ТЕОРИЯ сварочных процессов

Холодные трещины в сварных соединениях

ПРИРОДА И МЕХАНИЗМ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН

Холодные трещины (XT) — локальное хрупкое межкристалли - ческое разрушение металла сварных соединений — представляют собой частый сварочный дефект в соединениях углеродистых и легированных сталей, если при сварке они претерпевают частич­ную или полную закалку) Трещины образуются после окончания сварки в процессе охлаждения ниже температуры 420...370 К или в течение последующих суток. Они могут возникать во всех зонах сварного соединения и располагаться параллельно или перпендикулярно оси шва (рис. 13.25). Место образования и направление трещин зависит от состава шва и основного ме­талла, соотношения компонент сварочных напряжений и неко­торых других обстоятельств. (Наиболее часты продольные XT в ОШЗ. Образование XT начинается с возникновения их очагов на границах аустенитных зерен на участке ОШЗ, примыкающем к линии сплавления (рис. 13.26). Протяженность очагов трещин

составляет не более двух-трех диаметров аустенитных зерен. При этом разрушение не сопровождается заметной пластиче­ской деформацией и наблюдается как практически хрупкое. Дальнейшее развитие очага в холодную микро - и макротрещину может носить смешанный характер, т. е. проходить как по гра­ницам, так и по телу зерен. Развитие трещин, особенно по телу зерен, сопровождается заметной пластической деформацией. Из­лом XT светлый без следов окисления: блестящий крупнокри­сталлический в зоне очага и матовый мелкозернистый в зоне развития трещины.

Холодные трещины — один из случаев замедленного разру­шения «свежезакаленной» стали. Закономерности замедленного разрушения следующие: 1) разрушение носит межкристалличе - ский характер; 2) разрушение происходит через некоторый инку­бационный период после приложения нагрузки при условии де­формирования с малыми скоростями (fe ^ 10-4 с ) или действия постоянного усилия; 3) сопротивляемость замедленному разру­шению значительно меньше кратковременной прочности и зави­сит от времени действия нагрузки (рис. 13.27); 4) сопротив­ляемость замедленному разрушению стремится к некоторому ми­нимальному значению (opmin), которое соответствует периоду времени 10...20 ч после окончания термического воздействия и приложения минимальной разрушающей нагрузки; затем сопро­тивляемость разрушению возрастает в течение от 1 сут до 10 сут в результате так называемого процесса «отдыха»; 5) склонность к замедленному разрушению полностью подавляется при охлаж­дении ниже 200 К, восстанавливаясь при последующем нагреве до нормальной температуры, заметно ослабляется при нагреве до 370...420 К и полностью исчезает при нагреве до 470...570 К.

Зарождение очага замедленного разрушения свежезакален­ной стали связывают с микропластической деформацией (МИД) в приграничных зонах зерен. Наличие в структуре такой стали

незакрепленных, способных к скольжению дислокаций при дейст­вии сравнительно невысоких напряжений обусловливает МПД. Особенно высока плотность дислокаций в свежезакаленном мартенсите. Значение МПД лежит в диапазоне 10~6...10_4 и проявляется прн напряжениях выше предела неупругости или микроскопического предела текучести оа (рис. 13.28). Процесс МПД — термически активируемый, т. е. его скорость зависит от температуры и значения 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.

.Механизм межкристаллического разрушения діри образова­нии очагов замедленного" разрушения может быть объяснен тем, что максимальные плотность дислокаций и интенсивность МПД приходятся на приграничные зоны зерен. Это обусловлено тем, что мартенситное превращение начинается в центральных частях зерен в верхней части температурного интервала превращения, а заканчивается в приграничных зонах в нижней части этого интервала. Кроме того, при образовании пластинчатого мартен­сита его иглы при выходе на границы зерен вызывают в зонах, примыкающих к ним, появление высоких плотности дислокаций и уровня микронапряжений. При длительном нагружении по границам зерен развивается локальная МПД, в результате чего реализуется межкристаллическое разрушение по схеме Зинера — Стро, предполагающей относительное проскальзывание и поворот Зерен по границам (рис. 13.29).

