ТЕОРИЯ сварочных процессов

Горячие трещины при сварке

Горячие трещины при сварке - это хрупкие межкристаллитные разрушения шва и зоны термического влияния, наиболее часто возникающие в твердожидком состоянии при завершении кристал­лизации (рис. 12.52). Возможно также образование горячих тре­щин в твердом состоянии при высоких темературах на этапе пре-

Рис. 12.52. Виды горячих трещин в шве и около- шовной зоне (/ и 2 - про­дольные; 3 и 4 - попереч­ные)

. имущественного развития межзеренной деформации. Потенциаль­ную склонность к образованию горячих трещин имеют все конст­рукционные сплавы при любых видах сварки плавлением, а также при некоторых видах сварки давлением, сопровождающихся на­гревом металла до подсолидусных температур.

Согласно физической модели процесса, разработанной

Н. Н. Прохоровым, горячие трещины образуются при критическом сочетании значений следующих факторов:

- температурного интервала хрупкости[2] (ТИХ) в период кри­сталлизации металла шва, °С;

а б в

Рис. 12.53. Схема процесса образования горячих трещин в сварных швах: а - диаграмма состояния сплава (С, - состав сплава; Гл, ТСУ Тс н - температуры ликвидуса, равновесного и неравновесного солидуса); б - процесс кристаллиза­ции сварного шва; в - распределение пластичности б (ТИХ - температурный ин­тервал хрупкости; 5mjn - минимальная пластичность в ТИХ; є - интенсивность сварочных деформаций; Ж, ТВ - жидкая и твердая фазы)

- минимальной пластичности в ТИХ 5mjn, %;

- темпа высокотемпературной сварочной деформации а, %/°С.

В начальный период кристаллизации (рис. 12.53) появление

твердой фазы не снижает деформационную способность сплава, так как деформирование металла происходит в результате относитель­ного перемещения участков твердой фазы и циркуляции жидкой фазы между ними. По мере дальнейшего охлаждения сплавов не­прерывно снижается объем жидкой фазы и металл переходит в твердожидкое состояние, что приводит к соприкосновению кри­сталлитов при деформировании. Это ограничивает циркуляцию жидкой фазы и резко снижает деформационную способность сплава

до минимума (5^). Температура, соответствующая этому состоя­нию, называется верхней границей ТИХ (Гвг), При деформации такого металла кристаллиты воспринимают в местах контакта на­пряжения, что приводит к появлению определенного уровня сопро­тивления деформированию. Этому соответствует начало развития высокотемпературной собственной сварочной деформации. Нижняя граница ТИХ (Гнг) соответствует неравновесному солидусу Гс н, при котором еще сохраняются тонкие жидкие прослойки между

кристаллитами. При охлаждении сплава ниже Тн г жидкая фаза пол­ностью затвердевает и деформационная способность сплава резко возрастает и достигает максимума, так как деформация распростра­няется на весь объем полностью затвердевшего металла.

Размер ТИХ в основном определяется химическим составом сплавов. В первом приближении для оценки ТИХ используют диа­грамму состояния сплава. Для равновесных условий кристаллиза­ции (например, охлаждение расплава в печи) за ТИХ принимают

нижнюю половину интервала кристаллизации [(Гл - Тс)/2, для не­равновесных условий кристаллизации, например при сварке, Гн г

соответствует неравновесному солидусу Гс. н (рис. 12.53, а, б).

В реальных условиях на длину ТИХ оказывают влияние сле­дующие факторы: не учитываемые при построении диаграммы состояния примеси, степень МХН металла шва и др. В этом случае более точно размер ТИХ определяют экспериментальным путем. Применяют два экспериментальных способа определения ТИХ. Первый - заключается в имитации сварочного термического цикла в стержневых или пластинчатых образцах путем электроконтакт-

ного или индукционного нагрева до температуры ^гпах (немного выше предполагаемой 7^) и испытания растяжением при различ­ных температурах на этапах нагрева и охлаждения. По результатам испытания определяют зависимость 8 от Г (рис. 12.53, в). Темпера­турные границы участка этой зависимости с минимальной пла­стичностью принимают за границы ТИХ. Второй способ преду - . сматривает растяжение образца при сварке с большой скоростью деформации, обеспечивающей образование продольной горячей трещины в сварном шве. Одновременно фиксируется распределе­ние температуры по оси шва. Сопоставляя координаты начала и конца горячей трещины с соответствующими им температурами, определяют границы ТИХ. Следует отметить, что реализация экс­периментальных способов оценки границ ТИХ сопряжена с опре­деленными методическими и инструментальными трудностями, связанными с необходимостью введения в расплавленный металл шва термопар, установки датчиков деформации в зонах с высокой температурой и т. п.

