СВАРКА И СВАРИВАЕМЫЕ МАТЕРИАЛЫ

Природа и причины образования ХТ

Холодные трещины (ХТ) объединяют категорию трещин в сварных соединениях, формальными признаками которых яв­ляются появление визуально наблюдаемых трещин практиче­ски после охлаждения соединения; блестящий кристаллический излом трещин без следов высокотемпературного окисления [8]. ХТ — локальные хрупкие разрушения материала сварного со­единения, возникающие под действием собственных сварочных - напряжений. Размеры ХТ соизмеримы с размерами зон свар­ного соединения. Локальность разрушения объясняется частич­ным снятием напряжений при образовании трещин, а также ограниченностью зон сварного соединения, в которых возможно развитие трещин без дополнительного притока энергии от внеш­них нагрузок.

Характерными особенностями большинства случаев возник­новения ХТ являются следующие:

1) наличие инкубационного периода до образования очага трещин;

2) образование трещин происходит при значениях напря­жений, составляющих менее 0,9 кратковременной прочности материалов в состоянии после сварки.

Эти особенности позволяют отнести ХТ к замедленному разрушению материала.

К образованию ХТ при сварке склонны углеродистые и ле­гированные стали [8], некоторые титановые [9] и алюминиевые сплавы [1].

При сварке углеродистых и легированных сталей ХТ могут образоваться, если стали претерпевают частичную или полную закалку. Трещины возникают в процессе охлаждения после сварки ниже температуры 150 °С или в течение последующих нескольких суток. ХТ могут образовываться во всех зонах сварного соединения и иметь параллельное или перпендику­лярное расположение по отношению к оси шва. Место образо­вания и направление трещин зависят от состава основного ме­
талла и шва, соотношения компонент сварочных напряжений и некоторых других обстоятельств. В практике холодные тре­щины в соответствии с геометрическими признаками и харак­тером излома получили определенные названия: «откол» — про­дольные в ЗТВ, «отрыв» — продольные в зоне сплавления со стороны шва (аустенитного), «частокол» — поперечные в ЗТВ и др. (рис. 6.10). Наиболее частыми являются XT вида «откол».

Образование XT начинается с возникновения очага разру­шения, как правило, на границах аустенитных зерен на около - шовном участке ЗТВ, примыкающих к линии сплавления (рис. 6.11). Протяженность очагов трещин составляет несколько

диаметров аустенитных зерен. При этом разрушение не сопро­вождается заметной пластической деформацией и наблюдается как практически хрупкое. Это позволяет отнести XT к меж - кристаллическому хрупкому разрушению. Дальнейшее разви­тие очага в микро - и макротрещину может носить смешанный или внутризеренный характер.

Отмеченные выше закономерности послужили основанием для формулирования предположительных механизмов разру­шения при образовании очагов XT. Эти механизмы в разных вариантах включают два основных процесса: низкотемператур­ную ползучесть [8, 10] и диффузионное перераспределение во­дорода.

Низкотемпературная ползучесть реализуется путем разви­тия микропластической деформации (МПД) в приграничных зонах зерен [8]. МПД обусловлено наличием в структуре све­жезакаленной стали незакрепленных, способных к скольжению краевых дислокаций при действии сравнительно невысоких на­пряжений. Особенно высока плотность дислокаций в мартен­сите непосредственно после воздействия термического цикла. Величина МПД лежит в диапазоне 10~6—10~4 и проявляется при напряжениях выше предела неупругости ста (или микроско­
пического предела текучести) (рис. 6.12). МПД является тер­мически активируемым процессом, т. е. ее скорость зависит от температуры и величины приложенных напряжений. После «от­дыха» способность закаленной стали к МПД исчезает. Конеч­ные высокая твердость и предел текучести закаленной стали — результат старения, при котором происходит закрепление дис­локаций атомами углерода. Особенности развития МПД до­статочно хорошо объясняют приведенные выше закономерно­сти замедленного разрушения.

При длительном нагружении по границам зерен развива­ется локальная МПД. В результате последней реализуется

ский предел текучести [8]

межкристаллическое разрушение по схеме Зинера—Стро, пред­полагающей относительное проскальзывание и поворот зерен по границам (рис. 6.13).

Действие диффузионного водорода при образовании ХТ наиболее соответствует одному из механизмов обратимой во­дородной хрупкости [8]. Ее особенность заключается в том, что в условиях медленного нагружения источники водородной хрупкости образуются вследствие диффузионного перераспре­деления водорода и исчезают через некоторое время после сня­тия нагрузки. Разновидностью обратимой хрупкости является водородная статическая усталость, которая проявляется при длительном действии постоянных напряжений, превышающих некоторую критическую величину. Для описания процесса раз­рушения используются различные механизмы: молекулярного давления, адсорбционный, максимальных трехосных напряже­ний и др. При этом важная роль отводится взаимодействию водорода с дислокациями.