Основные факторы, обусловливающие образование холодных трещин, следующие:

1) структурное состояние металла сварного соединения SA, характеризуемое наличием составляющих мартенситного и бей­нитного типа и размером действительного аустенитного зерна ch;

2) концентрация диффузионного водорода в зоне зарождения трещины Нд;

3) уровень растягивающх сварочных напряжений I рода Осв-

Критическое структурно-во­дородное и напряженное со­стояния в ОШЗ, обусловлива­ющее образование XT, описы­вается ниже приведенными со­отношениями. Они получены статистической обработкой ре­зультатов испытаний на за­медленное разрушение образ­цов основного металла в струк­
турно-водородном состоянии ОШЗ с помощью программы ре­грессионного анализа с применением ЭВМ. В качестве функции отклика выбирались критические значения факторов трегцино - образования: количественный состав структуры (S„p), концентра­ции диффузионного водорода Ндкр и уровня средних разрушаю­щих напряжений ОкР:

SKp = 714,754 + 37,467Нд(т' - 231,0060 + 37,09343* + + 14,943Нд + 1900,2404, - 54,444НД43 + 27,941(*)2 -

— 313,425Со' — 197,069НД — 324,147* — 1161,793* —

- 527,92С2 - 42,65СНД + 299,6541; R = 0,997; 5S = 4,4; (13.8) Ндкр = 6,017 + 2,545*ст' + 0,002S«o' - 0,581С* + 0,191 (о')2 -

- 14,099* + 3,53*2 - 0,0145д - 2,61а' - 7,1640+20,8890* + + 0,023Sa* + 0,009CSa + 1,822С2; R = 0,999; SH = 0,034;

(13.9)

а', = 2,753 - 0,51Нд* + 0,307СНД + 0,017НІ - 4,1860-

— 0,005S„ - 4,457* + 10,2130* - 0,54НД + 0,005CSfl + + 0,005S«* + 1,021 С2 + 0,05841; R=0,998; S0= 0,024, (13.10)

где С — содержание углерода, %; Sa — действительное содержа­ние структурных составляющих, % ( + 5Д—мартенсит, осталь­ное бейнит, — SA — ферритоперлит, остальное бейнит); 43 — диа­метр действительного аустенитного зерна, мм; Нд — действитель­ная концентрация диффузионного водорода, см3/1(Ю г (определе­на хроматографическим методом); а' — относительный уровень нормальных сварочных напряжений в анализируемом слое (а' = Осв/аодошз); R — коэффициент корреляции; S — стандарт­ные ошибки.

Регрессионные уравнения действительны для сталей, химиче­ский состав которых изменяется в следующих пределах: 0,08...0,45% С, 0,30... 1,40 % Si, 0,30...2,0%Мп, до 2,00%Сг, до 4,00%Ni, до 0,60%Мо, до 0,20V, GKB > 0,45. Уравнения SKp, Ндкр и ОкР представляют собой семейство поверхностей в координа­тах S, Нд, С при постоянных значениях аСв/ао,20шз и 43 (рис. 13.30). Пространству ниже этих поверхностей с определенной вероят­ностью соответствует отсутствие XT в ОШЗ сварного соединения, выше — их образование.

Для оценки стойкости сварных соединений против образо­вания XT в ОШЗ необходимо действительную структуру (либо максимальную концентрацию диффузионного водорода или макси­мальное значение нормальной компоненты сварочных напряже­ний) сопоставить с критической [формула (13.8)]. При этом для указанного анализа необходимо иметь количественные дан­ные обо всех основных факторах, обусловливающих образова­ние XT. Например, при сопоставлении структур требуется учи­тывать концентрацию диффузионного водорода и значения сва­рочных напряжений. Количественная оценка структуры ОШЗ
может быть получена опытным путем или при­ближенно расчетом (13.3)

...(134). Определение концентрации Нд в ОШЗ — сложная задача, решить которую в настоящее вре­мя можно только путем расчета в связи с боль­шими градиентами рас­пределения водорода по ширине ОШЗ.