Минимальная пластичность в ТИХ определяется структурой и свойствами металла в твердожидком состоянии на завершающем этапе кристаллизации: формой и размерами кристаллитов, количе­ством и распределением жидкой фазы в межкристаллитных про­странствах, свойствами жидкой фазы (жидкотекучестью, вязко­стью, прочностью в зависимости от объемности напряженно - деформированного состояния и др.). В сварных швах в зоне обра­зования продольных кристаллизационных горячих трещин по оси шва эти параметры зависят от следующих основных факторов:

1) характера кристаллизации (равноосная, столбчатая);

2) типа кристаллизации (дендритный, ячеисто-дендритный и ячеистый);

3) угла схождения осей противоположно растущих кристалли­тов (срастание кристаллитов боковыми гранями или их вершина­ми);

4) размера поперечных сечений элементов кристаллитов - (мелко - и крупнокристаллитные швы);

5) степени межкристаллитной МХН (минимальная при сраста­нии кристаллитов гранями, максимальная при срастании верши­нами);

6) количества и состава жидкой эвтектической фазы в период завершения затвердевания (полностью или частично заполняющей межкристаллитные пространства);

7) распределения высокотемпературных деформаций по попе­речному сечению шва (относительное равномерное или сконцен­трированное в зоне срастания кристаллитов в центре шва).

Заключенные в скобки первые характеристики факторов соот­ветствуют относительно высоким значениям минимальной пла­стичности 5min, а вторые - относительно низким значениям 5min при прочих равных факторах.

Определение минимальной пластичности сварных швов в ТИХ расчетным методом с использованием теории механики двухфаз­ных сред является сложнейшей задачей, и ее решение пока не дало положительных результатов. Экспериментальные методы опреде­ления минимальной пластичности аналогичны методам, приме­няемым для определения границ ТИХ, и являются весьма слож­ными в реализации. Поэтому данных о минимальной пластичности немного. Если судить по имеющимся данным, то значения 5min находится приблизительно в диапазоне 0,15... 1,5 %.

Высокотемпературная сварочная деформация єс получает

развитие при температуре Тв г, что соответствует появлению со­противления двухфазного твердожидкого металла деформироЕа -

нию. Интенсивность этих деформаций количественно определяет ся темпом деформации (см. разд. 12.9): в дифференциальном виде

dz

а = — (12.66)

dT

и в приращениях

а=—, (12.67)

АГ

где Дє - приращение высокотемпературной деформации за время охлаждения на АГ в определенном узком диапазоне температур - Вероятность разрушения металла шва определяется его деф°Р - мационной способностью в ТИХ. Количественно деформацион­ную способность оценивают критическим темпом деформации акр. Если принять закономерность нарастания деформации в ТИХ линейной, то критический темп деформации акр численно равеН tgpKp (см. рис. 12.53, в), т. е.

6.

_ wmin

а

(12-68)

ТИХ

кр

Угол ркр - угол наклона касательной к кривой зависимости & температуры.

Превышение действительным темпом деформации критинеч ского (ад > акр) в ТИХ приводит к исчерпанию пластически^ свойств металла и образованию горячих трещин.

Параметр акр принимается за показатель сопротивляемся™Ь сварных швов образованию горячих трещин, которая является техч нологическим свойством металла сварного соединения и служи> для относительной сравнительной оценки швов различного соста^ ва, типа сварного соединения, способа и режима сварки и дрУгиЧ конструктивно-технологических параметров. Отсутствие гор#чиЧ трещин в сварном соединении реальной конструкции классифИВД - руется как стойкость металла соединения против образован**^ горячих трещин и соответствует условию, при котором действу тельный темп деформации меньше критического.

