Холодные трещины при сварке легированных сталей - Макаров Э.Л.

Author: Макаров Э.Л.

Tags: технология обработки без снятия стружки в целом: процессы, инструмент, оборудование и приспособления сварка металлургия металлы сталь монография издательство машиностроение

Year: 1981

Similar

Сварка разнородных сталей

Холодная сварка труб.

Фазовые превращения и изменения свойств стали при сварке. Атлас

Клинопрессовая сварка давлением разнородных металлов

Text

Э.Л. МАКАРОВ
ХОЛОДНЫЕ
ТРЕЩИНЫ
при сварке
легированных
сталей
МОСКВА
« МАШИНОСТРОЕНИЕ »
1981
УДК 621.791.019
Рецензент М. П. Бочай
Макаров Э. Л.
М15 Холодные трещины при сварке легированных сталей.— М.:
Машиностроение, 1981. — 247 с.
2 р.
В монографии рассмотрена взаимосвязь технологической прочности сварных со-
единений со структурой металла в зоне сварки. Предложена новая гипотеза обра-
зования холодных трещин в соединениях, изложены современные методы оценки
сопротивляемости сталей трещинам.
Приведены комплексные данные о технологической прочности сварных соедине-
ний, закономерности влияния на структуру соединений легирующих элементов, ре-
жима сварки, исходного состояния стали перед сваркой и соотношения температур
плавления металла шва и основного металла.
Предложены новые способы регулирования структуры соединений, основанные
на этих закономерностях, с целью обеспечения стойкости против холодных трещин,
а также упрощения технологии сварки.
Монография предназначена для научных и инженерно-технических работников
сварочного производства.
Табл. 20, ил. 143, список лит. 231 назв.
31206-091
М ——---------- 91-81. 2704060000
038(01)-81
© Издательство «Машиностроение», 1981 г.
ВВЕДЕНИЕ
Для современного этапа развития машиностроения и строи-
тельной промышленности характерно широкое применение различ-
ных высокопрочных материалов (легированных сталей, титановых,
никелевых, алюминиевых и других сплавов), в том числе и для из-
готовления разнообразных сварных конструкций. Внедрение высо-
копрочных сталей в производство машин и конструкций диктуется
очевидными технико-экономическими выгодами: снижением их веса,
повышением эксплуатационных свойств, экономией материалов,
уменьшением себестоимости и т. п.
Такая тенденция в применении материалов приводит к услож-
нению задачи обеспечения надежности конструкций, особенно кон-
струкций, изготовляемых сваркой. Наряду с трудностями получения
сварных соединений высокопрочных сталей, равноценных по своим
свойствам основному металлу, повышается вероятность образования
различных сварочных дефектов, в частности холодных трещин —
наиболее частого дефекта сварных соединений легированных ста-
лей.
По данным, опубликованным в периодической советской и зару-
бежной научно-технической печати, холодные трещины составля-
ют свыше 50% всех дефектов, типичных для сварных соединений
легированных сталей. В отдельных случаях холодные трещины ста-
новятся препятствием для применения некоторых марок сталей в
сварных конструкциях.
Проблема устранения холодных трещин при сварке высокопроч-
ных сталей появилась более трех десятилетий назад, после того как
для сварных конструкций начали применять термоупрочняемые
стали, претерпевающие полную или частичную закалку непосред-
ственно в процессе сварки. В течение этого времени инженеры и
ученые в Советском Союзе и за рубежом непрерывно исследуют
природу трещин, а также разрабатывают методы оценки склонно-
сти материалов к образованию трещин и способы их предотвраще-
ния. Интенсивность и объем исследовательских работ по проблеме
трещин все время нарастает в соответствии с расширением приме-
нения высокопрочных сталей в производстве сварных конструкций.
Научная общественность уделяет данной проблеме большое вни-
мание. Примечательно то, что первый международный симпозиум
в 1971 г. японское сварочное общество посвятило только одному воп-
росу— «Трещины при сварке» [206]. В 1981 г. в ЧССР проведена
международная конференция на тему «Трещины в сварных соеди-
нениях сталей». В повестке почти всех отечественных конференций
по сварке и заседаний Международного института сварки (МИС)
фигурируют вопросы, связанные с образованием трещин в сварных
соединениях.
. Усилия ученых позволили выяснить многие стороны процесса
образования холодных трещин и разработать меры борьбы с ними.
Однако ряд вопросов остается нерешенным. Особенно необходимо
отметить несовершенство способов предотвращения трещин при
3
сварке. Самыми распространенными способами, как и несколько
десятилетий назад, продолжают оставаться предварительный или
сопутствующий подогревы, а также последующий отпуск сварных
конструкций. При высокой эффективности эти способы весьма не-
технологичны и дорогостоящи, особенно если учесть переход в на-
стоящее время к серийному и массовому производству конструкций
из высокопрочной стали. Так, в ряде случаев температура подогре-
ва достигает 300—400° С, что приводит к усложнению технологи-
ческого процесса сварки и резко ухудшает условия труда сварщи-
ков. Последнее иногда заставляет вести процесс сварки не самым
рациональным способом, например отказываться от двусторонней
сварки кольцевых швов толстостенных обечаек и т. п. К этому сле-
дует прибавить высокую стоимость подогрева, которая при сварке
толстостенных крупногабаритных конструкций приближается к
стоимости сварочных работ и сварочных материалов. Высокая тем-
пература подогрева может привести к укрупнению зерна в около-
шовной зоне и снижению вследствие этого механических свойств
сварного соединения.
Другое традиционное средство борьбы с холодными трещина-
ми— применение аустенитных электродных материалов, к которым
прибегают как к крайнему средству, если подогрев невозможен или
неэффективен. При правильном выборе аустенитных материалов
можно предотвратить образование холодных трещин, однако при
этом приходится мириться с тем, что сварной шов получается зна-
чительно менее прочным, чем основной металл. Одновременно стано-
вятся дороже сварочные работы за счет высокой стоимости аусте-
нитных сварочных материалов.
Нет полной ясности в вопросах, касающихся природы разруше-
ния при образовании холодных трещин в высокопрочных сталях
при сварке. Многие применяемые методы оценки склонности сталей
к образованию трещин, как правило, не вышли еще из категории
качественных методов. Такое положение не позволяет эффективно
решать проблему трещин в целом и вести успешно разработку наи-
более важной ее части, касающейся предотвращения трещин.
В настоящей монографии сделана попытка восполнить указан-
ные пробелы в сведениях о природе холодных трещин, в арсенале
существующих способов оценки склонности сталей к их образова-
нию и предложить некоторые новые более технологичные по срав-
нению с применяемыми способы предотвращения трещин.
ГЛАВА I
УСЛОВИЯ ОБРАЗОВАНИЯ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН
В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
Понятие «холодные трещины»
Одно из крайних и наиболее опасных проявлений недостаточной
свариваемости легированных сталей выражается в образовании тре-
щин в металле сварных соединений в процессе изготовления свар-
ных конструкций [90]. Трещины представляют собой локальные раз-
рушения, возникающие, как правило, в результате развития собст-
венных сварочных деформаций и напряжений. При этом имеет мес-
то лишь частичное разрушение конструкций, которое может носить
характер визуально ненаблюдаемых микротрещин, внутренних мак-
ротрещин, не выходящих на поверхность, и поверхностных макро-
трещин длиной, соизмеримой с размерами зон сварного соединения.
Такая локализация разрушения объясняется частичным снятием
сварочных напряжений при образовании трещин, а также ограни-
ченностью зон сварного соединения, в которых возможно развитие
трещин без дополнительного притока энергии от внешних нагру-
зок.
В отдельных случаях к сварочным могут добавляться напряже-
ния от сил тяжести, например, при монтаже крупногабаритных кон-
струкций, динамических и статических воздействий при транспорти-
ровке узлов и проведении смежных операций гибки, правки и т. п.,
а также рабочих нагрузок, например, при ремонте или модерниза-
ции действующих конструкций. Последние обстоятельства могут
обусловить образование трещин в сварных соединениях и их рас-
пространение в основной металл и привести к существенным по-
вреждениям конструкций.
Другая сторона процесса образования трещин — резкое сниже-
ние так называемой «технологической прочности» металла при свар-
ке [132]. Это понятие, введенное Н. Н. Прохоровым, означает спо-
собность материалов без разрушения выдерживать термомеханиче-
ские воздействия в процессе сварки. В условиях указанных воз-
действий часто существенно понижаются механические свойства
металла, что вместе с довольно высокими сварочными деформаци-
ями и напряжениями служит причиной разрушения и образования
трещин.
Термин «холодные трещины» введен около 40 лет назад для
обозначения типа трещин, отличающихся от горячих. Последние
были определены как разрушение металла шва в период его крис-
таллизации. Современное, более широкое понятие «горячие тре-
щины» предусматривает следующие их разновидности: «кристал-
лизационные», возникающие в сварных швах при завершении их
затвердения в результате разрушения последних порций жидкой
фазы, и «подсолидусные», образующиеся в околошовной зоне или
нижних слоях многопроходных швов при температурах ниже равно-
весного солидуса на 100—200° в результате локальной вязко-плас-
тической деформации в приграничных областях зерен [27, 132]. Го-
рячие трещины представляют собой межкристаллитное или меж-
зеренное разрушение, излом которого имеет матово-желтоватый
цвет и крупнокристаллическое строение, характерное для состоя-
ния металла при высоких температурах, а в случае попадания воз-
духа в трещину поверхность ее покрывается темными окислами ко-
ричнево-синеватого цвета.
Холодные трещины объединяют категорию трещин, формальны-
ми признаками которых являются появление визуально наблюда-
емых трещин, как правило, практически после полного охлаждения
сварного соединения; блестящий кристаллический излом трещин
без следов высокотемпературного окисления.
Эти признаки послужили основанием для появления термина
«холодные трещины». Существует ряд видов холодных трещин, ко-
торые удовлетворяют вышеприведенным признакам, но имеют опре-
деленные различия в физических причинах их образования. Перво-
начально признаком, по которому трещины относились к холод-
ным, было их расположение в основном металле в зоне термическо-
го влияния (з.т.в.). В литературе они именовались как «трещины
в основном металле», «подваликовые трещины», «трещины в зака-
ленной зоне», «холодные трещины в зоне термического влияния»
и т. п.
Однако при применении легированных и аустенитных электродных
материалов возможно образование холодных трещин также в шве
и зоне сплавления. Следует отметить, что холодные трещины
в соединениях легированных сталей наиболее часто образуются в
з.т.в., поэтому их расположение в основном металле служит первым
предварительным признаком трещин данного вида.
Стали, склонные к холодным трещинам
Образование холодных трещин, имеющих приведенные выше общие призна-
ки, наблюдается при сварке и наплавке широкого ряда сталей, отличающихся
по характеру и уровню легирования, относящихся к разным структурным клас-
сам и различных по прочности и назначению. Ниже приведены стали, в сварных
соединениях которых случаи образования трещин описаны в литературе или
зафиксированы автором монографии.
I. Углеродистые качественные конструкционные стали перлитного класса по
ГОСТ 1050—74: стали 45, 55 и др. — сварные детали машин с толстостенными
и массивными элементами, наплавка на поверхность деталей автотракторной
и сельскохозяйственной техники и подъемнотранспортных машин и т. п. Вид
трещин — продольные в з. т. в.
II. Низколегированные конструкционные стали ферритно-перлитного (а)
и бсйнитного (б) классов по ГОСТ 19282—73: а) стали 10ХСНД, 12Г2МФТ —
сварные корпуса судов, узлы драг, экскаваторов, рам тракторов и т. п. [26];
сталь 16Г2АФ — сварные мостовые балки, резервуары, кожухи домен и др.; ста-
ли 18ХГ2САФ, 20Г2С — сварные стыки газо- и нефтепроводов, сварные соедине-
6
ИИЯ заглушек и арматуры на трубах и т. д. [176]; б) стали 14Х2ГМР,
14ХМНДФР — сварные узлы экскаваторов, шахтного оборудования, болыпегруз-
Ly янтомобилей, сварные сосуды высокого давления, водоводы гидростанций,
мостовые балки и т. д. [128, 129]; сталь 12ГН2МФАЮ — сварные конструкции
подъемнотранспортных устройств и т. п. Вид трещин — продольные в з. т. в.
трещины часто распространяются достаточно глубоко в основной металл по сло-
ям прокатки. В отдельных случаях трещины — поперечные через шов в зону
(длинные многослойные швы мостовых балок, водоводов и др.).