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

1) атомарный (или ионизированный) — раст­воренный в кристалличе­ской решетке до предела растворимости (равновес­ный), растворенный сверх предела растворимости (неравновес­ный), связанный с дефектами решетки (скопившийся в суб - микроскопических «ловушках»);

2) молекулярный — скопившийся в микро - и макропорах («коллекторах»);

3) диффууионно-подвижный (Нд — способный к диффузион­ному перемещению в решетке при появлении градиентов кон­центраций, температур, напряжений, растворимости (в случае разнородных металлов); к этой форме относится атомарный водород, растворенный в решетке;

4) закрепленный — не способный к диффузии в металле при данных условиях; к этой форме может относиться атомарный водород в ловушках и молекулярный в коллекторах.

Все формы водорода находятся в термодинамическом рав­новесии, зависящем от температуры. При повышении темпера­туры свыше определенного уровня начинается з&метный переход одних его форм в другие: растворимый неравновесный — в рав­новесный, связанный в ловушках — в растворимый, молекуляр­ный — в атомарный.

Поскольку всегда на поверхности ограниченного тела су­ществует градиент концентрации водорода, происходит непре­рывный выход Нд в атмосферу. Через определенный промежуток времени практически весь водород должен десорбироваться из металла, учитывая переход от одной формы существования во­дорода к другой. При нормальной температуре относительно быстро десорбируется из металла основная часть Нл, причем пе­реход закрепленного водорода в Нд развивается чрезвычайно
медленно, т. е. закрепленный водород остается в металле прак­тически неограниченное время. В сумме концентрации закреп­ленного водорода и неуспевшего выделиться к данному моменту Нд составляют концентрацию остаточного водорода Н0.

Распределение Нд по объему сварного соединения и его концен­трацию в любой заданной точке определяют экспериментально­расчетным способом. Способ состоит в экспериментальном определении исходной концентрации диффузионного водорода в металле шва НШ(оь установлении зависимости коэффициен­та диффузии водорода £)„ от температуры для шва, ЗТВ и основного металла и параметров перехода остаточного (метал­лургического) водорода Н0 в основном металле в Нд и обратно при сварочном нагреве и охлаждении. Расчетная часть заклю­чается в решении тепловой задачи для заданных типа сварного соединения, режима сварки и решения диффузионной задачи. Последняя для сварки однородных материалов представляет численное решение дифференциального уравнения второго зако­на Фика, описывающего неизотермическую диффузию водорода с учетом термодиффузионных потоков в двумерной системе коорди­нат:

не _ д dt ~~ ду

где С — концентрация Нд, см3/100 г; t— время, с; £)н — эффек­тивный коэффициент диффузии водорода, зависящий от темпе­ратуры, см2/с; % — термоградиентный коэффициент, см2/(100 г-К); у, z — координаты, см.

Одно из главных начальных условий для решения (13.11) — учет достоверного значения Нш(0). Для определения Нш(0) в сва­рочной практике применяют ряд методов: «карандашную»

спиртовую или глицериновую пробы, вакуумный (методы ЛПИ и МИС) и хроматографический (метод ИЭС). Наиболее простая «карандашная» проба заключается в наплавке в медную охлаж­даемую водой изложницу образца размером 8X12X70 мм, не­медленной закалке в воду и помещении его в специальную про­бирку (эвдиометр) со спиртом (или глицерином, подогретым до

310.. .340 К) (рис. 13.31). Весь выделившийся в эвдиометре Нд принимают за НШ(0). Полное время выделения Нд составляет 5 сут. Наиболее точный хроматографический метод предусмат­ривает наплавку валика на поверхность пластинчатого образца 8X7,5X25 мм, его немедленную закалку и помещение в герме­тичную камеру. По мере выделения водорода через камеру периодически пропускаются газ-носитель (аргон), смесь которого с водородом анализируют хроматографом. Камеру устанавли­вают в печь с температурой 420 К, при которой существенно ускоряется выход Нд, но еще не происходит перехода остаточ­

ного водорода в Нд. В результате подогрева образца время испытания сокращается с 5 сут до 2 ч. Значения НШ(о>, получен­ные хроматографическим методом, примерно в 2 раза превышают полученные карандашной спиртовой пробой. Расчет диффузион­ного перераспределения Нд выполняют относительно принятого НШ(о), определенного тем или иным методом.