Действительный темп высокотемпературной деформации ПР^ сварке конструкций зависит от многих факторов, основным** **з которых являются жесткость закрепления свариваемых элементов

и удельная погонная энергия. В середине шва - чем больше значе­ния этих параметров, тем выше темп деформации. На начальном и конечном участках шва имеют место изгибные составляющие де­формации, вызывающие расхождение свариваемых кромок, темп деформации зависит обратно пропорционально от жесткости со­единения, т. е. чем меньше жесткость, тем выше темп деформации (см. разд. 12.9).

В некоторых сплавах возможно существование нескольких температурных интервалов хрупкости: ТИХ], ТИХц и ТИХщ. ТИХ] находится в нижней части интервала кристаллизации и ха­рактерен для всех сплавов, ТИХц и ТИХщ существуют у некото­рых сплавов в твердофазном состоянии металла при температурах ниже температуры неравновесного солидуса Гс н. Горячие трещи­ны в ТИХ] образуются по жидким прослойкам в период заверше­ния кристаллизации шва, а также в околошовной зоне по оплав­ленным границам в период нагрева. Горячие трещины такого типа называются кристаллизационными или ликвационными трещина­ми соответственно в шве и в околошовной зоне. Эти трещины ха­рактерны для всех типов сплавов.

Горячие трещины в ТИХц образуются в закристаллизовавших­ся шве и околошовной зоне в период интенсивного развития про­цессов самодиффузии атомов основы сплава и миграции границ зерен. В результате этих процессов происходит межзеренное про­скальзывание и зарождение горячих микротрещин. Горячие тре­щины такого типа называются подсолидусными трещинами. Они характерны для однофазных аустенитных и никелевых сплавов.

Горячие трещины в ТИХц] образуются в результате охрупчи­вания, обусловленного распадом твердого раствора с выпадением мелкодисперсных интерметаллидных и карбонитридных фаз (на­пример, у' - фазы №зТіА1 в высоконикелевых сплавах). Дисперси­онное упрочнение объема зерен приводит к локализации пластиче­ских деформаций по приграничным участкам, относительному проскальзыванию зерен и зарождению горячих микротрещин. Та­кие горячие трещины называются трещинами дисперсионного твердения. Они характерны для высоколегированных гетероген­ных жаропрочных аустенитных сталей и никелевых сплавов.

Методы и критерии оценки сопротивляемости горячих трещин. Для оценки сопротивляемости металла сварных соедине-

ний образованию горячих трещин применяют расчетный и экспе­риментальный методы.

Расчетно-статистический метод основан на использовании параметрических уравнений, составленных с помощью регресси­онного анализа, и применим только для тех сплавов, которые вхо­дят в концентрационные пределы изученных композиций. Одно из параметрических уравнений (по Итамуре) применительно к низко­легированным сварным швам имеет вид

Wg = c(S*p+si/25*Ni/l00)'1(|3. (12.64)

ЗМп + Сг + Mo + V

где HCS (high-temperature cracking sensitivity) - параметр, оцени­вающий (в баллах) склонность сварных швов к образованию кри­сталлизационных горячих трещин; С, S и др. - содержание хими­ческих элементов (в процентах) в металле шва.

Если HCS > 4, то сварные швы потенциально склонны к обра­зованию горячих трещин. Это означает, что в условиях высокого

темпа сварочной деформации в ТИХі возможно образование горя­чих трещин. Параметр HCS позволяет качественно оценивать влияние легирующих элементов и примесей на сопротивляемость металла шва образованию горячих трещин.

Применительно к хромоникелевым аустенитным сварным швам используют параметр, оценивающий степень их аустенитности:

(12.69)

Сгэ Сг +1,37Мо +1,5Si + 2Nb + ЗТі

Ni3 ” Ni + 22C + 0,3 lMn + 14,2N2 + Cu ’

где Cr3 и Ni3 - параметры, так называемые хром - и никель - эквиваленты; Сг, Ni и др. - содержание химических элементов в % (S и Р не более 0,035 %).