III Легированные конструкционные стали перлитного (а), мартенситного (б)
и бейнитного (в) классов по ГОСТ 4543—71 и отраслевым техническим услови-
ям- а) стали 20ГНМ, 20ХНМ, 20ХНМФ, 25ХНЗМФ — сварные толстостенные
барабаны сосудов высокого давления, крупногабаритные узлы энергетического
и кузнечно-прессового оборудования и т. д. [150]; б) стали 40Г, 50Г, 50ХГ, 40Х,
ЗОХС, 38XH3MA, 38ХГН, 40ХГНМ — сварные детали рессорной подвески авто-
мобилей полуоси сельхозмашин, барабаны привода тракторов, зубчатые колеса,
детали экскаваторов и т. п. [136, 224]; стали 40ХН, 40ХН2МА, 38ХНЗМ.ФА —
сварные массивные детали судовых механизмов (валы, байлеры, шестерни, узлы
лебедок и т. п.). Стали ЗОХГСА, ЗОХГСНА, 35ХГСЛ, 27ХГСНМЛ, 40ХГСНЗВА —
сварные узлы шасси самолетов и вертолетов из элементов проката и литых
заготовок, восстановленные сваркой дефектные литые заготовки [44, 131]; стали
30Х2ГСНВМ, 42Х2ГСНМ, 28ХЗСНМВФА, 43ХЗСНМВФА — сварные тонкостен-
ные емкости для работы под высоким давлением и повышенной температуре
[131]; стали 30Х2Н2М, 35X3H3M — сварные узлы тяжелонагруженных транс-
портных машин, в том числе сваренные аустенитными электродными материала-
ми [72]; в) стали 15Х2Н4МДА, 18Х2НЗМ, 10ХГН5МФ — сварные крупногаба-
ритные корпусные конструкции с длинными многослойными швами, выполненны-
ми перлитными и аустенитными электродными материалами [4, 213, 214].
Наиболее частый вид трещин — продольные в з. т. в., форма которых по-
вторяет линию сплавления сварных швов. При сварке некоторыми аустенитными
электродными материалами трещины располагаются в зоне сплавления. Для
многослойных сварных соединений большой протяженности на сталях с низким
содержанием углерода характерны поперечные трещины в з. т. в. и шве.
IV. Жаропрочные стали перлитного класса по ГОСТ 20072—74: стали
12ХМА, 10Х2М, 15Х2МФ, 12Х1МФ, 15Х5М, 12Х2МВ8ФБ — сварные узлы энер-
гетических и нефтехимических установок (толстостенные обечайки, трубные дос-
ки, коллекторы, трубопроводы и т. д.). Вид трещин — продольные в шве и з. т. в.
[54, 94, 103, 131, 215].
V. Высоколегированные стали мартенситного и мартенситноферритного (а),
ферритного (б) классов по ГОСТ 5632—72 и мартенситностареющие (в):
а) стали 20X13, 15Х12ВНМФ, 13Х12НГМФ, 10Х12НДЛ — сварные узлы паровых
турбин, гидротурбин, рубашек валов бумагоделательных машин и т. п. {45, 138];
б) стали 08X17Т, 15Х25Т, 08Х23С2Ю — сварные узлы и конструкции химической
аппаратуры [104, 202]; в) стали 10Х16Н4Б, 08Х15Н5Д2Т — сварные узлы и кон-
струкции летательных аппаратов [5, 22, 122]. Вид трещин — продольны в з. т. в.
и сварных швах при многослойной сварке.
VI. Наплавочные материалы мартенситного (а), ледебуритного (б) классов
и высоколегированные чугуны (в): а) 55ХЗГЗС, 30Х2В8Ф, 65ХЗВ10МФГТ — на-
плавка на изношенную поверхность валков горячей прокатки из штамповой
стали диаметром до 1000 мм [135, 147]; б) У250Х5Т5 — наплавка валков на-
тяжных устройств, роликов транспортеров и др. [135]; в) УЗООХ25НЗСЗ — на-
плавка на детали металлургического оборудования [158]. Вид трещин — отколы
по з. т. в., отслаивания по линии сплавления, сетка трещин в наплавленном
металле.
В большинстве рассмотренных случаев удавалось устранить образование
холодных трещин путем предварительного или сопутствующего подогрева до
температур, которые изменялись в зависимости от состава стали в широком диа-
пазоне (от 100° С [128] до 550° С [147]). В отношении горячих трещин подогрев
менее эффективен, а в некоторых случаях даже повышает склонность к их обра-
зованию [162]. Учитывая последнее, устранение трещин подогревом можно ис-
пользовать как косвенный признак совместно с другими при выявлении холод-
ных трещин.
7
Классификация холодных трещин
Существующие классификации холодных трещин в основном
связаны с их расположением в сварном соединении [143, 181]. Об-
разование холодных трещин возможно во всех зонах сварного со-
единения: в з.т.в., шве и зоне сплавления. Трещины ориентированы
приблизительно параллельно или перпендикулярно оси шва, види-
мо, это связано с направлением главных компонент сварочных на-
пряжений. Конфигурация трещин в основном определяется очерта-
нием линии сплавления, а иногда также макроструктурами основ-
ного металла и шва.
Различают следующие виды холодных трещин (рис. 1), которые
в практике получили определенные названия, отражающие геомет-
рические признаки и характер излома: I — продольные в з.т.в.— от-
кол (а—е), корневые трещины (г — е), трещины от концентратора
(б, г, е), подваликовые (ж), слоистое растрескивание или ламеляр-
ные (з); 2 — поперечные в з.т.в.— частокол; 3 — продольные в зоне
сплавления — отрыв или отслаивание; 4 — продольные в шве — по-
верхностные (а), корневые (б) и внутренние в многослойном шве
(в); 5 — поперечные в шве с таким же расположением, как и про-
дольных по сечению шва.
Примеры различных видов холодных трещин приведены на
рис. 2. Представляют интерес статистические данные о частоте об-
разования различных дефектов при производстве стальных свар-
ных конструкций. Данные получены путем обработки сведений о их
характере, опубликованных в мировой печати за период 1974—
1978 гг. (рис. 3, а) [90]. Наибольший процент случаев холодных тре-
щин составляют продольные трещины в з.т.в. вида откол (рис. 3,6),
которые являются весьма серьезной проблемой технологической
прочности при сварке легированных сталей.
Рис. 1. Разновидности холодных трещин, отличающихся внешним видом и ме-
стом расположения в сварном соединении;
/ — продольные в зоне термического влияния (а—е— отколы; г—е — корневые; б, г и е —
от концентратора; ж— подваликовые; з — слоистое растрескивание или ламелярные); 2 —
поперечные в зоне термического влияния (частокол); 3—продольные в зоне сплавления
(отрыв или отслаивание); 4 — продольные в шве (а — поверхностные, б — корневые, в —
внутренние); 5 — поперечные в шве (поверхностные, корневые, внутренние)
8
Рис. 2. Примеры некоторых разновидностей холодных трещин:
а — откол в зоне термического влияния многослойного сварного соединения стали
18Х2НЗМА; б — откол в зоне термического влияния соединения стали 40ХГНМ, выполнен’
ного электронно-лучевой сваркой; в — отрыв в зоне сплавления многослойного кольцевого
соединения стали 18Х2Н4МА с аустенитным швом; е — частокол в зоне термического влия-
ния многослойного соединения стали 18Х2НЗМА; г — откол в корне стыкового соединения
трубопровода из стали 20ГС; д — ламелярная трещина в тавровом сварном соединении
стали 18Х2НЗМА
7°
60
50
40
30
10
10
О
У
Рис. 3. Частота случаев образования сварочных дефектов (а) и видов холодных
трещин (б) в сварных соединениях легированных сталей
9
Подразделение холодных трещин на приведенные выше виды в
определенной степени носит формальный характер и не отражает
в должной мере внутренних процессов в металле, развитие которых
приводит к их образованию. Учет существования данных видов тре-
щин, даже несмотря на их формальный характер, может быть поле-
зен при разработке методов оценки склонности сталей к образова-
нию трещин при сварке, разработке конструктивных мер устране-
ния трещин и в некоторых других случаях. Расположение трещин в
той или иной зоне, их конфигурация, например, трещины видов
«отрыв», «ламелярные», ориентируют исследователей на поиски фи-
зической природы трещин.
Для разработки научно обоснованных способов предотвращения
холодных трещин, а также методов оценки качества материалов в
отношении стойкости против образования трещин необходимо глу-
бокое знание их физической природы. Классификация холодных
трещин по признаку физической природы будет способствовать це-
ленаправленному проведению исследований процесса их образова-
ния и эффективному решению указанных выше задач. Проведенные
к настоящему времени исследования широкого ряда материалов по-
зволили получить сведения о факторах, необходимых и достаточ-
ных для возникновения холодных трещин. К ним прежде всего сле-
дует отнести так называемый структурный фактор. Другими словами,
это означает, что все без исключения случаи образования хо-
лодных трещин связаны с изменением структуры металла в резуль-
тате сварки по сравнению со структурой металла в состоянии по-
ставки или в других состояниях, в которых металл не склонен
к трещинам.
Наиболее часто такое изменение структуры происходит вследст-
вие полной или частичной закалки металла в одной из зон сварного
соединения. Закалка фиксируется повышением твердости в этой зо-
не по сравнению с твердостью основного металла. Особенно резкое
повышение твердости характерно для з.т.в. среднеуглеродистых ле-
гированных сталей перлитного и мартенситного классов. Приведен-
ное выше послужило основанием для появления на раннем этапе
исследований холодных трещин так называемой закалочной гипо-
тезы их образования. В первоначальном виде ее суть сводилась к то-
му, что трещины возникают вследствие низких механических свойств
неотпущенного мартенсита и действия достаточно высоких свароч-
ных напряжений. Впоследствии суть закалочной гипотезы неодно-
кратно изменялась, поскольку первоначальные и некоторые после-
дующие ее положения не получали экспериментального подтверж-
дения. Так, например, пластичность и прочность зоны термического
влияния со структурой неотпущенного мартенсита, определенные
принятыми в инженерной практике методами, оказались более вы-
сокими по сравнению со сварочными деформациями и напряжения-
ми. Это привело к мысли о возможности значительного понижения
механических свойств металла закаленной з.т.в. в период непосред-
ственно после сварки, а также в скоростных условиях нагружения,
имеющих место при сварке.
10
Авторы, предложившие закалочную гипотезу, изучали холодные
трещины главным образом в однослойных сварных соединениях
среднеуглеродистых легированных сталей, закаливающихся в з.т.в.
на мартенсит высокой твердости.
Для ряда низколегированных сталей характерно наличие вы-
тянутых по направлению прокатки неметаллических включений.
В з.т.в. в результате высокотемпературного нагрева возможно
уменьшение сцепления их с металлической матрицей, а также неко-
торое изменение их формы и состава. При определенных размерах,
форме и составе неметаллические включения могут способствовать
образованию холодных трещин при относительно невысокой степе-
ни закалки металла в з.т.в. На это указывает ступенчатая траекто-
рия холодных трещин, ориентированная по слоям прокатки, по ко-
торым наблюдается скопление неметаллических включений. По ха-
рактеру траектории этот вид холодных трещин получил название
слоистое растрескивание или ламелярных (от английского слова
«слой» ) [201].
Структурный фактор существенно усложняется при многослой-
ной сварке, при которой формирование структуры обусловливается
не только тепловым воздействием при непосредственном наложе-
нии данного слоя, но и неоднократным последующим нагревом до
различных температур при укладке следующих слоев. Последу-
ющий нагрев протекает в условиях непрерывно развивающейся
сварочной деформации вследствие усадки последних сваренных сло-
ев шва и общего выравнивания теплового поля по изделию. При
этом на первичную закалку накладываются процессы, соответству-
ющие повторной закалке, различным стадиям отпуска и видам ста-
рения. При отпуске сварных соединений некоторых жаропрочных
сталей с целью снятия сварочных напряжений возможно образова-
ние трещин в з.т.в., получившей закалку в процессе сварки. Такие
трещины называют трещинами повторного нагрева. Есть основания
полагать, что в связи с аналогичными процессами возможно обра-
зование трещин при многослойной сварке, особенно в условиях вы-
соких температур предварительного и длительного сопутствующего
подогревов.
В данном случае дополнительное изменение структуры, по-ви-
димому, связано с сегрегационными процессами и фазовыми выде-
лениями, приводящими в определенных условиях к ухудшению
механических свойств металла в сварном соединении.
Имеются сведения, что при многослойной сварке жаропрочных
сталей 12Х1НФ, 12Х2М1Л и др. образование холодных трещин в
определенной степени связано с процессами динамического старе-
ния при температуре 200—300° С [56]. Предполагается, что подобные
процессы — одна из причин так называемых холодных деформаци-
онных трещин в зонах сварных соединений низколегированных ста-
лей, где имеют место значительные пластические деформации, на-
пример в корне многослойного шва при несимметричной укладке
наплавленного металла в разделку [112]. В многослойных швах вы-
соколегированной мартенситностареющей стали 08Х15Н5Д2Т отме-
11
чены трещины в зонах с карбидными выделениями, которые наряду
с другими факторами ответственны за образование трещин [5, 20].
В некоторых высоколегированных сталях и железных сплавах
процессы фазовых выделений, по-видимому, могут происходить так-
же и при однопроходной сварке в случае замедленного охлаждения
сварного соединения. Так, в сварных швах жаропрочной стали
12Х2МВ8ФБ наблюдались холодные трещины вследствие выделе-
ния интерметаллидной фазы FezW [94].
В высокохромистых ферритных сталях 08X17Т, 15Х25Т и др., не
претерпевающих полиморфных превращений при сварке, выделение
карбонитридных фаз из пересыщенного твердого раствора металла
о.ш.з. служит основной причиной резкого ее охрупчивания уже на
этапе завершения охлаждения. Последнее объясняется смещением
порога хладноломкости в область положительных и даже повышен-
ных температур. При достаточно высоких сварочных напряжениях
в металле сварного соединения с пониженными механическими
свойствами образуются холодные трещины [104].