Решение тепловой и диффузионной задачи выполняют чис­ленным методом с помощью ЭВМ. Результаты расчета рас­пределения Нд для стыкового многослойного соединения с Х-об - разной разделкой приведены на рис. 13.32. Основные зависимо­сти насыщения сварных соединений водородом следующие:

1) насыщение различных зон соединения водородом можно охарактеризовать двумя параметрами — значением максималь­ной концентрации Нд тах и временем достижения этой или задан­ной концентрации t maxi

2) для заданных составов шва и основного металла, толщи­ны металла и типа разделки параметры вида Нд1Г, аХ в основном определяются Нш(о), а параметры вида £тах — тепловым режимом сварки. Так, H^fx = (0,3...0,6)Нш(о); изменяется в пределах от нуля до нескольких десятков часов после сварки.

Сварочные напряжения могут быть определены эксперимен­тальным или расчетным путем. Экспериментальный метод поз­воляет оценить средние значения напряжений в шве и ЗТВ на сравнительно большой базе. Однако найти распределение напря­жений в ОШЗ, где градиент их изменения весьма велик, экспе­риментальным методом нельзя. В принципе такое распределение может быть найдено расчетным путем (рассматривается в курсе сварочных деформаций и напряжений), однако расчет свароч-

ных напряжений очень сложен и практически возможен только для ряда частных случаев

Для случая сварки жестко заделанных по концам элементов поперечные сварочные напряжения, вызванные усадкой шва, мо­гут быть ориентировочно определены по приведенному ниже выражению, описывающему их распределение в ОШЗ по толщи­не листа (по оси OZ).

(г) Е 1 6 f л a q и

~ 2b3 (1 + 4ег/б2) бДЛ су нб Є,1°ш _

- е/226зтв) {1 +т1£Д2Аз.10>)п ’ (13 12)

ГДе Д—модуль упругости, МПа; Ь3 — длина свариваемых эле­ментов от центра шва до заделки, см; е—эксцентриситет (рас­стояние от центра тяжести сечения шва до середины сваривае­мого листа по вертикальной оси Oz), см; z — расстояние от расчетной точки до середины листа по вертикальной оси Oz, см (вверх от середины листа z не меньше нуля, вниз — больше нуля); б — толщина листа, см; бш—высота шва, см; q — эф­фективная мощность источника теплоты, Дж/с, v — скорость сварки, см/с; а—термический коэффициент, 1/К; су—-объем­ная теплоемкость, Дж/(см3*К); ец и є/2 — фазовая деформация шва и ЗТВ, %; Ьш и бзтв—ширина шва и ЗТВ, см; A, m и п — экспериментальные коэффициенты (приняты соответственно рав­ными 1,0; 0,086, 0,37).

СПОСОБЫ ОЦЕНКИ СКЛОННОСТИ МЕТАЛЛА

СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ К ХОЛОДНЫМ ТРЕЩИНАМ

Способы оценки склонности к трещинам подразделяют на:

1) косвенные и прямые (по характеру процедуры оценки);

2) качественные и количественные (по характеру критерия оценки);

3) сравнительные и абсолютные (по характеру использова­ния критериев оценки).

