным (или ионообразным) водоро дом, образующим пересыщенный твердый раствор в местах концентрации трехос ных растягивающих напряжений, в первую очередь в зонах вокруг острия суб микротрещин. При повышении содержания водорода снижается критический размер субмикротрещин и соответственно уменьшается сопротивляемость их развитию в микротрещины. Водород наиболее заметно снижает сопротивляе мость стали трещинам [9, 22] в случае образования в сварных соединениях смешанной перлитно-мартенситной, бе^нитной или структуры низкоуглеродис того мартенсита (в том числе низкотемпературного у мартенситно-стареющих сталей). При структуре среднеуглеродистого мартенсита влияние водорода не значительно или практически отсутствует. Это отражает одну из особенностей обратимой водородной хрупкости, заключающуюся в том, что она проявляется, если другие факторы (температура, структурные превращения и т. п.) не соз дают в металле предельной степени хрупкости или вообще его не охрупчивают.
МЕТОДЫ ОЦЕНКИ СОПРОТИВЛЯЕМОСТИ СТАЛЕЙ ОБРАЗОВАНИЮ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН
Применяемые в настоящее время методы приведены в табл. 3. Один из косвенных методов — расчетное определение эквивалента углерода СЭКв (табл. 3, А. 1.1). Различные исследователи предложили более десятка выражений для С8кв> существенно отличающихся коэффициентами при легирующих элементах. В практике часто применяется выражение [22]
С9 К В |
=с + Мп Si Ni Си Mo V |
|
6 + 24 + 10 + 5 + 4 + 1 4 - |
Стали с Сэкв ^ 0,45 не склонны к холодным трещинам при сварке. При Сэкв > 0,45 появляется потенциальная возможность их образования в определен ных условиях. Значения Сэкв характеризуют прокаливаемость стали, т. е. некото
рую критическую скорость |
закалки |
на заданную твердость. Для сварных соеди |
|
нений за допустимую твердость принимают до HV 350, так как при ней на практике |
|||
не наблюдается холодных |
трещин; |
Сэкп |
0,45 соответствует составам сталей, |
которые во всем диапазоне сварочных скоростей охлаждения не закаливаются до твердости выше HV 350. Однако для сталей, имеющих Сэкв > 0,45, его нельзя считать показателем склонности к трещинам. Такие попытки на основании пред полагаемой связи Сэкв с максимальной твердостью металла сварного соединения не обоснованы.
Параметр трещинообразования, предложенный японскими исследователями
135], |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Р |
- Г 4 - — 4- — |
J - <£ - | - Ni 4 - Cu -Р М0 4- V |
+ |
60 |
*об |
|||||||
р « ' - ^ - г 20 + |
20 |
+ 20 + |
2 Ô + |
20 i " Ï 5 + |
TÔ + |
40103 > |
||||||
где [Н] — содержание |
диффузионного |
водорода |
в металле |
шва, |
см3/100 г; |
|||||||
k0 — коэффициент жесткости |
соединения, кгс/(мм2*мм); |
Ô — толщина металла, |
||||||||||
мм (табл. 3. А.2.1). |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
По структуре Pw аналогичен Сэкв, однако |
|
|
|
|||||||||
коэффициенты при легирующих элементах опреде |
|
|
|
|||||||||
лены |
на |
основании |
статистической |
обработки |
ре |
|
|
|
||||
зультатов испытаний большого количества сталей |
|
|
|
|||||||||
на образование трещин с помощью технологической |
|
|
|
|||||||||
сварочной пробы Тэккен. Кроме того, |
введены чле |
|
|
|
||||||||
ны, отражающие влияние концентрации водорода и |
|
|
|
|||||||||
жесткости соединения. [И] *1 определяют по мето- |
|
|
|
|||||||||
Рис. |
22. |
Рекомендуемый тепловой |
режим |
сварки |
|
|
|
|||||
в зависимости от параметра |
Pw для |
низколегиро |
|
|
|
|||||||
ванных сталей состава |
(%): |
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
С 0.07—0,22; Si 0—0,6; Мп 0,4— 1,4; Сг 0 -1 ,2 ; Ni 0— 1,2; |
|
|
|
|||||||||
Mo 0—0,7; Си 0—0,5; V 0—0,12; В 0—0,005; Nb и Т1 по |
|
|
|
|||||||||
0—0,5; |
/кр — время |
охлаждения от |
300 до |
100° С; |
0,2 |
0,3 |
0,4 Pwt% |
|||||
[Н] = |
1 -г 5 см3/Ю0 |
г [35] |
|
|
|
|
|
|||||
|
|
|
|
|
|
|
|
дике МИС путем наплавки сварочных материалов на образец 10Х25Х 110 мм в мед ном зажимном приспособлении и помещения его в вакуумное измерительное уст ройство до полного выделения диффузионного водорода [1, 40]; k0характеризуется силой сопротивления, соответствующей перемещению кромки соединения на 1 мм и отнесенной к единице толщины металла и длины шва. Коэффициент k0в ряде случаев может быть рассчитан с помощью методов теории упругости или определен экспериментально нагружением соединения. Для различных по жесткости свар ных соединений k0 = 50 ч- 400 кгс/(мм2-мм). Если Pw > 0,285, го в сварных соединениях (с X-, V- и U-образными разделками) вероятно образование холодных трещин. Величина Pw служит основанием для назначения теплового режима сварки (времени охлаждения ^кр от 300 до 100 °С), исключающего трещины при сварке низколегированных сталей мартеновской выплавки с о в = 60н-80 кгс/м*м2 (рис. 22).
Сварочные технологические пробы представляют собой образцы определенной формы и размеров, которые сваривают в соответствии с установленной гехнологией. Эффективность проб характеризуется способностью воспроизводить трещины в материалах с низкой склонностью к трещинам. По возрастанию эффекшвиосги (или «жесткости») применяемые пробы можно ориентировочно расположить
** [ ИJ = 1,27НГЛ + 2,2 CMJ/ 1 0 0 г, где Нгл —концентрация водород* |
•.дернио |
вой пробе. |
|