Другим фактором, способствующим образованию холодных тре-
щин в сталях при сварке, является водород, которым насыщается
металл сварного соединения из атмосферы сварочной дуги и основ-
ного металла в результате процесса термодиффузии. Для всех ста-
лей повышение содержания водорода в сварном соединении, как
правило, приводит к увеличению склонности к образованию тре-
щин. На этом основании на ранней стадии изучения холодных тре-
щин при сварке выдвинута так называемая водородная гипотеза их
образования. Согласно данной гипотезе водороду отводится опре-
деляющая роль в образовании трещин как необходимому и доста-
точному фактору.
Однако впоследствии было установлено, что интенсивность из-
менения склонности к холодным трещинам при увеличении содер-
жания водорода весьма различна при сварке разных сталей и раз-
личных режимах сварки. Так, влияние вводимого водорода незначи-
тельно или практически отсутствует, если при сварке в соединении
образуется среднеуглеродистая мартенситная структура [132, 143].
Это поставило под сомнение положение как о необходимости, так и
достаточности водородного фактора во всех случаях образования
холодных трещин.
Фактор напряжений — третье необходимое условие для образо-
вания холодных трещин. Он включает сварочные напряжения I ро-
да и структурные напряжения II рода. Вопрос о том, какой вид на-
пряжений является определяющим при возникновении трещин, не-
которое время оставался дискуссионным. В настоящее время доми-
нирует мнение, что напряжения I рода — совершенно необходимый
фактор образования трещин.
Классификация холодных трещин по физическим признакам
должна быть ориентирована на связь с основными факторами, обус-
ловливающими их образование. Анализ случаев образования хо-
лодных трещин при сварке различных сталей позволяет предло-
жить предварительную классификацию видов трещин (табл. 1)
12
[132], так как природа ряда видов трещин еще недостаточно изуче-
на. Однако классификация показывает, что понятие «холодные тре-
щины» объединяет все виды трещин, которые образуются при свар-
ке в температурно-временной области преимущественного развития
упруго-пластических деформаций (горячие трещины — в области
преимущественного развития вязко-пластических деформаций).
Таблица 1
Вид трещин, принятые названия Основные физические процессы или факторы, обусловливающие трещины
Холодные трещины в сварных соедине^- ниях перлитных и мартенситных сталей (также откол, подваликовые) Мартенситное превращение аустенита в околошовной зоне или сварном шве
Отрыв по зоне сплавления легированных сталей при сварке аустенитными элект- родными материалами Мартенситное превращение аустенита в зоне перемешивания основного и наплавленного металла
Ламелярные трещины в з. т. в. перлит- но-ферритных сталей (также слоистое растрескивание) Скопление неметаллических включе- ний в элементах полосчатой микро- структуры стали
Холодные трещины в сварных соедине- ниях легированных бейнитных сталей: а) продольные в однослойных и в области последних слоев многослой- ных соединений (также отколы); б) поперечные трещины в многослой- ных соединениях (также частокол) Превращение аустенита в области нижнего бейнита, насыщение водоро- дом Сегрегация примесей на границах ау- стенитных зерен при последующем на- греве до 300—550* С в процессе нало- жения следующих слоев, насыщение водородом
Холодные трещины в сварных соедине- ниях мартенситностареющих сталей: а) однослойных б) многослойных Насыщение водородом Сегрегация примесей и фазовые выде- ления на границах аустенитных зерен при повторном нагреве до 500—700° С
Холодные трещины в сварных соедине- ниях высокохромистых ферритных ста- лей Выделение карбонитридных фаз по границам зерен при охлаждении по- сле сварки
Холодные трещины в сварных соединени- ях высоколегированных сплавов железа с кобальтом, марганцем и др. Выделение интерметаллидных фаз; насыщение водородом
Основное назначение приведенной классификации: упорядочить
рассмотрение физических процессов, обусловливающих образование
трещин, а также более целенаправленно вести дальнейшие иссле-
дования. Вполне возможно, что последние приведут к корректиров-
13
ке классификации и даже выделению некоторых видов в отдельные
типы трещин.
Определенную организующую роль в проведении исследований, обобщении
и изложении полученных результатов играет терминология, принятая при рас-
смотрении различных аспектов проблемы холодных трещин. Для более четкого
изложения материала в монографии использована следующая терминология.
Склонность отдельных зон сварного соединения к образованию трещин —
явление предрасположенности металла этих зон к особому виду локального
хрупкого межкристаллического разрушения.
Потенциальная склонность соответствует принципиальной возможности об»
разования трещин в металле данного состава и исходного структурного состоя-
ния, по крайней мере, при условии максимально неблагоприятного сочетания
металлургических, технологических и конструктивных условий при сварке.
Действительная склонность соответствует возможности образования трещин
в металле данного состава и исходного структурного состояния при некотором
заданном сочетании упомянутых выше условий; оценивается показателями
склонности или сопротивляемости образованию трещин.
Показатель склонности получают при испытании лабораторных сварочных
технологических проб при обязательном образовании трещин в процессе испыта-
ний; характеризует действительную склонность к трещинам по сочетанию метал-
лургических, технологических и конструктивных факторов, соответствующих
сварке пробы.
Показатель сопротивляемости определяют специализированными механиче-
скими испытаниями сварных соединений; характеризует сопротивление металла
отдельных зон соединения хрупкому межкристаллическому разрушению в усло-
виях термомеханического возбуждения при сварке.
Стойкость сварных соединений против образования холодных трещин — спо-
собность составляющих его материалов в заданных условиях сварки образовы-
вать соединения без трещин. Оценивается степенью стойкости с помощью испы-
тания отраслевых сварочных технологических проб по сочетанию металлургиче-
ских, технологических и конструктивных условий, при которых в пробе еще не
образуются трещины.
ГЛАВА II
СПОСОБЫ ОЦЕНКИ СКЛОННОСТИ СТАЛЕЙ
К ОБРАЗОВАНИЮ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН ПРИ СВАРКЕ
Классификация способов оценки склонности сталей к трещинам
Оценка склонности стали к образованию трещин при сварке —
исходный момент любого исследования процесса возникновения тре-
щин. Все другие полученные данные приобретают смысл и анализи-
руются только в непосредственной связи с соответствующими им
показателями склонности или сопротивляемости трещинам. Поэто-
му изучение проблемы холодных трещин началось с разработки спо-
собов оценки склонности к трещинам, которая продолжается и в
настоящее время. Способы оценки склонности к трещинам можно
классифицировать по следующим основным признакам: 1) характе-
ру процедуры оценки — косвенные и прямые; 2) характеру критерия
оценки — качественные, полуколичественные и количественные;
3) характеру использования критериев оценки — сравнительные и
абсолютные.
Косвенные способы позволяют получать оценку склонности к тре-
щинам расчетным путем без непосредственного испытания материа-
лов. В расчете используют сведения о химическом составе, харак-
теристики подлежащих сварке соединений и параметры выбранных
технологических условий сварки. Прямые способы предусматрива-
ют испытание сварных соединений или образующих его материалов
в условиях, имитирующих сварочные.
Критерии оценки или показатели склонности к трещинам, как
правило, выражают через характеристики одного или совокупности
изменяющихся факторов, обусловливающих образование трещин.
Качественные критерии не имеют количественного выражения и оце-
нивают материалы только как «склонные» или «не склонные» к тре-
щинам. Количественные критерии имеют числовое выражение, свя-
занное с изменением одного из факторов, контролирующих процесс
образования трещин, и однозначно оценивают склонность (или со-
противляемость) к трещинам. Если при определении показателей
склонности к трещинам одновременно изменяются несколько актив-
ных факторов, а критерий оценки служит числовой характеристи-
кой одного из них, то его следует считать полуколичественным.
Показатели склонности к трещинам могут быть использованы
двояким образом. Во-первых, в сопоставлении с аналогичными по-
казателями, соответствующими, например, эталонным материалам,
оптимальным технологическим условиям и т. п. Способы, критерии
которых пригодны только для такого использования, следует отнес-
ти к сравнительным. Во-вторых, количественные критерии некото-
15
Таблица 2
№ по пор. Сущность и назначение способа Вид критерия и его исполь- зование Характер критерия
1 Расчет степени склонно- сти стали к образованию трещин по химическому составу Эквивалент углерода Сэкв. Сопоставление с критическим значением Количественный
2 Расчет степени склонно- сти сварного соединения к образованию трещин по химическому составу и жесткости соединения Параметр трещинообра- зования Рн. Сопоставле- ние с критическим зна- чением »
3 Определение показателе склонности стали к тре- щинам путем сварки ла- бораторных технологи- ческих проб Наличие или отсутствие трещин Относительная длина трещин Критическая скорость охлаждения Критическая начальная температура Критическое число уса- дочных валиков Критическая геометриче- ская жесткость образца пробы Для сравнения материа- лов между собой или с эталонным Качественный Полуколичественный » » » Количественный
4 Определение показателя сопротивляемости стали трещинам путем испы- таний сварных образцов на замедленное разру- шение Минимальное напряже- ние, при котором образу- ются трещины. Для срав- нения материалов между собой или с эталонным, для сопоставления с до- пустимым показателем или сварочными напря- жениями »
5 Определение сопротив- ляемости замедленному разрушению путем ис- пытаний образцов основ- ного металла с имитаци- ей сварочного термоде- формационного цикла Минимальное разруша- ющееч напряжение. Для сравнения материалов между собой и эталон- ным »
16
Продолжение табл. 2"
№ по пор. Сущность и назначение способа Вин критерия и его исполь- зование Характер кршерия
6 Определение степени (группы) стойкости свар- ных соединений против трещин путем сварки отраслевых технологиче- ских проб Комплекс условий свар- ки, при которых не обра- зуется трещин. Для про- верки выбора материа- лов и технологии сварки конструкций Количественный
7 Оценка запаса стойкости сварных соединений кон- струкций против трещин путем сопоставления по- казателя сопротивляемо- сти стали трещинам с допустимым показателем или сварочными напря- жениями Относительное превы- шение показателя сопро- тивляемости над допусти- мым показателем или сварочными напряжения- ми. Для выбора матери- алов и технологии свар- ки сварных конструкций « » 7 ♦Г
Примечание. 1 и 2 — косвенные, 3—7 — прямые способы.
рых способов могут быть использованы для непосредственного про-
гнозирования стойкости сварных соединений конструкций против
трещин. Способы, имеющие такие критерии, можно считать абсо-
лютными.
Применяемые в настоящее время способы оценки склонности к
трещинам в соответствии с рассмотренными выше классификацион-
ными признаками приведены в табл. 2. Показатели, полученные при
оценке склонности материалов к образованию трещин, имеют ряд
применений: 1) рассортировка имеющихся в наличии материалов
(основного и сварочных) и выбор из них тех, которые обладают
максимальной сопротивляемостью (или минимальной склонностью)
образованию трещин; 2) рекомендация материалов и технологии
сварки, обеспечивающих стойкость сварных соединений при изго-
товлении конструкций определенного типа; 3) установление законо-
мерностей влияния металлургических и технологических факторов
на сопротивляемость (склонность) материалов образованию трещин
при проведении исследовательских работ с целью разработки но-
вых высококачественных материалов и прогрессивной технологии
сварки и т. п.
Косвенные способы оценки склонности сталей к трещинам
Один из косвенных способов оценки склонности сталей к трещи-
нам в околошовной зоне — расчетное определение эквивалента уг-
лерода Сэкв. Различными исследователями предложено более десят-
ка выражений СЭкв> существенно отличающихся коэффициентами при
17
концентрации легирующих элементов. В практике часто применяют
«следующие выражения:
С —С 1 Mn I S* ' Ni I Cr I Мо I v . о/, [1441
Сэкв-^+ 6 + 24 -Г ю + 5 + —
СэКВ=С+-^ + -^-+-^- + -^- + -^- + -4- ’ %’ 12031
О 1Э 1D £> о О
СЭкв=С + -^-Н——|—— 4-J!12-J—Y.
к 20 1 is'ioio 1 io
Стали, у которых СЭКв^0,45%, считаются не склонными к хо-
лодным трещинам при сварке. При СЭКв>0,45% стали становятся
потенциально склонными к трещинам в определенных условиях
сварки. Обоснование такой оценки сталей по значениям СЭКв сво-
дится к следующему. Большинство выражений СЭкв составлено на
основании данных практики термической обработки как параметр,
характеризующий прокаливаемость сталей или критическую ско-
рость охлаждения. Поскольку различные исследователи оперирова-
ли с разными группами сталей, то были получены разные коэффи-
циенты при легирующих элементах, отражающих их влияние на
прокаливаемость. К сожалению, выражения Сэкв, как правило, ре-
комендуют без указания, для каких составов сталей они получены.
В то же время при комплексном легировании влияние элементов
взаимно усиливается. Различные плавки одной и той же стали обла-
дают различной прокаливаемостью в зависимости от величины зе-
рен аустенита, неконтролируемых количеств растворенных приме-
сей, включений окислов, нитридов и сульфидов [102].