Если Cn/Nig < 1,5, то сварные швы потенциально склонны к образованию кристаллизационных горячих трещин. Если Cr/Nbj > > 1,5, то вероятно появление в аустенитном шве ферритной фазы, которая приводит к образованию мелкокристаллитной первичной структуры шва, изменению состава межкристаллитных жидких про­слоек и в результате - к увеличению минимальной пластичности.

Недостатком этих расчетных методов является невозможность учета влияния всех примесей, не входящих в параметрические урав-

Плотность плазмы при этом в каждом месте «автоматически подстраивается» к температуре. Наибольший интерес представля­ют дуговые разряды, существующие при атмосферном давлении, в частности сварочные дуги.

В случае равновесной плазмы нет необходимости вникать в сложную кинетику ионизации газа и гибели электронов; темпера­тура и давление однозначно определяют степень ионизации и электрические или электромагнитные характеристики плазмы. И сам процесс ионизации отличен от того, что происходит в слабо­ионизованной неравновесной плазме, в которой молекулы иони­зуются электронами, непосредственно ускоренными внешним по­лем до потенциала ионизации. В случае равновесной плазмы дей­ствие поля как бы «обезличивается», поле является поставщиком энергии для электронного газа в целом. Термическая ионизация происходит совершенно независимо от того, каким путем в газ по­ступает энергия.

Рассмотрим кратко границы применения термодинамических характеристик в плазме сварочной дуги. Покажем, например, что в дуге существует локальное термическое равновесие, которое уста­навливается достаточно быстро. Электроны при плотности тока j

от электрического поля Е получают в 1 м3 за 1 с энергию

г =jE = eneveE = enebeE^ = т! те, (2.43)

где be = ve/E - подвижность электрона; ve = еЕх/т - дрейфовая скорость электрона (см. (2.30)). Для определения полного числа условных столкновений, испытываемых электроном за 1 с, надо

сложить частоты v всех видов столкновений: с ионами (vе[ = 1/т^),

с атомами (уеа = 1/хеа) и электронами {уее = Мтее):

v*= v« +ve* +vee. (2.44)

Однако для плотной плазмы важно наличие тяжелых частиц (ионов, атомов), при столкновении с которыми вектор скорости электронов претерпевает хаотическое (в среднем равномерное) рассеяние. При этом становится возможным превращение кинети­ческой энергии электронов в энергию беспорядочного теплового движения других частиц. Полная нерегулярность направлений скорости электронов достигается уже после небольшого числа столкновений. Формула для времени пробега теа имеет вид

TOC o "1-5" h z Л. 1 1

*«,= — = 7Г = -Г - (2'45)

®efteQe ^е$е

24 —з 8

Положим пе = 10 м и ve = 10 м/с. Сечение Рамзауэра для

/-> і п-20 2

столкновении электронов с тяжелыми частицами Qe = 10 м

(см. рис. 2.9), a Se = ие0е = 1024 • 10~2° = 104 м"‘.

Тогда для плазмы дуги в аргоне получим время пробега

хеа = 1/(108 • ю4) ~ 10“12 с, (2.46)

т. е. время установления равновесия мало.

При каждом столкновении электрон отдает свою избыточную (но не полную) энергию, полученную от поля напряженностью Е,

прямо пропорционально отношению 2те/та. Таким образом, для

выравнивания температуры газа и электронов необходимо число

3 5 3

та/(2те) = 10 ...10 соударений (здесь 10 примерно соответству­ет отношению масс в водородной плазме, где та ~ 1840 те, а 10 относится к аргоновой или ртутной плазме). В то же время элек­троны непрерывно получают энергию от поля. Поэтому устанав­ливается электронная температура Те, которая превышает темпе­ратуру дуги Гд на величину АТ. Энергия JE, полученная электро­нами от поля (см. (2.43)), должна быть равна энергии, отдаваемой электронами частицам газа при столкновениях в 1 см за 1 с вслед­ствие разности температур АТ = Те - Гд, т. е.

л л 3 2 m

e2neE2Tea/me=-k(Te-Ta)-^nevea. (2.47)

С учетом того, что частота соударений в секунду v = 1/т (т = Л/я), а при максвелловском распределении электронов по скоростям в

кТ

плазме их средняя квадратичная скорость v = (см. разд.