Косвенные способы позволяют оценивать склонность к тре­щинам расчетным путем по химическому составу стали без ис­пытания сварных соединений. Один из таких способов — оценка потенциальной склонности стали по значению эквивалента угле­рода Сэкв [см. (13 5)]. Значение Сэкв характеризует прокаливае - мость стали, т. е. пропорционально ее критическим скоростям охлаждения, обусловливающим закалку ш„2 и шмі. При задан­ном термическом цикле чем больше Сэкв, тем больше содержа­ние закалочных составляющих в структуре в ЗТВ. Однако Сэкв не учитывав их свойств, например, тетрагональности и твердо­сти мартенсита, которые определяются содержанием углерода. Следовательно, учитывая (13 5), Сзкв можно использовать в ка­честве сравнительного количественного показателя потенциаль­ной склонности различных марок стали к образованию трещин при условии, что содержания С и концентрации Нд в них равны. По данным практики, при Сэкв>0,45% стали часто становятся потенциально склонными к образованию трещин.

Более совершенен расчет стойкости сварных соединений про­тив образования XT, основанный на сопоставлении действитель­ного структурно-водородного и напряженного состояния с крити­ческим. Такой расчет на ЭВМ по программе, включающей решение тепловой задачи, расчет структуры, распределения диф­фузионного водорода, сварочных напряжений выполняется в со­ответствии с зависимостями (13 2)...(13.4), (13.11), (13.12). Программа позволяет оценить выбранные материалы, конструк­тивный и технологический варианты изготовления сварных узлов. С помощью программы могут быть составлены технологические карты свариваемости, наглядно иллюстрирующие развитие физи­ческих процессов, ответственных за образование трещин, в за­висимости от температуры подогрева ТП. Карты позволяют определить необходимую температуру подогрева и допустимое

290 550350 570 3W W S50 Ш W Гп, К “"“ISO 530 350370 390 010 050 W 090 Г„,/(

Рис 13 33 Технологическая карта свариваемости (холодные трещины в стали типа 18Х2Н4МА (С = 0,11%) толщиной 40 мм применительно к пробе СЭВ 19ХТ (Вз = 50 мм) Автоматическая сварка под флюсом, q/v = 45 818 Дж/см, шов Св ОЗХГНЗМД, Нш (0| = 4, 3,4 и 3,05 см3/100 г

содержание водорода в шве, предотвращающие трещины (рис. 13.33).

Наиболее труден при составлении программы расчет свароч­ных напряжений. Существующие программы (например, «МВТУ-ЛТП2-Трещиностойкость») разработаны применительно к стыковым сварным соединениям жестко заделанных элементов типа стандартной технологической пробы СЭВ-19ХТ (рассмотре­на ниже) с использованием (13 12).

Прямые способы оценки склонности сталей к XT включают сварочные технологические пробы и специализированные меха­нические испытания сварных соединений. Пробы представляют собой сварные образцы, конструкция и технология сварки которых вызывают интенсивное развитие одного или нескольких основных факторов, обусловливающих образование трещин. По назначению пробы разделяют на лабораторные и отрасле­вые. Лабораторные пробы дают сравнительную оценку материа-

лов безотносительно к их применению для изготовления ка­кого-либо вида сварных конструкций Пробы отраслевого назна­чения оценивают материалы в условиях, максимально прибли­женных к конструктивным, технологическим и климатическим условиям изготовления сварных конструкций определенного ви­да. С их помощью окончательно выбирают материалы и техно­логию, обеспечивающие отсутствие трещин при изготовлении конструкций.

Одна из наиболее эффективных лабораторных проб — стан­дартная проба СЭВ-19ХТ по ГОСТ 26388—84 (рис. 13.34). Ис­пытанию подвергают набор из трех плоских прямоугольных стыковых образцов /, различающихся длиной свариваемых эле­ментов (2Ь = 100, 2&2 = 150, 2&з == 300 мм) Перед сваркой об­разцы закрепляют в жестком зажимном приспособлении 2. Весь набор образцов сваривают одновременно за один проход на стандартных режимах для каждого способа сварки и толщины стали. После сварки образцы выдерживают в закрепленном со­стоянии в течение 20 ч. В результате усадки сварного шва в соединениях развиваются поперечные сварочные напряжения, обратно пропорциональные длине образцов. Ориентировочно их значение может быть определено по формуле (13.12). При дли­тельном действии этих напряжений возможно замедленное раз­рушение металла ОШЗ, которое проявляется в виде образова-