В применении к сварочной практике значениям Сэкв соответст-
вует некоторая критическая скорость охлаждения (или удельная
погонная энергия сварки), при которой в металле сварного соедине-
ния появляются признаки закалки, характеризуемой повышением
максимальной твердости * свыше заданного значения. Чем выше
Сэкв, тем меньше эта скорость охлаждения и тем больше должна
быть удельная погонная энергия сварки, чтобы исключить закалку
(рис. 4) [203].
В ряде работ, особенно ранних, принята недопустимой закалка
околошовной зоны (о.ш.з.) до твердости свыше HV 350 на том ос-
новании, что в практике не наблюдались случаи холодных трещин
при твердости ниже этого значения. Согласно этому Сэкв, рассчитан-
ная по соответствующему для состава данной стали выражению,
может служить для выбора допустимой скорости охлаждения или
необходимой для ее поддержания погонной энергии сварки и тем-
пературы подогрева (рис. 5). Такой выбор часто приводит к неоправ-
данно большому запасу стойкости сварных соединений против тре-
щин [23]. Поскольку образование трещин обусловлено кроме зака-
ленной структуры еще другими факторами, их возникновение
* Здесь имеется в виду максимальное значение в распределении твердости
по сварному соединению.
18
Рис. 4. Зависимость между максимальной твердо-
стью ЯУшах и удельной погонной энергией Е при та*
сварке:
/ — сталь с большим Сэкв, но малым содержанием уг-
лерода; 2 —сталь с малым Сэкв, но большим содержа-
нием углерода [203]
во многих случаях маловероятно даже при твердости значительно
большей, чем HV 350.
В некоторых работах сделаны попытки использовать Сэкв как
показатель склонности к образованию холодных трещин, что осно-
вано на предполагаемой взаимосвязи максимальной твердости в
о.ш.з. с Сэкв при режимах сварки, обусловливающих закалку метал-
ла сварного соединения. Эта позиция не выдерживает критики по
следующим причинам.
Во-первых, наибольшая достигаемая максимальная твердость
при полной закалке определяется в основном содержанием углеро-
да (см. рис. 4), а следовательно, не может быть прямо связана с СЭКв
[23]. Это подтверждается значительным разбросом данных на соот-
ветствующей экспериментально построенной зависимости, составля-
ющих 50—100% (рис. 6) [148]. При частичной закалке взаимосвязь
твердости и Сэкв зависит от скорости охлаждения при субкритиче-
скрх температурах [64]. Чем меньше скорость охлаждения, тем боль-
ше относительное влияние легирующих элементов на упрочнение.
Рис. 5. Зависимость критической скорости охлаждения при 300° С (а’зоо). при
которой твердость достигает HV 350, от Сакв (а), выбор катета сварного шва k
и температуры подогрева То при сварке стали усредненной толщины 6 по вели-
чине а>зоо, обеспечивающей ЯУ^:350 (б) (Британский стандарт 986)
19
Рис. 6. Зависимость HV
от Сэкв при фиксирован-
ной скорости охлажде-
ния (в интервале 800—
500° С, время охлажде-
ния 6 с) [148]
Таким образом, каждой скорости охлаж-
дения в диапазоне 2—50° С/с должны со-
ответствовать свои коэффициенты при ле-
гирующих элементах. Так, при скорости
1 и 50° С/с коэффициент при марганце
составляет 1/2,1 и 1/4,9.
Во-вторых, сама максимальная твер-
дость в о.ш.з. не может служить показа-
телем склонности к образованию трещин,
что является общепризнанным и неодно-
кратно доказанным фактом. Твердость
характеризует структурный фактор, ука-
зывая ориентировочно лишь на состав
структуры в о. ш. з. Помимо состава
структуры на процесс образования холод-
ных трещин влияют размер действитель-
ного аустенитного зерна, Степень микрохимической неоднородности
(МХН) закаленной структуры и сегрегация по границам зерен, ко-
личество и характер неметаллических включений, тип металла шва
и т. п. Влияние водорода никоим образом твердостью не учитывает-
ся, а в существенной мере определяет величину показателя склон-
ности к трещинам. Использование СЭКв как показателя склонности
к трещинам при частичной или полной закалке о.ш.з. необоснован-
но и не может быть рекомендовано [23, 203].
Японскими исследователями в последние пятнадцать лет раз-
работан и непрерывно совершенствуется способ оценки склонности
сварных соединений, основанный на расчете параметра трещино-
образования Рн (или Pw) [211, 220]:
^н = Лм+ Л1о§Нл +
0,102 (1 +Ву)
160 000(1 + Су2)
%;
PH„y=P..+AlogH,+ °'’ХГО1''
О С± Si j_ Мп + СгСи । Ni I МО . V ,-п
р™=с+ -5Г+---5---+—+5В’ %’
(1)
а = 23,8 т=23,8 (0,9 qfv + 27,1) 10~3,
ow = mRP,
rp,eq/v— погонная энергия сварки 8—31 кДж/см; Рст — эквивалент
углерода по Ито и Бессио, отражающий влияние химического соста-
ва стали на склонность к трещинам; Нд — содержание диффузион-
ного водорода в наплавленном металле по глицириновой пробе в со-
ответствии с японским стандартом JISZ3113, см3/100 г; Re— «жест-
кость» соединения, Н/(мм>мм); Rpny—«жесткость» стандартной
сварочной технологической пробы Тэккен с У-образной разделкой
20
(см. рис. 11, №4) при сварке на <7/0=17 кДж/см; РН17У —параметр,
соответствующий стандартной пробе; А — коэффициент, учитыва-
ющий локализацию водорода в зонах концентрации напряжений,
равный 0,015 при /?f^7850 Н/(мм-мм), 0,03 при Rfw
«10000 Н/(мм-мм) и 0,075 при Rf^ 12750 Н/(мм-мм); т — коэф-
фициент, отражающий влияние погонной энергии на величину попе-
речных усадочных напряжений; k — коэффициент концентрации на-
пряжений в корне шва (рис. 7); у — коэффициент, учитывающий
эксцентричность расположения первого валика шва по отношению
к центральной оси толщины листа (рис. 7); В=0,8; С=0,64 для об-
разцов технологических проб и С=3 для образцов, испытуемых
осевым растягивающим усилием; oi — поперечные усадочные напря-
жения в зоне их концентрации в корне шва; ою — средние попереч-
ные усадочные напряжения при у=0.
Реш по структуре подобен Сэкв, однако коэффициенты при леги-
рующих элементах определены на основании статистической обра-
ботки результатов испытаний большого количества сталей на обра-
зование продольных холодных трещин в о.ш.з. корневой части шва
с помощью пробы Тэккен. Испытывали низколегированные стали
с пределами текучести сгт=5004-700 МПа, химический состав кото-
рых изменялся в указанных ниже пределах, при стандартных усло-
виях испытаний:
С = 0,07-^0,22; Si = 0,34-0,6; Мп = 0,44-1,4;
Cu=04-0,5; Ni = 04-1,2; Сг=04-1,2; Мо=04-0,7;
V=04-0,12; Ti=04-0,05; Nb=04-0,04;
В = 04-0,005%; Нд=14-5 см3/100 г; 6=194-50 мм;
Rfi7v= 49004-32400 Н/(мм-мм); qjv—\7 кДж/см,
где 6 — толщина образца пробы.
Rf измеряется экспериментально путем искусственного нагру-
жения сварного соединения и замера перемещений кромок его раз-
делки под сварку (рис. 8). Нагружение выполняют винтовой стяж-
к-4- к-4 к~3,5 /~_ к> ~< к II л * w>4-/r к-1-lb к-2-4 к-4 к-5 T-it/(h/2)>P Рис. 7. Коэффициент концентрации напря- жений k в корне сварных швов соединений с различной подготовкой кромок [220] A f 2 и П_Л1 I —7 ' J О о у О о о о О О Рис. 8. Схема определения сопро- тивления соединения усадке: 1 — домкрат, стяжка; 2 — динамометр; 3 — основной металл; 4 — шаровая база для ножек тензометра [193]
21
кой, устанавливаемой за пределами предполагаемой пластической
зоны при сварке. Перемещения измеряют контактным тонзометром.
В данном случае имитируется процесс нагружения соединения
в результате поперечной усадки при сварке:
Rp=Pllk,
где Р— усилие, создаваемое винтовой стяжкой; I — длина шва, мм;
Д — перемещение кромок, мм; RF можно интерпретировать как со-
противление соединения поперечной усадке шва длиной, равной
1 мм, Н/(мм*мм). При этом RF=RFOd, где RF0—коэффициент
жесткости соединения, Н/(мм2-мм).
Результаты экспериментального определения RF на различных
участках соединения между полкой А и диафрагмой С стойки моста
приведены на рис. 9 [211]. В ряде случаев значения RF0 также могут
быть рассчитаны методом конечных элементов с помощью ЭВМ.
(табл. 3) [212].
При Рн, превышающем ^некоторое критическое значение, стано-
вится вероятным образование холодных трещин. Применительно
Рис. 9. Секция стойки моста и соединение между
полкой А и диафрагмой С (а) и распределение
Rf по длине шва (б) [211]:
1—4 — последовательность сварки секций; 5 — прихваточ-
ный шов; О — без прихваточного шва; X А ф — после
сварки прихваточного шва и швов между ребрами жест-
кости D и Е
22
Таблица 3
Конструкция, размеры, мм Толщина листа, мм Н/(мм«Х Хмм) *Р' Н/(мм-мм) Примечание
Проба Тэккен, 190X140, про- резь 80 20 685 13 700 [193], эксперимент
Водовод турбины, 0 2500 60 430 25900 [229],
Сферический резервуар, 0 9150 60 705 42 300 эксперимент
Элементы корпуса судна, при- хваточный шов длиной 80 мм: поперечная переборка продольная переборка обшивка днища верхняя палуба 16 13,5 28 32 1000 920 245 392 16 100 12450 6 860 12 550
Элементы конструкции моста: наружное угловое соедине- ние коробчатой балки, при- хваточный шов длиной 100 мм наружное угловое, непре- рывный шов диафрагма и нижняя об- вязка, непрерывный шов 50 35 40 676 197 441 33 700 6 850 17630 [212], расчет
Каркас здания, соединение бал- ка — колонна, непрерывный шов 28 382 10 700
к стандартной пробе Тэккен это значение находится в пределах
0,24—0,285. Основное применение Рн предполагается для установ-
ления критического времени охлаждения th кр от температуры соли-
дуса Го до 100° С, при котором исключается образование трещин.
По //1кр определяется необходимая для этого минимальная темпе-
ратура предварительного подогрева сварного соединения Готт.
Для стандартной пробы Тэккен и Готт определены экспери-
ментально (рис. 10). Делаются попытки корреляции критических
условий образования трещин в пробе Тэккен и подобных условий
в пробах других типов и сварных конструкциях. В результате кор-
реляции предполагается возможность использования данных, полу-
ченных для пробы Тэккен, для определения Готт для сварных кон-
струкций.
В основу корреляции положено предположение, что трещины
при неизменной микроструктуре в з.т.в. и учете величины oi образу-
23
Рис. 10. Экспериментальные зависимости t/i от То (б) и f/ькр и То.тт от Рн
(а, в) для пробы Тэккен при условии ее свободного охлаждения на воздухе
после сварки [220];------------поле разброса экспериментальных данных
П
ются при содержании Нд свыше некоторой критической концентра-
ции Нд. кр. При этом принимается, что в исследованных сталях при
<7/у=84-31 кДж/см микроструктура практически не изменяется.
Влияние ф в значении Рн учитывается коэффициентами k и т. Та-
ким образом, для предотвращения трещин необходимо тепловым
режимом сварки обеспечить Нд<Нд.кр независимо от вида соедине-
ния и типа конструкции. Для стандартной пробы Тэккен это требо-
вание выполняется выбором экспериментально установленного th кр.
Для сварных соединений других конструкций необходимо определе-
ние своего критического времени охлаждения /'Лкр, эквивалентно-
го th кр пробы с позиции десорбции водорода из шва и снижения
его концентрации ниже Нд.Кр. Для этой цели используют так назы-
ваемый температурно-временной фактор т, определяющий интенсив-
ность диффузионного выделения водорода из сварного шва [177]:
где Д/г — время охлаждения в заданном интервале температур сва-
рочного термического цикла (СТЦ), с; Dt — принимаемый постоян-
ным коэффициент диффузии водорода в этом интервале, см2/с; 1е —
эффективная высота сварного шва, получаемая путем приведения
размеров шва реального соединения к размеру шва расчетной мо-
дели с одномерной односторонней диффузией водорода, см (для
стандартной пробы Тэккен с высотой шва ЛЮ17=0,5 см /е=0,2 см).
При равенстве т содержание Нд в швах различных размеров дол-
жно быть одинаковым при прочих равных условиях сварки. Если
принять, что при изменении 6 и q/v в указанных выше пределах
СТЦ остается неизменным, то т будет определяться только величи-
ной 1е. Таким образом, для перехода к q/v, отличной от стандартной
для пробы Тэккен (17 кДж/см), необходимо найти соотношение
стандартного ти и нестандартного т, по отношению соответству-
ющих высот швов hwn и hWi.
= ^®17)2= ?•
24
Для <7/г;=6,9-=-17 и 30 кДж/см 0=0,64, 1 и 1,96 соответственно.