V те

3

2.1), получим, разделив обе части (2.47) на —кТе :

4

КеЕ

{ЪП)кТе

АТ _(Те-Тл)

нения, а также аномальных значений технологических параметров сварки, выходящих за исследованные пределы. Поэтому эти расчет­ные методы рекомендуется применять для приближенных оценок потенциальной склонности сварных швов к образованию трещин.

Экспериментальная оценка склонности к образованию го­рячих трещин выполняется испытаниями с помощью сварочных технологических проб или испытательных машин. При испытани­ях с помощью проб на металл сварного шва воздействуют дефор­мации от усадки шва и формоизменения свариваемых образцов. Специальная конструкция и технология сварки образцов обуслов­ливают повышенные темпы высокотемпературной деформации или малые значения минимальной пластичности. Некоторые схе­мы технологических проб согласно ГОСТ 26389-84 приведены на рис. 12.54. По принципу действия пробы можно разделить на не­сколько видов.

Рис. 12.54. Конструкции образцов сварочных технологических проб на образование горячих трещин: а - с круговым швом; б - тавровый образец; в - с переменной шириной пластин; г - со швом в канавку

1. Рассмотрим пробы повышенной жесткости закрепления свариваемых элементов при сварке. Зависимость темпа деформа­ции от жесткости аналогична приведенной на схеме рис. 12.50 (кривая II).

Образец с круговым швом (рис. 12.54, а) изготовляют из лис­тового металла в виде квадратной пластины с отверстием. При толщине листов 5 > 25 мм применяют составную пластину из че­
тырех пластин, соединенных монтажным швом, с проточкой под круговой шов. Испытуемым является круговой шов или наплавка в круговую канавку. Тавровый образец (рис. 12.54, б) изготовляют из двух пластин размерами 150х 300 и 75x300 толщиной от 15 до 30 мм, соединяемых под прямым углом с помощью двух косынок и монтажных швов. Испытуемый шов сваривают в положении «в тавр» или «в лодочку». Критерием склонности металла сварного соединения к образованию горячих трещин является факт образо­вания трещин в пробах. Относительную степень склонности к об­разованию горячих трещин оценивают суммарной длиной трещин по длине шва или в трех его сечениях.

2. В пробах малой переменной жесткости зависимость темпа деформации от жесткости аналогична приведенной на рис. 12.50 (кривая I). Образцы переменной ширины b (рис. 12.54, в) приме­няют в виде комплекта пластин разной ширины, составляющей 40...200 мм для дуговой сварки и 10...40 мм для лучевой (элек­тронно-лучевой и лазерной) сварки, независимо от толщины пластины. Особенность сварки образцов заключается в том, чтобы закрепление входных и выходных планок не препятствовало рас­крытию зазора. Сварка начинается с образцов большей ширины и заканчивается на образцах, в швах которых образуются горячие трещины. Особенность такого типа проб заключается в том, что горячие трещины начинают образовываться на начальном уча­стке шва.

При испытании образцов переменной ширины склонность к образованию горячих трещин оценивают максимальной шириной Ьтах образцов, в которых начинают образовываться трещины.

3. Испытание пробы с канавками основаны на изменении схемы кристаллизации шва (по существу, минимальной пластичности) пу­тем изменения параметров режима сварки. Образец (рис. 12.54, г) изготовляют из пластин толщиной 8 >40 мм. При толщине образца 5 < 60 мм его приваривают к жесткой плите по флангам швом с катетом 20 мм. Канавки изготовляют с шагом 100 мм. При толщине образца 5 > 60 мм канавки выполняют с двух сторон, они могут иметь V - и U-образные формы пазов. Сварку первоначально выполняют на типовом режиме. При переходе к сварке на других канавках ступенчато увеличивают скорость сварки. При этом со­ответственно увеличивают сварочный ток для обеспечения посто­янства площади поперечного сечения (или высоты) сварного вали­ка. При испытании пробы с канавками за критерий склонности к образованию горячих трещин принимают максимальную скорость сварки, при которой в швах начинают образовываться трещины.

Машинные методы предусматривают испытание образцов в процессе сварки путем растяжения и изгиба (рис. 12.55), а также испытание образцов с имитацией сварочного цикла путем растя­жения. Испытания проводят по ГОСТ 26389-84 с помощью спе­циализированных испытательных машин.