ния XT. Трещины выявляют визуальным осмотром, а также трав­лением поверхности и корня шва, а также прилегающей к нему ЗТВ 5%-ным водным раствором азотной кислоты. После про­сушки образцы разрушают. Протравленные части излома, выяв­ляемые визуальным осмотром с помощью лупы трехкратного увеличения, принимают за образовавшиеся при испытании XT. За показатель склонности металла сварных соединений к обра­зованию XT принимают максимальную длину свариваемых эле­ментов, в которых образуются трещины (2Ькр), а в качестве до­полнительного количественного показателя — процентное отноше­ние суммарной длины трещины U к длине шва 100, %)

или минимальную температуру подогрева, при которой уже не образуются XT Тп ІТ11П*

Одна из проб отраслевого назначения — проба ВНИИТС. Проба представляет собой натурный образец, воспроизводящий многослойное стыковое соединение судовых корпусных конструк­ций (рис. 13.35). Сварку пробы выполняют по технологии, принятой при производстве подобного рода конструкций. На­чальная температура образца составляет 250...500 К. После выдержки пробы более 1 сут ее с помощью анодно-механиче­ской резки разрезают на поперечные и продольные темплеты, из которых изготавливают металлографические шлифы. Трещины выявляют визуальным осмотром шлифов с применением лупы трехкратного увеличения. Показателем стойкости сварных сое­динений против трещин служит начальная температура, при которой не образуются трещины.

Метод специализированных механических испытаний основан на замедленном разрушении сварных образцов внешними по­стоянными длительно действующими нагрузками. Серию образ­цов нагружают различными по значению нагрузками непо­средственно после окончания сварки и выдерживают их под

нагрузкой в течение 20—24 ч. За сравнительный количественный показатель сопротивляемости металла сварных соединений об­разованию XT принимают минимальное растягивающее напряже­ние от внешней нагрузки ор тт, при котором начинают образовы­ваться трещины' (см. рис. 13.27). Указанный метод учитывает, что XT имеют характер замедленного разрушения и образуются в послесварочный период, а предусмотренный им режим на­гружения воспроизводит действие различных по значению оста­точных сварочных напряжений. Разновидности этого метода отличаются формой и размерами образцов, технологией их сварки, процедурой выявления трещин и применяемым испыта­тельным оборудованием.

По методу ЛТП2 в зависимости от толщины стали испытыва­ют образцы нескольких типов (рис. 13.36) (ГОСТ 26338—84). Образцы сваривают в медных охлаждаемых водой зажимных приспособлениях, позволяющих регулировать и задавать требуе­мый СТЦ. В момент времени, когда образцы охлаждаются до

420.. .320 К, их нагружают: плоские круглые образцы толщиной

1.. .3 мм — по схеме изгиба жестко заделанной по контуру плас­тины распределенной нагрузкой р, тавровые образцы из стали толщиной 10...20 мм — изгибающим моментом MK3r=Ph. В ре­зультате. испытаний определяют приближенные значения раз­рушающих напряжений по соотношениям теории упругости:

для плоского образца

0Л = а, = 0,12 (D,/s)2p + 4,4- 10-4(l/£)(D^s)V;

для таврового образца Оу — 6МЮІ/ (бР),

где Ь — ширина образца; k — средний катет шва на вертикаль­ной стенке образца.

Метод «имплант», предложенный французскими исследовате­лями, предусматривает испытание цилиндрического образца - вставки (имплаита) с винтовым надрезом (рис. 13 37) (ГОСТ 26388—84). Образец монтируют на скользящей посадке в отверстие пластины, на которую наплавляют сварной валик и одновременно переплавляют верхнюю часть образца; СТЦ регулируют, изменяя q/v. За стандартный СТЦ принят цикл с fe/5, равным 10 с. В процессе охлаждения в диапазоне 420... 370 К. образцы нагружают постоянным растягивающим усилием. Разрушающие напряжения рассчитывают относительно попереч­ного сечения образца в надрезе без учета концентрации напря­жений.