Пропорционально 0 следует изменить /Л Кр по отношению к его зна-
чению для стандартной пробы Тэккен (см. рис. 10, а). Затем, поль-
зуясь зависимостями на рис. 10, б, можно определить Tomin для ана-
лизируемого сварного соединения.
Экспериментальные исследования показали возможность пред-
ложенной корреляции для образцов проб разных размеров и с раз-
личными формами разделок (см. рис. 7) и использование для них
зависимости Tomin—Рнпу, полученной для стандартной пробы Тэк-
кен (рис. 10, в). В то же время авторы работы [220] считают необхо-
димым совершенствование Рн теории с целью уточнения /’em, влия-
ния q/v, значений коэффициентов и возможности применения к раз-
личным типам сварных конструкций и видам холодных трещин.
В настоящем виде Рн можно применять для предварительной ори-
ентировочной оценки Tomin. При этом следует иметь в виду, что
точность определения t/iKp составляет ±500 с, a Tomin ±35°С.
Прямые способы оценки склонности сталей к трещинам
Применяемые в настоящее время прямые способы оценки склон-
ности материалов к образованию холодных трещин при сварке от-
личаются следующими основными признаками: методом интенсифи-
кации факторов, обусловливающих образование трещин, характе-
ром оценочного показателя и применением результатов оценки
(табл. 2). По первому признаку способы делятся на технологиче-
ские пробы, методы специализированных механических испытаний
сварных образцов и образцов основного металла, обработанных
имитированным СТЦ. В технологических пробах интенсификация
факторов, обусловливающих трещины, вызывается самим процес-
сом сварки. Регулирование и четкое фиксирование этих факторов,
как правило, затруднено. При механических испытаниях трещины
образуются в результате внешних воздействий, которые можно це-
ленаправленно регулировать и четко фиксировать. Технологические
пробы, как правило, качественно оценивают материалы в связи с
отмеченной выше трудностью регулирования и фиксации внутрен-
них факторов, вызывающих образование трещин. Методы механи-
ческих испытаний обеспечивают количественную оценку матери-
алов.
Технологические пробы по характеру применения полученных
результатов можно условно разделить на пробы лабораторного и
отраслевого назначения. Первые дают сравнительную оценку мате-
риалов безотносительно к их применению для изготовления какого-
либо вида сварных конструкций. Они могут служить для рассорти-
ровки материалов и исследовательских работ с целью выявления,
как правило, качественного влияния совокупности факторов на
склонность к образованию трещин. Пробы отраслевого назначения
оценивают материалы в условиях, максимально приближенных к
конструктивным, технологическим и климатическим условиям из-
25
готовления сварных конструкций определенного вида. С их по-
мощью выбирают материалы и технологию, обеспечивающие отсут-г
ствие трещин при производстве конструкций.
Технологические пробы лабораторного назначения
Сварочные технологические пробы включают следующие эле-
менты: образец определенной формы и размеров; специально уста-
новленные условия и технологию сварки образца; процедуру выяв-
Рис. 11. Сварочные
/ —CTS; 2 —крестовая; 3 — лихайская; 4 — Тэккен; 5—ВМЭИ-2; 6 — ВУЗ—ЕРЦ; 7 — пробэ
ЦНИИТС;
26
ления наличия или отсутствия трещин и определение показателя
склонности к образованию трещин (или степени стойкости против
их образования).
Каждая проба предусматривает интенсивное развитие одного
или нескольких факторов, обусловливающих образование холод-
ных трещин. Такими факторами могут быть: ускоренное охлажде-
ние с целью повышения степени закалки; повышенный уровень на-
пряжений I рода и повышенная концентрация водорода. Конструк-
ции образцов основных типов сварочных технологических проб, ос-
нованных на интенсификации указанных факторов, приведены на
рис. 11. Пробы разных конструкций обладают различной эффектив-
ностью оценки склонности материалов к образованию трещин. Эф-
фективность или чувствительность проб характеризуется способ-
технологические пробы:
с круговой наплавкой; 8 — Кренфильд; 9 —ЦНИИТМАШ; /0 — образец «окно»; // —
*2 — круглый вварыш
27
ностью воспроизводить трещины в материалах с низкой склон-
ностью к трещинам.
В ряде проб используют принцип резкой закалки в процессе
сварки. В пробе Вулдрича наплавку сварного валика выполняют на
образец 25X50X75, погруженный в воду или другую жидкость, ох-
лаждующую его до отрицательных температур. В пробе Хойта свар-
ку образца 3X50X50 в виде круговой наплавки диаметром 30 мм
выполняют в массивном медном зажиме и непосредственно после
сварки образец вместе с зажимом закаливают в воде. При испыта-
нии с помощью пробы Кировского завода валик наплавляют на об-
разец 12X130X130, интенсивно охлаждаемый с обратной стороны
водяными струями. В этих пробах показателем склонности к про-
дольным трещинам в околошовной зоне служит отношение сум-
марной длины трещин к длине сварного шва в процентах.
Исследование эффективности подобного рода прор показало, что
они дают возможность оценивать весьма ограниченное количество
материалов. Трещины образуются только в сталях, способных к за-
калке на высокую твердость. Возникающие трещины близки по сво-
ей природе к закалочным в процессе термической обработки. В низ-
колегированных сталях, склонных лишь к бейнитному или частич-
ному мартенситному превращению аустенита даже при больших
скоростях охлаждения, трещины при сварке этих проб не возника-
ют. В то же время в таких сталях при производстве сварных кон-
струкций наблюдаются холодные трещины. Несоответствие между
результатами испытаний и сварочной практикой объясняется тем,
что жесткость образцов проб весьма невелика и малы напряжения
I рода, т. е. одно из необходимых условий образования холодных
трещин. По этим причинам данные пробы в настоящее время приме-
няют крайне редко.
Проба «CTS» (с контролируемым термическим циклом) (рис.
11, 1) [130]. В пробе CTS фактором, регулирующим процесс образо-
вания трещин, служит скорость охлаждения околошовной зоны.
Испытания проводят путем сварки серии образцов, в которых ско-
рость охлаждения ступенчато увеличивается от образца к образцу
за счет увеличения толщины металла, уменьшения q/v и изменения
положения шва. Образцы состоят из двух механически обработан-
ных пластин, плотно прилегающих друг к другу и закрепленных
между собой болтом и связующими фланговыми швами. Испыта-
ние заключается в укладке контрольных (наружного 27" и внутрен-
него ЗТ) угловых швов на полностью охлажденный образец после
каждой сварки. При этом скорость охлаждения околошовной зоны
внутреннего шва примерно в 1,5 раза больше, чем наружного.
Последнее объясняется увеличением в этом же соотношении се-
чения путей оттока теплоты в основной металл. Через 24 ч после
сварки пробу разрезают поперек контрольных швов на шлифы, ко-
торые подвергают травлению и исследуют их на наличие трещин
при увеличении не менее чем 100 раз. Показателем склонности
о.ш.з. к продольным трещинам служит критическая скорость охлаж-
дения при 500° С (ге>5оо) или 300° С (&у3оо), при которой в образце
28
Таблица 4
8 А в с d Катет шва Рекомендуемая началь- ная температура, °C
До 15 включительно 150 150 75 15 6—8 —40, —20, 0 20, 75, 125 150, 200, 250
Свыше 15 300 300 150 40 8-10
возникают трещины. Применяемые толщины составляют 6—25 мм,
катет контрольного шва 4—8 мм, получаемые 0)500=44-36° С/с.
В пробе регулируется структурный фактор, и трещины возникают
при создании в о.ш.з. критического состава структуры, характери-
зуемого в основном относительным количеством мартенсита. По.
данным [154] для большинства сталей оно составляет свыше 70—
90%. Интенсификация охлаждения в пробе CTS при сравнительно
низком уровне напряжений I рода (т. е. малой ее геометрической
жесткости) недостаточно эффективна, чтобы вызвать образование
трещин в сталях с малой склонностью к их образованию.
Крестовая проба (рис. 11,2) [130]. Образец крестовой пробы со-
стоит из трех элементов, размеры которых (в мм) приведены
в табл. 4.
Стыкуемые поверхности элементов пробы обрабатывают меха-
нически для обеспечения контакта между ними. Сборку образца вы-
полняют без зазора с помощью связующих швов. Пробу сваривают
«в лодочку» с укладкой швов в последовательности 1—4. При этом
соблюдают одинаковую начальную температуру пробы перед свар-
кой каждого шва. Кратеры швов заваривают. Обычно наиболее ин-
тенсивно трещины возникают в о.ш.з. 3-го шва. Это объясняется
тем, что ему соответствует наиболее жесткий СТЦ, так как отток теп-
лоты происходит во все элементы образца пробы, в том числе и
через 1-й и 2-й швы. К тому же, основной металл в области 3-го шва
дополнительно насыщается водородом от 2-го шва. Замечено, что
часто трещины возникают после наложения 4-го шва, усадка кото-
рого повышает уровень напряжений в 3-м шве. Затем трещины воз-
никают в о.ш.з. других швов в очередности 4, 2 и 1. После сварки
образцы выдерживают на воздухе не менее 24 ч. Затем из пробы
вырезают поперечные шлифы для микроскопического контроля на
наличие трещин. Шлифы травят 2—4%-ным раствором HNO3 в эти-
ловом спирте. Микрошлифы исследуют при увеличении не менее
чем 100 раз.
Основной качественный критерий склонности к трещинам — на-
личие или отсутствие трещин в пробе. За дополнительные критерии
принимают номер шва, в о.ш.з. которого образовались трещины,
учитывая, что их «жесткость» уменьшается в отмеченной выше по-
следовательности 3 — 4 — 2— 1, или минимальную начальную тем-
29
пературу пробы, при которой уже не образуются трещины. Кресто-
вую пробу применяют для сравнительной оценки склонности основ-
ного металла и электродных материалов к образованию холодных
продольных трещин в однослойных тавровых и угловых соединени-
ях. По данным [154], трещины возникают, если в о.ш.з. в условиях
сварки пробы образуется структура с количеством мартенсита для
большинства сталей свыше 30—60%.
Лихайская проба (рис. 11, 3) [130]. Образец пробы представля-
ет собой пластину с продольной прорезью в центре с V- или Х-Ъб-
разной разделкой. По боковым сторонам пластина имеет пропилы,
длину которых меняют при испытании серии образцов. Испытание
пробы заключается в сварке шва по прорези с разделкой. В начале
и конце шва оставляют незаполненный участок длиной 2—3 мм,
кратер заваривают. Пробу сваривают при различных температурах
подогрева и различных режимах сварки. При этом высота шва не
должна превышать 6 мм. Обязательное условие работы пробы —
наличие непровара в корне шва. Трещины образуются в результате
действия высоких усадочных напряжений в корне сварного шва от
концентратора, создаваемого непроваром. При сварке низкоуглеро-
дистым швом трещины возникают в о.ш.з., при применении легиро-
ванного металла шва трещины чаще проходят по наплавленному
металлу. Контроль на наличие трещин аналогичен применяемому
для крестовой пробы. Показателем склонности к трещинам служит
критическая жесткость образца пробы, характеризуемая шириной b
его центрального участка от оси шва до начала пропила, при кото-
рой образуются трещины.
В настоящее время более распространена модифицированная
лихайская проба, отличающаяся от вышерассмотренной отсутствием
пропилов и меньшими размерами пластины (150X200). Основным
критерием склонности к трещинам этой пробы служит критическая
-W300 (С,), при которой появляются трещины в корне сварного соеди-
нения. Дополнительными критериями могут быть w3oo, при которых
суммарная протяженность трещин составляет 50% длины корневой
части шва (Сг), лицевой поверхности шва (Су) или высоты сече-
ния (Cs). Указанные критерии, по мнению авторов пробы, характе-
ризуют степень насыщения соединения водородом к моменту завер-
шения охлаждения, а через нее и склонность к трещинам. Критерии
Сг, Cj и Cs характеризуют не столько склонность металла к трещи-
нам, сколько его склонность к их распространению.
Проба Тэккен (рис. 11, 4) [130]. Образец пробы имеет размеры и
конструкцию, как у образца модифицированной лихайской пробы.
Отличие состоит в применении У-образной разделки прорези. Об-
разец сваривают из двух половинок, так как в целой пластине невоз-
можно выполнить выбранную разделку. Применение У-образной
разделки привело к тому, что трещины в пробе Тэккен образуются
преимущественно в о.ш.з. в корне сварного соединения со стороны
Х-образной части разделки. Это объясняется повышенной степенью
перегрева и укрупнением зерна в металле о.ш.з. внутри острого угла
разделки. Для оценки склонности к продольным холодным трещи-
30
нам используют те же критерии, что и при испытании модифициро-
ванной лихайской пробы.
Проба ВМЭИ-2 (рис. 11, 5) [130, 189, 226]. Образец пробы состо-
ит из плиты, изготовленной из низкоуглеродистой стали, и набора
образцов различной длины из исследуемой стали. Перед испытани-
ем образцы приваривают к жесткой плите связующими швами. Тол-
щина плиты 61 составляет 40, 50 и 60 мм соответственно для толщи-
ны 6 испытуемых образцов 10—16, 16—20 и 20—30 мм. Катет связу-
ющих швов k равен толщине образцов. После подготовки пробы ее-
выдерживают не менее суток перед испытанием. Испытание заклю-
чается в наложении стыкового шва за один проход на весь набор
закрепленных образцов. Сварку выполняют на режимах, обеспечи-
вающих высоту шва не более 6 мм. Контроль на наличие трещин вы-
полняют после удаления образца с плиты с помощью газовой рез-
ки. Корень шва протравливают раствором HNO3 и после просушки"
образец разламывают. Протравленные участки излома фиксируют
как холодные трещины.