Рис. 12.55. Схема машинных испытаний сварных образцов на образова­ние горячих трещин по методу ЛТП 1: а - испытательная машина (У - образец; 2 и 3 - неподвижный и подвижный за­хваты; 4 - источник сварочного нагрева; - скорость деформации); б и в - схемы испытаний изгибом и растяжением; г - образец с электрошлаковым швом; д - образец с имитацией сварочного термического цикла

Процедура машинных испытаний предусматривает поочередно сварку серии образцов и деформирование швов в процессе их кри­сталлизации с дискретной варьируемой скоростью растяжения. Скорость деформации и соответственно относительного переме­щения свариваемых кромок повышают до появления горячих тре­щин. Сварку стыковых образцов без разделки кромок выполняют в режимах, которые определяют исходя из условия получения пол­ного провара и обратного валика заданной ширины, а сварку сты­ковых образцов с разделкой кромок - исходя из условия получе­ния заданной ширины и высоты шва.

Идентификация трещин в образцах после испытания про­изводится по виду излома, а при невозможности излома - другими неразрушающими методами испытаний.

В результате испытаний 10-15 образцов с дискретным из­менением скорости растяжения шва находят критическую ско­рость растяжения (среднее арифметическое трех минимальных скоростей, при которых образовались трещины) и принимают ее за сравнительный показатель сопротивляемости металла образова­нию горячих трещин (акр, мм/мин) при заданном режиме (терми­ческом цикле) сварки. Чтобы сравнить сопротивляемость образо­ванию горячих трещин при различных термических циклах сварки, применяют показатель - машинный критический темп деформа­ции (ам кр, мм/°С). Его вычисляют по формуле

(12.70)

- скорость деформации, скорость охлаждения. На

dt

основании этого можно записать:

где vKp - средняя критическая скорость деформации, w0 - средняя

скорость охлаждения металла шва в ТИХ.

Испытания образцов с имитацией сварочного термического цикла (рис. 12.55, д) проводят на стержневых или пластинчатых рбразцах, подвергнутых электроконтактному или индукционному нагреву. Рабочая зона таких образцов может иметь структуру око­лошовной зоны или сварного шва. Главная особенность таких ис­пытаний - назначение температуры максимального нагрева. Она должна соответствовать минимальной температуре, при которой достигается оплавление границ зерен по их периметру Ттах > Тс. Образцы подвергаются растяжению до разрушения при темпера­турах в области ТИХ. По результатам испытаний устанавливают зависимость относительного удлинения (сужения) от температуры.

Испытания образцов в ТИХ проводят с целью определения верхней и нижней температурных границ ТИХ и минимальной пластичности в ТИХ (5min, мм или %). По результатам испыта­ний рассчитывают критический темп деформации акр, мм/°С

(или %/°С):

Способы повышения сопротивляемости сварных соедине­ний образованию горячих трещин. Все способы повышения со­противляемости образованию горячих трещин (технологической прочности при сварке в процессе кристаллизации) направлены на регулирование основных факторов, обусловливающих образова­ние трещин: уменьшение ТИХ, увеличение 5mjn, т. е. повышение акр. Для обеспечения стойкости сварных соединений конструкций против горячих трещин одновременно с этим желательно прини­мать меры по снижению действительного темпа высокотемпера­турной деформации. Применяют следующие способы: металлур­гические, технологические, конструктивные.

Металлургический способ предусматривает регулирование состава металла шва, а в некоторой части и состава зоны сплавле­ния путем целенаправленного выбора состава сварочных прово­лок, покрытий электродов, флюсов и управления долей участия основного металла в металле шва. При этом ориентируются на экспериментальные данные о влиянии химических элементов и примесей на сопротивляемость горячих трещин и учитывают их коэффициенты окисления и перехода в соответствии с теорией ме­таллургических процессов при сварке (см. гл. 9). На рис. 12.56 приведена схема, иллюстрирующая относительное влияние хими­ческих элементов и примесей на аМКр для швов углеродистых и низколегированных сталей.