Основными факторами, обусловливающими образование ХТ, являются:

1) структурное состояние металла сварного соединения, ха­рактеризуемое наличием составляющих мартенситного и бей - нитного типа (5Д, размером действительного аустенитного зерна (d3);

2) концентрация диффузионного водорода в зоне зарожде­ния очага трещины (Яд);

3) уровень растягивающих сварочных напряжений I рода

(Осв) •

Критическое структурно-водородное и напряженное состоя­ние в ЗТВ, обусловливающее образование XT, может быть опи-

сано регрессионными уравнениями, полученными статистиче - ской обработкой результатов испытаний на замедленное раз­рушение (см. стр. 190) [11, 12]. Критериями критического со­стояния служат критические значения одного из факторов тре - щинообразования (5КР, Яд. Кр, Ор. кр) при учете действующих значений других факторов. Уравнения SKP, Яд. кр, сгр. Кр пред­ставляют собой семейство поверхностей в координатах SA, Яд, С при ОсвІОо,2 — const (рис. 6.14). Пространству ниже этих по­верхностей с определенной вероятностью соответствует отсут­ствие XT в ЗТВ сварного соединения, выше — их образование.

Образование XT возможно также при сварке некоторых а и а + р титановых сплавов [9]. Механизм и причины образова­ния трещин в титановых сплавах менее исследованы, чем для случая сварки легированных сталей. Установлено, что они имеют характер замедленного разрушения. При этом период до разрушения значительно больше, чем у сталей, и может до­стигать несколько десятков суток. Образование трещин свя - зан. о с метастабильным состоянием металла шва и зоны тер­мического влияния после сварки, обусловливающим их пони­женную пластичность.

Склонность технического титана и малолегированных а-сплавов к ХТ связывают с интенсивным ростом зерна при сварке и насыщением газами (Н2, 02, N2) свыше допустимой концентрации. Водород, имеющий пониженную растворимость в a-фазе (до 0,001 %), способен образовывать хрупкий гидрид титана. Последний образуется со значительным положитель­ным объемным эффектом (15,5%) и наряду с охрупчиванием металла может привести к повышению уровня микронапряже­ний 2-го рода. Водород также способен адсорбироваться на границах зерен, снижая их когезионную прочность. Отмечено, что действие водорода усиливается при одновременном насы­щении металла сварного соединения кислородом и азотом. За­медленный характер разрушения, по-видимому, объясняется диффузионным перераспределением водорода и релаксацион­ными процессами в зонах локального действия пиков микро­напряжений, в том числе и по границам зерен.

Склонность к ХТ наблюдается у а +(5-сплавов титана, леги­рованных главным образом эвтектоиднообразующими (5-стаби - лизирующими элементами (Fe, Сг, Мп и др.)- Образование трещин связывают с выделением в процессе фазовых превра­щений хрупких фаз. В процессе охлаждения после сварки при распаде (5-фазы возможно образование метастабильных а', (5(ост) и хрупкой co-фаз, а также хрупких интерметаллидных соединений. Образование интерметаллидов возможно при пе­реходе метастабильных фаз со временем в стабильное состоя­ние. Выделение co-фазы и интерметаллидов на границах зерен ведет к снижению пластичности и повышению склонности к об­разованию ХТ.

Рост зерна в указанных сплавах ограничен в связи с отно­сительно высокой концентрацией легирующих элементов. Охрупчивающее действие водорода проявляется в меньшей степени у этих сплавов по сравнению с а-сплавами, поскольку растворимость водорода в (5-фазе на несколько порядков больше, чем в a-фазе. Замедленный характер разрушения, по - видимому, объясняется развитием во времени превращений в метастабильных фазах и релаксационными процессами в зо­нах действия межфазных напряжений на границах зерен.

Склонность к ХТ наблюдается при сварке некоторых высо­колегированных термоупрочняемых алюминиевых сплавов си­стем А1—Мп—Zn и А1—Zn—Mg—Си [1]. Природа и механизм образования трещин еще недостаточно исследованы. Их воз­никновение связывают с выделением хрупких интерметаллид - ных фаз в процесе старения при охлаждении при сварке и в по- слесварочный период. В результате дисперсионного твердения имеет место относительное упрочнение тела зерна по отноше­нию к приграничным зонам. В процессе релаксаций сварочных напряжений происходит локальное накопление пластических деформаций на границах зерен, их перенапряжение и замед­ленное разрушение.