Критерием склонности к трещинам является критическая сте-
пень жесткости К, при которой образуются трещины, определяемая
соотношением:
__________Р2_______
В Р2 + Л (4 + 2ВД ’
где Fi и F2— площади поперечного сечения свариваемого элемен-
та образца и плиты. Второй сомножитель, определенный расчетным
путем, учитывает податливость плиты.
Данный критерий — количественный, так как ему пропорциона-
лен уровень усадочных напряжений при неизменности факторов-
структуры и водорода. Последнее объясняется тем, что связующие
швы, имеющие соизмеримое с толщиной металла сечение, обеспечи-
вают одинаковый отток теплоты из свариваемых элементов в пли-
ту, а следовательно, неизменный тепловой режим их сварки. Пробу
применяют для сравнительной оценки склонности материалов к хо-
лодным продольным трещинам в однослойных стыковых соединени-
ях, выполненных' любым способом сварки, в том числе и автомати-
ческой под флюсом на форсированных режимах. Автоматическая
сварка пробы возможна благодаря свободному вводу и выводу
сварного шва с применением технологических планок.
Проба ВУЗ-ЕРЦ (рис. 11, 6) [182]. В пробе использован принцип
переменной жесткости свариваемых элементов. Элементы различной
суммарной рабочей длины L (120, 150 и 300 мм) закрепляют в от-
дельных рамах с помощью высокопрочных болтов. Степень жестко-
сти К, по данным Я. Поважана, определяется экспериментально-
расчетным путем:
где Кч=Кт:Ь1Ь'!', К.-т=ЕЪЩ\-\-(Ь—6Т)/2&Т] и Кт— степень жестко-
сти самой рамы, которую оценивают экспериментально путем сжа-
3>
тия рамы прессом как величину сжимающего усилия, вызывающего
осадку рамы на 1 мм отнесенного к ширине образца.
Толщина листов рамы Н может быть 10, 15 и 25 мм, толщина об-
разцов не должна превышать толщины листдв рамы. Применение
пробы аналогично применению пробы ВМЭИ-2.
Проба с круговой наплавкой (рис. 11,7) [216]. Испытание заклю-
чается в приварке цилиндрического элемента к плите угловым швом.
Сварку выполняют слоями, содержащими несколько валиков. Каж-
дый слой сваривают непрерывно по всему периметру. Промежуточ-
ная температура между слоями не выше 50° С. После каждого слоя
выполняют контроль на наличие трещин визуальным осмотром и
магнитным (или ультразвуковым) методом. При обнаружении тре-
щин сварку пробы прекращают. После окончания сварки пробу вы-
держивают семь суток и разрезают на четыре поперечных шлифа.
Микроскопический контроль шлифов производят при увеличении
не менее 100. Критерием оценки склонности к трещинам служит но-
мер слоя, после наложения которого образовались трещины. Пред-
полагается, что он должен быть пропорциональным величине кри-
тических усадочных напряжений, которые ступенчато возрастают
с укладкой каждого слоя шва. Однако этот критерий носит полуко-
личественный характер, так как с увеличением числа слоев шва в
соединении изменяется не только напряженное состояние, но и на-
сыщение водородом и структурное состояние. Пробу применяют для
сравнительной оценки склонности основного металла холодным про-
дольным трещинам при многослойной сварке.
Проба Кренфильд (рис. 11, 8) [172]. Образец пробы состоит из
двух пластин, собранных под углом друг к другу. В образованную
элементами разделку укладывают многослойный шов. Технология
сварки и контроля пробы, а также критерий оценки склонности к
трещинам аналогичны применяемым для пробы с круглой наплав-
кой. Пробу применяют главным образом для сравнительной оценки
склонности основного металла к ламелярным трещинам при много-
слойной сварке.
Проба ЦНИИТМАШ (рис. 11, 9) [139]. Проба предусматривает
сварку контрольного шва в разделку на поверхности пластины и
последующее его нагружение за счет усадки деформирующего шва.
При испытании пробы контрольный шов сваривают за четыре про-
хода. Сразу после сварки за время не более 0,5 ч поперек контроль-
ного шва фрезеруют канавку с целью создать концентрацию напря-
жений в зоне сварного соединения. Затем сваривают деформиру-
ющий шов различным числом валиков (1—12). Появление трещин
в основании надреза контролируют визуально. За критерий склон-
ности к трещинам принимают число деформирующих валиков, при
котором образуются трещины. Другим критерием стойкости против
трещин является начальная температура пробы, при которой после
наложения всех 12 деформирующих валиков трещины не образуют-
ся. Как и для большинства проб, данные критерии носят полуко-
личественный характер, так как при наложении деформирующих
валиков контрольный шов помимо возрастающих напряжений испы-
32
тывает повторное тепловое воздействие и дополнительно насыща-
ется водородом.
Пробу применяют для сравнительной оценки склонности мате-
риалов к холодным поперечным трещинам при многослойной свар-
ке. Это выделяет пробу ЦНИИТМАШ из ряда других, которые как
правило, оценивают склонность к холодным продольным трещинам.
Технологические пробы отраслевого назначения
Проба «образец с окном» (рис. 11, 10). Проба воспроизводит
жесткое стыковое сварное соединение с укладкой шва в горизон-
тальном положении, типичное для монтажа крупногабаритных лис-
товых конструкций. На окно в вертикальном щите накладывают об-
разец испытуемого материала и обваривают по. контуру связыва-
ющими швами. Затем сваривают стыковое соединение образца по
технологии, принятой при производстве сварных конструкций. Че-
рез семь суток после сварки образец с помощью газовой резки от-
деляют от щита, разрезают на поперечные и продольные темплеты
и приготовленные из них макро- и микрошлифы исследуют на на-
личие трещин. Критерием стойкости против трещин служит ком-
плекс условий сварки пробы, при которых трещины не образуются.
Пробу применяют для проверки выбора материалов и техноло-
гии сварки конструкций из листовых высокопрочных низколегиро-
ванных сталей таких, как сосуды, шаровые резервуары, различные
емкости и т. д. «3
Проба ЦНИИТС (рис. И, И, табл. 5) [26]. Образец пробы пред-
ставляет собой натурный образец, воспроизводящий многослойное
стыковое сварное соединение судовой корпусной конструкции. Свар-
ку пробы выполняют по технологии, принятой при производстве по-
добного рода сварных конструкций. При необходимости воспроиз-
вести условия сварки на открытом воздухе при отрицательных тем-
пературах пробу охлаждают твердой углекислотой, куски которой
по 1—2 кг укладывают на ее поверхность по обе стороны от шва на
расстоянии 100—150 мм.
Через сутки после сварки образец около сварного шва просту-
кивают кувалдой массой 4—5 кг с целью раскрытия трещин. Затем
газовой или анодно-механической резкой из сварного соединения
вырезают заготовки для продольных (6X200), послойных (10Х
Таблица 5
5 8Р к (минимальный)
До 20 20—30 Св. 30 10—20, продольные и поперечные 14—16, только поперечные 20—24, только поперечные 6 с одной стороны 8 с одной стороны 10 с двух сторон
Примечание. Все размеры в мм.
2—2049
33
Таблица б
Способ сварки Температура, С Состояние кромок Г pymia стойкости 1рещин
начальная перед последую- щим слоем
Блоками длиной ~ 1 м 20 Не ниже 80 — IV
Напроход 20 20 — II
» —25 —25 Нагрев до 40° С газо- вым пламенем III
» —25 —25 Протирка ветошью I
X 80x200) и поперечных (6X20x80) шлифов. Шлифы после трав-
ления контролируют на наличие трещин с помощью лупы трехкрат-
ного увеличения. Размеры и жесткость пробы обусловливают воз-
можность образования всех видов трещин, характерных для испы-
туемых материалов в многослойных стыковых швах большой про-
тяженности (видов частокол, откол и др.).
Критерием стойкости сварных соединений против трещин слу-
жит условие сварки пробы, при котором трещины не образуются.
Применительно к судостроению установлены четыре группы стой-
кости против трещин, соответствующие следующим условиям свар-
ки (табл. 6).
Испытания с помощью пробы ЦНИИТС в судостроении обяза-
тельны для установления пригодности основного металла, свароч-
ных материалов и выбранной технологии сварки для производства
судовых корпусных конструкций. Пробу применяют для анадогич-
ных целей и в других отраслях промышленности, для которых ха-
рактерно производство толстолистовых сварных конструкций.
Проба «круглый вварыш» (рис. 11, 12) [132]. Проба воспроизво-
дит сварной узел, в котором цилиндрический элемент вваривается
в сквозное отверстие в толстом листе. Сварку многослойного шва
выполняют по производственной технологии. В пробе получает мак-
симальное развитие радиальная компонента сварочных напряже-
ний и создаются условия для образования трещин видов откол и от-
рыв. Процедура выявления трещин и критерий стойкости против их
образования аналогичны рассмотренным выше для пробы
ЦНИИТС. Пробу используют в судостроении, тяжелом машиностро-
ении и других отраслях промышленности применительно к узлам
типа трубных выводов из корпуса и внутренних переборок судов,
вварки цапф, полуосей ступиц колес и т. п.
Испытания с помощью технологических проб обладают тем пре-
имуществом, что для них не требуется специального оборудования
и они могут быть выполнены в любой сварочной лаборатории или
цехе. К недостаткам проб относятся качественный или полуколиче-
ственный характер критериев оценки склонности (стойкости) к тре-
щинам у большинства проб; невысокая чувствительность некоторых
проб, т. е. неспособность дать оценку всех материалов, при сварке
34
которых в производственных условиях образуются трещины; необ-
ходимость механической разрезки на шлифы; в некоторых случаях
значительные металлоемкость и трудоемкость.
Чувствительность и способность воспроизводить заданный вид
трещин — важные характеристики технологических проб, которые
необходимо учитывать при их выборе для испытания материалов.
Был выполнен ряд исследований по сопоставлению и выявлению
чувствительности различных проб [154, 164 и др.]. Однако отдельные
исследования охватывали не более двух-трех проб. Одновременно-
го широкого исследования чувствительности всех применяемых проб
на одном и том же материале, к сожалению, проведено не было.
Поэтому можно дать только приближенную оценку относительной
чувствительности наиболее известных проб. Пробы, с помощью ко-
торых оценивают склонность к продольным трещинам при однослой-
ной сварке, по мере возрастания их чувствительности, по-видимому,
можно расположить в последовательности: CTS, крестовая, Лихай-
ская, ВУЗ-ЕРЦ, ВМЭИ-2 и Тэккен. Пробам с многослойным швом,
по-видимому, будет соответствовать последовательность: Кренфилд,
круговая наплавка, круглый вварыш и ЦНИИТС. Особое место за-
нимают пробы, при сварке которых воспроизводятся поперечные
холодные трещины вида частокол. Это пробы ЦНИИТМАШ
и ЦНИИТС. В литературе имеются сведения, что проба
ЦНИИТМАШ, несмотря на сравнительно небольшие размеры, име-
ет приблизительно ту же чувствительность, что и крупногабаритная
проба ЦНИИТС.
Методы специализированных механических испытаний
сварных образцов
Научно обоснованная разработка новых материалов (металла
основного и присадочного), стойких против образования холодных
трещин при сварке, возможна только на основании количественных
зависимостей этой характеристики от отдельных металлургических
и технологических факторов. Многочисленные исследования с при-
менением проб не позволили установить таких количественных за-
кономерностей в связи с особенностями и характером получаемой
с их помощью оценки склонности к трещинам. Только способы ис-
пытаний, использующие для инициирования трещин внешние воздей-
ствия, которые можно целенаправленно регулировать и фиксиро-
вать, позволяют оценивать различные материалы количественным
показателем сопротивляемости образованию холодных трещин и
устанавливать закономерности влияния отдельных факторов на
этот процесс.
Метод специализированных механических испытаний на образо-
вание холодных трещин при сварке, основанный на замедленном
разрушении сварных образцов, предложен в МВТУ им. Баумана
в 1953 г. проф. Н. Н. Прохоровым. Метод разработан и доведен до
практического применения и в настоящее время известен как метод
«ЛТП2 [132].
2* 35
Рис. 12. Зависимость разрушающих напря-
жений Ор от времени действия t нагрузки
на сварной образец (сталь 30ХН2МФА):
1 — нагружение после сварки; 2 — нагружение
через трое суток после сварки; • — разрушение
образцов по зоне термического влияния или
образование в ней трещин; О — отсутствие тре-
щин; И—Разрушение шва
Испытание по методу ЛТП2 состоит в нагружении серии образ-
цов ограниченных размеров непосредственно после сварки различ-
ными по величине внешними длительно действующими постоянны-
ми нагрузками (рис. 12). За количественный показатель сопротив-
ляемости стали (основного металла или металла шва) образованию
холодных трещин при сварке принято минимальное растягивающее
напряжение от внешней нагрузки, при котором в сварном соедине-
нии образцов возникают трещины после выдержки их под нагруз-
кой в течение 20 ч. Метод испытаний разработан с учетом того, что
холодные трещины имеют характер замедленного разрушения ста-
лей, претерпевших воздействие термического цикла сварки.