Эффективным средством повышения сопротивляемости обра­зованию горячих трещин является снижение содержания в сталь­ных сварных швах углерода и вредных примесей (серы, фосфора). Полезно снижение содержания никеля и меди, расширяющих ТИХ, а также дополнительное легирование марганцем, редкозе­мельными металлами (РЗМ) - цирконием, цезием, иттрием, спо­собствующее связыванию серы и фосфора в тугоплавкие соедине­ния. Рекомендуются следующие отношения содержания марганца

Мп РЗМ

и РЗМ к содержанию серы: ------------------- >40;------------------ >5. Введение РЗМ

* S S

способствует также измельчению кристаллитов. Введение вольф­рама, молибдена, ванадия и хрома повышает вероятность образо­вания дендритной структуры шва.

При разработке сварочных материалов используют комплекс­ное легирование. В этом случае совместное влияние элементов

Рис. 12.56. Иллюстрация относительного влияния примесей и леги­рующих элементов на сопротивляемость образованию горячих трещин сварных швов модельного низкоуглеродистого сплава:

ЛЭ - легирующие элементы; РЗМ - редкоземельные металлы; Дам кр - при­ращение машинного критического темпа деформации (числовые зна­чения - ориентировочные)

может отличаться от схемы, приведенной на рис. 12.56. При на­значении содержания отдельных элементов учитывают также их влияние на механические и другие свойства металла шва. Оконча­тельный состав уточняют экспериментальным путем.

Высоколегированные аустенитные стали характеризуются повышенной склонностью к образованию горячих трещин по сравнению с низколегированными сталями. Это в большой степе­ни обусловлено образованием крупнокристаллитной первичной структуры в сварных швах. При этом в многослойных швах часто имеет место явление «транскристаллитной» кристаллизации, кото­рая заключается в прорастании наиболее крупных кристаллитов предыдущих слоев в последующие и дальнейшее их укрупнение. К тому же многокомпонентное легирование приводит к образованию легкоплавких эвтектических составляющих, увеличивающих ТИХ.

Металлургические способы применительно к аустенитным сталям сводятся к ограничению вредных примесей (серы и фосфо­ра) и введению модификаторов (редкоземельных, тугоплавких и

поверхностно-активных элементов), способствующих измельче­нию кристаллитов. Эффективно действуют элементы, приводящие к образованию в шве небольших количеств ферритной фазы (от 2 до 6 % 5-феррита). В этом случае имеет место двухфазная кри­сталлизация, при которой процесс начинается с образования 5-феррита и последующим образованием аустенитной у-фазы. В результате совместной кристаллизации образуется мелкокристал - литная структура дендритного типа. Одновременно 5-феррит уменьшает концентрацию вредных примесей серы, фосфора и др. в жидких межкристаллитных прослойках в результате большей их растворимости в 5-феррите.

Количество 5-феррита в сварных швах зависит от соотношения Сгэкв и Ni3KB (см. (12.69)), объединяющих элементы соответственно ферритизаторы и аустенитизаторы, и от скорости охлаждения в

z Сгэкв = %Сг+%Мо+l,5*%Si+0,5%Nb

Рис. 12.57. Структурная диаграмма Шеффлера для определения фазового состава аустенитных швов при ручной дуговой сварке

температурном интервале кристаллизации. Эта зависимость при­ближенно описывается диаграммой Шеффлера для сварных швов, выполненных ручной дуговой сваркой (рис 12.57). В соответствии с диаграммой количество 5-феррита можно рассчитать по формуле

71,13-41,8

Положительное влияние 5-феррита на сопротивляемость обра­зованию горячих трещин сварных швов, выполненных ручной дуго­вой сваркой стали 09Х18Н10Т, по результатам машинных испыта-

ґСг - 4 53л

^ЭКВ + 3, 1

-100%. (12.73)

360 2 п

-41,8

arctg

5-феррит = -

ний показано на рис. 12.58. При других способах сварки соответствующие зависи­мости могут отличаться от рассмотренных.

vKp, мм/мин

6-феррит, %

Рис. 12.58. Влияние доли 6-феррита в ау­стенитных швах стали 0,9Х18Н10Т на повы­шение сравнительного показателя сопротив­ляемости образованию горячих трещин vKp

Технологические способы преду­сматривают рациональный выбор способа и параметров режима сварки и примене­ние ряда технологических мероприятий.