Показатели сопротивляемости трещинам, получаемые с по­мощью механических испытаний, оценивают только технологиче­скую прочность металла в условиях СТДЦ, поэтому они не могут быть непосредственно применены для оценки стойкости сварных соединений и конструкций против трещин, так как образование холодных трещин зависит также от значения сварочных на­пряжений в сварных конструкциях. В принципе такая оценка может быть выполнена путем сопоставления показателя сопро­тивляемости трещинам н сварочных напряжений в одной и той же зоне сварного соединения.

СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ СОПРОТИВЛЯЕМОСТИ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ХОЛОДНЫМ ТРЕЩИНАМ

Способы предотвращения холодных трещин в сварных соеди­нениях направлены на уменьшение или устранение отрицатель­ного действия основных факторов, обусловливающих их образо­вание, путем: 1) регулирования структуры металла сварных сое­динений; 2) снижения концентрации диффузионного водорода в шве; 3) уменьшения уровня сварочных напряжений. Способы регулирования структуры рассмотрены в п. 13.3 Наиболее часто для предотвращения холодных трещин применяют предваритель­ный нли последующий подогрев сварных соединений При сварке углеродистых и низколегированных сталей, не содержащих ак­тивных карбидообразующих, подогрев может исключить закалоч­ные структуры в шве и ЗТВ. Кроме того, подогрев способствует интенсивному удалению Нд из соединения. При невозможности или нецелесообразности применения подогрева проводят низкий или высокий отпуск сварных узлов непосредственно после сварки. Для предотвращения XT в ряде случаев (мартенситные стали небольших толщин) достаточен местный кратковременный отпуск с помощью индуктора ТВЧ или других концентрированных источ­ников теплоты с нагревом до 1000 К в течение 2.. 3 мин

Состав металла шва оказывает существенное влияние на соп­ротивляемость ОШЗ, однако механизм влияния шва на ОШЗ еще недостаточно изучен. Эффективно применение сварочных материалов, имеющих более низкие температуры кристаллиза­ции, превращения аустенита, чем у основного металла, а также имеющих повышенную растворимость водорода и пониженный коэффициент его диффузии. Этими эффектами отчасти можно объяснить значительное повышение сопротивляемости ОШЗ трещинам при применении аустенитных сварочных материалов вместо ферритоперлитных. В отношении ферритоперлитных сва­рочных материалов имеются данные, что оптимально превыше­ние температур распада аустенита в шве над температурой рас­пада аустенита в ОШЗ на 80 ..100 К.

Способы снижения концентрации водорода в металле сварных швов главным образом основаны на устранении источников, снабжающих атмосферу дуги водородом. Это прокалка электро­дов с фтористо-кальциевыми покрытиями при 720...770 К, низкокрем­нистых флюсов при 870 К и фтористо-кальциевых при 1170 К в тече­ние 3...5 ч; осушение защитных газов селикагелем, чтобы их точка росы поддерживалась на уровне не выше 218 К, очистка свариваемых кромок и сварочной проволоки от ржавчины, масла и других загрязнений.

В ряде случаев предусматривают связывание водорода в ат­мосфере дуги в нерастворимые в жидком железе соединения. В этом отношении эффективны основные покрытия электродов и флюсы с максимально возможным содержанием CaF2, а также

содержащие прокатную окалину FeO. Аналогичный эффект до­стигается при сварке в атмосфере смеси СО2+О2 (20%) и СОг + хладон12 (5%).

Мероприятия по снижению уровня сварочных напряжений всегда способствуют повышению стойкости сварных соединений, против трещин. Способы регулирования напряжений рассмотре­ны выше (см. гл. 11).