Принципиальные особенности метода ЛТП2 заключаются в при-
менении внешних нагрузок; постоянных длительно действующих
нагрузок; ограниченных по размерам сварных образцов.
Возможность применения внешних нагрузок обосновывается следующим об-
разом. Развитие деформаций и напряжений при сварке можно условно предста-
вить как явление, зависящее от процессов, протекающих в активной (шов и око-
лошовная зона) и реактивной (основной металл) зонах сварной конструкции.
В активной зоне при сварке протекают необратимые процессы в виде высоко-
температурного вязкого течения и пластической деформации, структурных пре-
вращений и т. п., которые в конечном счете являются причиной возникновения
сварочных напряжений. Реактивная зона, ограничивая свободное изменение
размеров металла в активной зоне, оказывает влияние на степень развития
необратимых процессов, т. е. определяет величину и распределение сварочных
напряжений. Влияние реактивной зоны зависит от ее размеров и геометрической
жесткости.
Сформировавшиеся напряжения в шве и околошовной зоне можно разбить
на две составляющие: а) связанную непосредственно с процессами в активной
зоне и б) обусловленную упругой реакцией основного металла на конечные
изменения размеров металла в активной зоне. В самой реактивной зоне разви-
ваются упругие деформации и напряжения, уравновешивающие эту последнюю
составляющую. При удалении связи между зонами напряжения в основном
металле исчезают. Составляющая, обусловленная развитием необратимых про-
цессов в активной зоне, остается. Такое расчленение поля напряжений на со-
ставляющие позволяет моделировать воздействие реактивной зоны на активную
внешне приложенной нагрузкой.
Характер нагрузок при испытаниях определяется условиями образования
холодных трещин как одного из видов замедленного разрушения. Трещины об-
разуются под воздействием сварочных напряжений, величина которых после
завершения охлаждения либо остается постоянной, либо изменяется крайне мед-
ленно. При этом трещины возникают после начала действия напряжений в те-
чение периода от нескольких десятков минут до нескольких десятков часов.
В соответствии с этим испытание производится постоянной нагрузкой, действую-
шей на образцы в течение не менее 20 ч. Испытание применительно к сталям
36
в течение более длительного времени, как показывает опыт, не приводит к сколь-
ко-нибудь значительному изменению получаемого показателя сопротивляемости
образованию трещин (см. рис. 12).
Размеры образцов должны быть достаточно большими, чтобы в них при
сварке воспроизводились термические и металлургические процессы, характер-
ные для сварки конструкций из металла данной толщины, а также получила
существенное развитие составляющая сварочных напряжений, связанная с про-
цессами в активной зоне. Последняя отражает особенности применяемых основ-
ного металла и металла шва, оказывает влияние на характер и температуру
превращений аустенита. Такой выбор размеров образца позволяет нагружать их
на завершающем этапе охлаждения после сварки.
При испытании образцов чрезмерно малых размеров нагружать их рекомен-
дуется, начиная с температур, предшествующих превращению аустенита, чтобы
воспроизвести влияние временных сварочных напряжений на это превращение
[37]. В образцах сравнительно больших размеров воздействие напряжений на
превращение аустенита запрограммировано в самом образце, размеры которого
обеспечивают развитие в активной зоне достаточно. большой составляющей
сварочных деформаций и напряжений. Согласно методу ЛТП2 нагружать образ-
цы следует начиная с температуры 50° С. Возможность нагружения образцов
сразу после их охлаждения подтверждена экспериментально.
В то же время размеры образцов должны быть, по возможности, минималь-
ными, чтобы свести к необходимому минимуму величину составляющей собст-
венных напряжений в образцах, сократить расход материалов на изготовление
образцов и иметь возможность проводить испытания на машинах небольшой
мощности. Наличие в образцах существенной по величине составляющей собст-
венных напряжений может привести к образованию в них холодных трещин без
приложения внешней нагрузки, что сократит диапазон исследуемых материалов
и снизит возможности количественной оценки с помощью данного метода.
Выбор размеров образцов также должен учитывать тепловые процессы
в металле данной толщины при соответствующей ей средней погонной энергии
сварки. Ограничение размеров образцов равноценно подогреву сварного шва
вследствие отражения теплоты от боковых граней. Как показывает опыт и оце-
ночные расчеты, подогрев до температуры 70° С не оказывают существенного
влияния на формирование шва и высокотемпературные процессы в металле,
а также на характер и температуру структурных превращений. Однако при этом
существенно уменьшаются скорости охлаждения при температурах 300° С и ни-
же, что существенно может снизить водородное насыщение шва. Следовательно,
минимальный поперечный размер образцов должен быть таков, чтобы отраже-
ние теплоты от боковых граней, параллельных оси сварного шва, по своему
эффекту, по крайней мере, не было эквивалентно подогреву до температур выше
70° С. Для этого достаточно выбрать параллельную оси шва границу образца,
совпадающую с касательной к изотерме 100° С установившегося температурного
поля во время сварки. Тогда отраженная тепловая волна вызовет подогрев шва
и о. ш. з. менее чем на 70° С. Дополнительное ужесточение термического цикла
при сварке образцов, особенно при невысоких температурах, можно получить за
счет применения медных охлаждаемых водой приспособлений, в которых закреп-
ляют образцы при сварке. Для уменьшения искажений термического цикла в зо-
не шва и процесса кристаллизации под шов следует помещать керамические
или флюсовые подкладки, вмонтированные в зажимные приспособления. При
интенсивном охлаждении медных приспособлений водой в образцах возможно
воспроизвести термические циклы, соответствующие сварке конструкций из стали
толщиной до 50 мм. Исходя из приведенных соображений, экспериментально-
расчетным пУтем была установлена суммарная ширина стыковых образцов 120
и 200 мм для толщин 3 и 12 мм соответственно.
Длину образцов, по соображениям обеспечения необходимого развития со-
ставляющей собственных напряжений в активной зоне образца, определяли
экспериментально. За оптимальный принят предельный размер, выше которого
при испытаниях образцов не наблюдалось понижения показателя сопротивляе-
мости образованию трещин. Такая оптимальная длина шва установлена равной
70 и 100 мм для толщин 3 и 12 мм соответственно.
37
Схему приложения нагрузки, тип сварного соединения и форму
образца выбирают в соответствии с толщиной металла, мощностью
имеющихся испытательных машин или техническими условиями на
испытание, в которых оговорен тип сварного соединения и характер
образующихся трещин. Испытания в соответствии с методом ЛТП2
можно выполнять по четырем схемам нагружения с применением
шести типов сварных образцов (табл. 7). Для проведения испыта-
ний разработано и изготовлено испытательное оборудование четы-
рех типов [78, 88, 118].
Данный комплекс образцов и оборудования позволяет воспроиз-
водить все виды трещин (см. табл. 1) в основных типах сварных
соединений и оценивать сопротивляемость стали их образованию.
В отношении четкости результатов испытаний, диапазона изме-
нения количественного показателя, а также максимальной возмож-
ности выявления влияния различных факторов на процесс образо-
вания трещин наиболее эффективно испытание путем растяжения.
При испытании растяжением имеется возможность прямо получить
оценку сопротивляемости образованию трещин по значению крити-
ческих растягивающих напряжений. Во всех других случаях эта
оценка в какой-то степени условна, так как ведется либо по нагру-
жающему усилию, либо по напряжениям, рассчитанным с помощью
приближенных методов теории упругости и пластичности.
Таблица 7
Схема нагружения Тип сварного образца Толщи- на, мм Испытательное оборудование
I. Изгиб распределен- ной нагрузкой образ- ца, жестко закреплен- ного по контуру 1. Круглый (или восьми- гранный) плоский со сты- ковым швом по диамет- РУ 1-3 Гидропластмассовое уст- ройство, развивающее давление до 15 МПа» ЛТП2-5
II. Изгиб консольный 2. Тавровый с угловым швом 8-20 Установка для нагруже- ния постоянным изгиба- ющим моментом 102— 1,6-103 Н-м, ЛТП2-3
III. Изгиб трехточеч- ный сосредоточенной нагрузкой 3. Прямоугольный с по- перечным стыковым швом 4. Прямоугольный с про- дольным стыковым швом 8-20 Прессы или разрывные машины, снабженные уст- ройствами для сжатия усилием 30—300 кН с жесткими скобами, ЛТП2-6
IV. Растяжение 5. Прямоугольный с по- перечным стыковым швом 6. Прямоугольный с про- дольным стыковым швом 1-10 Разрывные машины, соз- дающие постоянное уси- лие 50—10я кН, ЛТП2-4 и ЛТП2-7
38
Однако для испытаний растяжением необходимы специализиро-
ванные разрывные машины большей мощности. Применение стан-
дартных разрывных машин (при дополнении их устройствами для
обеспечения постоянства нагружающего усилия), позволяющих ис-
пытывать одновременно только один образец, нецелесообразно
вследствие их малой производительности. Исходя из простоты при-
меняемого оборудования и возможности одновременного испыта-
ния серии из 5—10 образцов, для широкого применения рекомен-
дованы схемы и типы образцов, основанные на нагружении изги-
бом.
При сварке образцов в процессе испытаний по методу ЛТП2 не-
обходимо воспроизводить и фиксировать термический цикл, харак-
терный для сварки конструкций из исследуемой толщины металла,
а также определять концентрацию водорода в наплавленном метал-
ле с помощью спиртовой карандашной пробы [53] или другими мето-
дами [И, 114, 225]. Показатель сопротивляемости стали трещинам
имеет смысл только при известных термических циклах сварки и
концентрации водорода в наплавленном металле.
Испытание путем изгиба круглого образца распределенной на-
грузкой [78]. Образцы (рис. 13, а) во время сварки закрепляют в ох-
лаждающих зажимных приспособлениях, изготовленных из меди
толщиной, равной 3—5 толщинам свариваемого металла. Образец
испытывают по схеме нагружения круглой пластинки, жестко за-
крепленной по контуру, равномерно распределенной нагрузкой.
Для испытания используют нагружающее устройство ЛТП2-5
(рис. 13, б, в), состоящее из цилиндрического корпуса 1, заполнен-
ного гидропластмассой 14. В верхней части корпуса имеется опора,
на которой жестко по контуру закрепляют круглый (или восьми-
гранный) сварной образец 8 с помощью запорного кольца 6 и бол-
тов 7. Образец помещают на опоре между подкладными нарезными
кольцами 12 из закаленной стали для устранения проскальзывания
образца относительно опоры. Устройство снабжено плунжерной па-
рой 15 для создания давления гидропластмассы путем введения
плунжера во внутреннее пространство корпуса. Для этого плунжер
и плунжерное гнездо имеют ходовую винтовую нарезку. Вращение
плунжера осуществляют вручную специальным ключом. Макси-
мальное давление, создаваемое таким образом, составляет
14,7 МПа. Давление измеряют манометром 3, соединенным с кор-
пусом через переходную втулку 4, заполненную глицерином 5. Про-
странства, заполненные гидропластмассой и глицерином, разделены
резиновой мембраной 2. Уплотнение гидропластмассы в области
образца осуществляют обтюратором 11 из тонкой резины, закреп-
ленным в корпусе кольцом 13, и прокладкой 10 из толстой резины.
Прогиб образца в процессе испытания замеряют индикатором 9.
Применение гидропластмассы марки СМ в качестве рабочего
тела в нагружающем устройстве позволяет нагружать образцы
практически постоянной нагрузкой во времени. Вследствие высокой
вязкости гидропластмассы падение давления имеет место в основ-
ном в первый час после нагружения и в конце испытания не превы-
39
Рис. 13. Форма, размеры и схема нагружения образца
(а), схема (б) и общий вид (в) установки ЛТП2-5
шает 10% номинального при зазоре в плунжерной паре 0,02 мм.
Падение давления можно снизить до 2—3%, если поддерживать за-
данное давление в первый час работы нагружающего устройства.
Для испытания используют пять — восемь нагружающих устройств.
При испытании образец в центральной части подвергают равно-
му двухосному растяжению. Образование трещин в образце воз-
можно как вдоль, так и поперек шва или околошовной зоны. Рас-
положение трещин зависит от положения зон в сварном соединении,
обладающих минимальным сопротивлением образованию трещин,
которое характерно для каждого класса стали и типа металла шва
(рис. 14). Сопротивляемость сварного соеднения в образцах обра-
зованию холодных трещин оценивают по критическим разруша-
40
Рис. 14. Виды холодных трещин, образующихся при испытании круглых образ-
цов на установке ЛТП2-5:
а, б — продольные в околошовной зоне и шве; в, г — поперечные в шве и околошовной
зоне
ЮЩИМ давлению Ppmln, прогибу /т mln И НаПрЯЖвНИЯМ Oprnln, рассчи-
танным методами теории упругости [144].