В основном они направлены на изменение факторов, повышающих минимальную пластичность в ТИХ: схемы кристаллиза­ции, типа первичной структуры и других зависящих от них параметров. Повышен­ную сопротивляемость образованию горя­чих трещин обеспечивают способы и режимы сварки, обусловливающие объ­емную схему кристаллизации, срастание кристаллитов боковыми гранями под малыми углами и мелкокристаллитную структуру:

— ручная дуговая сварка электродами с покрытием, аргоноду­говая неплавящимся электродом (небольшая глубина проплавле­ния, высокий коэффициент формы шва, выпуклый мениск поверх­ности шва);

— сварка на умеренных скоростях, ниже критических, исклю­чающих срастание кристаллитов своими вершинами под больши­ми углами (критические скорости определяют испытаниями на технологических пробах с канавками);

— сварка соединений с разделкой кромок и переход от одно­проходной сварки к многослойной.

Следует отметить, что предлагаемые технологические способы иногда противоречат задачам повышения производительности свар­ки, например, при применении автоматической дуговой сварки под флюсом на форсированных режимах (однопроходная на больших токах и скоростях сварки). В этих случаях нередко применяют раз­личные способы внешнего воздействия на кристаллизующийся металл шва - электромагнитное и ультразвуковое перемешивание, механические колебания ванны в процессе кристаллизации и др. Для создания условий, способствующих переходу от плоской схемы кристаллизации к объемной, иногда прибегают к введению в сва­рочную ванну дополнительного холодного металла в виде проволо­ки или металлической крупки того же состава, что и свариваемый металл. Все эти способы измельчают кристаллиты, изменяют схему кристаллизации, изменяют зону концентрационного переохлажде­
ния на фронте кристаллизации и в некоторых случаях приводят к равноосной кристаллизации в центре шва.

Конструктивные способы направлены на снижение действи­тельных темпов деформации в ТИХ при сварке деталей и конст­рукций и предусматривают правильное конструирование сварных узлов и грамотно назначенный порядок наложения швов. Все эти мероприятия регулируют величину деформации в ТИХ и вследст­вие этого влияют на стойкость к образованию горячих трещин. Хорошо известны широко применяемые на практике способы уменьшения этих деформаций: применение технологических пла­нок, привариваемых в начале и конце шва; жесткое закрепление изделия во время сварки с целью уменьшения его коробления; вы­ведение кратера на технологические планки; сопутствующий по­догрев периферийных зон конструкции, параллельных сварному шву; многослойная сварка и другие приемы.

Следует подчеркнуть, что все указанные способы находятся в тесной взаимосвязи и оказывают комплексное влияние как на формирование структуры металла шва, ее макро - и микронеодно­родность, так и на развитие термодеформационных процессов при сварке.

ТЕОРИЯ сварочных процессов

Граничные условия

Чтобы решить дифференциальное уравнение теплопроводно­сти, необходимо задать распределение температур в начальный момент времени (начальное условие) и условия взаимодействия тела с окружающей средой на его границах (граничные условия). Начальное условие определяется …

Основные допущения и упрощения, принятые в классической теории распространения теплоты при сварке

На современном уровне развития математики аналитическое решение уравнения теплопроводности в общем виде (5.21) еще не найдено, однако при введении некоторых допущений и упрощений можно получить пригодные для практического использования ча­стные …

Дифференциальное уравнение теплопроводности

Сложный процесс изменения температуры точек тела с коор­динатами jc, у, z во времени t описывается дифференциальным уравнением теплопроводности. Для вывода этого уравнения необ­ходимо рассмотреть баланс теплоты в некотором элементарном объеме …

Как с нами связаться:

Украина:
г.Александрия
тел./факс +38 05235  77193 Бухгалтерия
+38 050 512 11 94 — гл. инженер-менеджер (продажи всего оборудования)

+38 050 457 13 30 — Рашид - продажи новинок
e-mail: msd@msd.com.ua
Схема проезда к производственному офису:
Схема проезда к МСД

Оперативная связь

Укажите свой телефон или адрес эл. почты — наш менеджер перезвонит Вам в удобное для Вас время.