Зависимости fm от р для образцов разных толщин при Е—
=21,8-104 МПа приведены на рис. 15, а. При прогибах, не превыша-
ющих толщину образца, точные и приближенные значения прогибов
практически совпадают. Выражение для суммы изгибныхи мембран-
ных напряжений имеет вид
ar=^=o,i2MM2p+4,4-io-4—!_/'_£±_у3 ^2
Как видно из данных, приведенных на рис. 15, б, для толщин
2—3 мм и £>4=100 мм точные и приближенные значения напряже-
ний в пределах 0—980 МПа отличаются друг от друга не более чем
41
на 10%. В образцах с диаметральным швом ог соответствует про-
дольному напряжению <ух, а ах — поперечному <jv.
Испытания тавровых образцов путем консольного изгиба [118].
Образцы (рис. 16, а) собирают и сваривают «в лодочку» в медном
охлажденном водой зажимном приспособлении (рис. 17). Режим
сварки выбирают таким, чтобы катет шва не превышал толщины
образца. Термический цикл сварки регулируют изменением интен-
сивности охлаждения образца в приспособлении. Получаемые тер-
мические циклы сопоставимы с циклами, соответствующими сварке
жесткой пробы ЦНИИТС (см. рис. 11) с различными погонной энер-
гией и температурой предварительного подогрева (рис. 23, б) [109].
Для последующего подогрева сварных образцов в процессе испы-
таний применяют малогабаритную накладную печь (рис. 18, в)
[109], имеющую два пластинчатых нихромовых нагревательных эле-
мента сечением 0,2X20, питающихся от понижающего трансформа-
тора 220/5 В мощностью 5 кВт-А. Температуру контролируют тер-
мопарой, привариваемой в центре нижней части стенки образца, и
авотматически поддерживают с помощью электронного потенцио-
метра ЭПП 09-ЗМ.
Установка ЛТП2-3 (рис. 16, г) имеет пять одинаковых секций,
собранных на общей станине. Станина состоит из основания 1, пе-
редних и задних опор 17 и 2. На передней опоре смонтирован стол
12 с салазками, имеющий возможность горизонтального перемеще-
ния относительно опоры. Стол служит для закрепления сварных
образцов 10 винтами 11 и его установки в необходимое положение
при испытаниях с помощью винтов 13. Нагружение образцов изги-
бающим моментом осуществляется рычагом 7 и набором грузов 20.
Рис. 15. Зависимость максимального прогиба fm и растягивающих напряжений
а, ис, на поверхности в центре круглого образца в зависимости от давления р
и толщины образца б:
-----по теории малых прогибов; по теории больших прогибов
42
Рычаг шарнирно закрепляют в верхней части передней опоры
осью 18.
Изгибающий момент передается на образец через кронштейн 8
и тягу 9. Регулируют изгибающий момент изменением числа чугун-
ных или свинцовых навесок в наборе грузов и положением груза
на рычаге. Максимальный набор грузов составляет 150 кг. Грузы
Яариириока
г)
Рис. 16 Сварной тавровый обра-
зец и установка ЛТП2-3:
Размеры образца, мм Размеры образца, мм
6 6-8 10-12 16-20 6 6-8 10-12 16-20
Ь 75 100 100 80 100 100
L 75 100 100 L\ 125 150 150
а° 15 15 15 ef 25x25 25x25 25x25
d 3 4 5 с 1 1,5 2
6-8 10—12 16—20
43
р
Рис. 17. Зажимное приспособление для сварки таврового образца:
/—стенка образца; 2 — полка образца; 3 — мундштук сварочной головки; 4—медная под-
кладка под стенку образца; 5 — медная подкладка под полку образца; 6 — отверстия для
водяного охлаждения; 7 — прижимы^ стенки образца; 8 — прижимы полки образца; 9 —
пружина; 10 — направляющий цилиндр; // — внешний цилиндр; 12 — эксцентрик; 13 — ру-
коять; 14 — корпус; 15 — гайка, регулирующая осадку пружи!
образца
k т п о р г s d
30 150 120 15 180 65 18 12
Вариант охлаждения образцов при сварке
1 — в свободном состоянии 7—9
2 — в приспособлении без охлаждения его водой 12—14
3 — в приспособлении с охлаждением его водой 18—20
Примечание. Толщина образцов 10 мм, сварка ручная
с/эл=4 мм.
в зависимости от толщины
р Рщ ах
пружины
60 8 кН
^бОо/бОО, °С/с
помещают в кассету 19, имеющую каретку 5 для перемещения по
рычагу. Кассеты с грузами перемещаются механизмом перемещения
15 с ручным приводом 16, тросом 6 и системой блоков 14 и 4. На
верхней полке рычага укреплена линейка с делениями 21 для фик-
сирования расстояния от оси рычага до груза, необходимого для
определения изгибающего момента. На двух смежных задних опо-
рах установлен амортизатор 3, поглощающий энергию падающего
рычага в случае разрушения сварного образца при испытании.
Изгиб образца по схеме I (рис. 16, б) вызывает растягивающие
напряжения в корневой части сварного соединения. Такое испыта-
ние наиболее эффективно для оценки сопротивляемости основного
металла (з.т.в. и зоны сплавления) образованию продольных хо-
лодных трещин. В данном случае целесообразно локализовать обра-
зование трещин в вертикальной стенке таврового образца по следу-
ющим соображениям. Во-первых, в стенке нагружению подвергает-
ся более перегретая з.т.В|., что подтверждается расположением изо-
44
Рис. 18. Накладная печь на
сварной тавровый образец
для испытаний в условиях
последующего подогрева
или отпуска:
1 и 2 — нагревательные элемен-
ты; 3 и 4 — теплоизолирующие
экраны; 5 —образец; 6 — стол
установки ЛТП2—3; 7 — тяга;
8 — место приварки термопары
.терм и шириной этой зоны в сечении пол- 7 4 п=~—n s t
ки (рис. 19, а). Во-вторых, растяжение /
происходит поперек проката, т. е. металл
^испытывается в направлении, по которому
юн ослаблен вследствие волокнистого
строения. В-третьих, переход от шва к ос-
новному металлу стенки имеет стабиль-
ный плавный характер, что облегчает
расчет разрушающих напряжений. Пере-
ход от шва к полке представляет собой
концентратор, острота которого различна
в разных образцах.
Локализация трещин в стенке дости-
гается выбором материала элементов об-
разца; вертикальную стенку изготовляют
из исследуемой стали, полку — из низко-
углеродистой стали, а шов выполняется
электродными материалами, менее склон-
ными к образованию трещин в самом шве,
чем основной металл. По этой схеме воз-
можно также испытание корня сварного
шва. В этом случае шов выполняют иссле-
дуемыми электродными материалами, а
образец изготовляют из низкоуглероди-
стой или низколегированной стали той
же системы легирования, что и шов, но
с большей сопротивляемостью образова-
нию трещин.
Следует иметь в виду перемешивание наплавленного металла в
корне шва с основным металлом. В металл шва примешивается ме-
талл стенки, проплавление которой значительно больше, чем гори-
зонтальной полки. Это обстоятельство может оказывать влияние на
величину показателя сопротивляемости корня шва образованию
трещин.
Для испытания поверхности металла шва рекомендуется нагру-
жение по схеме 11 (рис. 16, в). При указанном выборе матери-
алов трещины образуются на поверхности шва вдоль центральной
оси. В этом случае оценивается металл шва по составу, практиче-
ски совпадающему с составом сварочных материалов.
Холодные трещины в сварных тавровых образцах после испыта-
ний приведены на рис. 19. Трещины в корне соединения выявляют
следующими способами. Наиболее простой — травление трещин
5%-ным раствором HNO3, который заливают в зазор со стороны
/корня шва. После просушки и разрушения образца протравленные
участки в изломе фиксируются" как трещины. В чистом изломе
- участки, соответствующие трещинам,. имеют блестящи^ крупнозер-
* нистый вид. Другой способ заключается в разрезке образцов и ис-
< следовании макро- и микрошлифов на наличие трещин.
Максимальные напряжения в о.ш.з. в корне соединения опреде-
45
ляют по формуле сопротивления материалов для нагружения изги-
бающим моментом Мпзг'-
а = 6Жизг/&Р, (2^
где b — ширина образца; й— средний катет шва на вертикальной
стенке.
Замерять катет следует после сварки образца с целью опреде-
ления заданных напряжений при испытании (рис. 20). Предвари-
тельно на стенке образца острым керном наносят пять отметок и
измеряют расстояние от них до свариваемой кромки. После сварки
повторно измеряют расстояния от отметок до сварного шва. По
разнице первого и второго замеров определяют размер катета в дан-
ном сечении. Для расчета напряжений принимают величину кате-
та, осредненную по пяти замерам на равных расстояниях по длине
Рис. 19. Вид и расположение холодных трещин в сварных тавровых образцах
после испытаний по методу ЛТП2:
а—в—околошовной зоне; б — в корне шва; в — отрыв по зоне сплавления; г — излом по
холодной трещине; д — травленая трещина в изломе; е — вид трещины после отрезки пол-
ки; ж —- трещина на шлифе
46
Рис. 20. Схема измерения среднего катета сварного таврового образца:
с/— разметка стенки образца; б — измерение базы до и после сварки образца; в —изме-
рение конечной величины катета; 1 — специально заточенный штангенциркуль; 2 — отметка
керном; 3 — стенка образца до сварки; 4 — шаблон с упором; 5 — образец после сварки;
6 — образец после испытания и разрушения; 7 — разметка чертилкой
шва. После испытания и разрушения образца катет снова замеряют
в тех же пяти сечениях специально заточенным штангенциркулем
с целью уточнения и окончательного расчета разрушающих напря-
жений.
Для учета концентрации напряжений совместно с В. Д. Прохоренко иссле-
довано их распределение при изгибе модели таврового образца из оптически
активного материала. Результаты исследования (рис. 21) показывают, что кон-
центрация напряжений имеет место в зонах перехода от горизонтальной полки
к корню шва (а„ =2,3) и от вертикальной стенки к внешней поверхности шва
(а3 =2,8). Коэффициент концентрации быстро уменьшается и принимает значе-
ние, равное единице на расстоянии двух-трех радиусов надреза от центра его
расположения. В зоне сплавления и околошовной зоне вертикальной полки
коэффициент концентрации близок к единице. Следовательно, нормальные на-
пряжения s этих зонах на торце вертикальной стенки равны средним напряже-
ниям от изгибающего момента. Исходя из этого было принято разрушающие на-
пряжения определять по формуле (2).
Испытание плоских стыковых образцов путем изгиба сосредо-
точенной нагрузкой [130, 132]. Форма и размеры двух типов образ-
цов с поперечной и продольной разделкой кромок, а также схема
их нагружения приведены на рис. 22. Образцы сваривают в медных
охлаждаемых водой зажимных приспособлениях. Термический цикл
сварки регулируют изменением интенсивности охлаждения образ-
цов; в том числе путем душевания нижней поверхности образца
струями воды (рис. 23, а). Получаемые термические циклы сопоста-
вимы с циклами, которые имеют место в жесткой пробе ЦНИИТС
(см. рис. 11) при сварке с различными погонными энергиями и
температурой предварительного подогрева (рис. 23, б) [109, 218].
Образцы с поперечной разделкой для испытаний со стороны лице-
вой поверхности шва на образование продольных трещин сварива-
ют с неполным заполнением разделки примерно на 2 мм. Это созда-
ет естественный концентратор, повышающий чувствительность ис-
пытания. Образцы для испытаний со стороны корня шва на обра-
47
Рис. 21. Распределение напряжений при изгибе модели таврового образца из оп-
тически активного материала:
а —прототип модели; б — полосы Txv = (Oi—а2), по контуру Тху = (Ть полосе 3 соответст-
вует о1=оср; в —изостаты по площадкам главных напряжений; г — коэффициент кон-
центрации напряжений (a j = <J1/oCp)
зование продольных и поперечных трещин сваривают с такой сте-
пенью проплавления, чтобы в корневой части образца появилось
небольшое провисание перегретого основного металла.
Нагружение и закрепление сварных образцов в нагруженном
состоянии выполняют в жестких скобах ЛТП2-6 (рис. 24). Скоба
представляет собой жесткую раму 1, на основании которой разме-
щены опоры 6. Образец 5 при испытании укладывают на опоры и
изгибают штоком 2 с пуансоном 4 при помощи пресса. После до-
стижения заданной нагрузки или прогиба образца, который изме-
ряют устройством 7 с индикатором, положение образца и штока с
пуансоном фиксируют гайкой 3. За счет упругой энергии, накоплен-
ной в образце, в нем действуют практически постоянные напряжения
заданной величины. В скобах образцы выдерживают в течение 20 ч.
Релаксация напряжений в образцах за этот период не существенна
и, как показали замеры, изменения усилия, действующего на обра-
зец при выдержке его в скобе, не превышают 3—5%. Испытанию
одновременно подвергают серию образцов при различных нагруз-
ках. После испытания образцы исследуют на наличие трещин ви-
48
'дуальным осмотром поверхности образца или его излома по испы-
танному сечению. Перед изломом образец травят 5%-ным раство-
ром HNO3 и высушивают. Протравленные участки излома считают
трещинами.
1 Этот вид испытаний наиболее эффективен для оценки сопротив-
ляемости о. ш. з. и шва образованию поперечных холодных трещин
вида частокол.со стороны корня сварного шва. Учитывая невозмож-
ность воспроизведения такого вида трещин при испытаниях по-
другим схемам, а также с помощью большинства технологических
Рис. 22. Чертеж плоского сварного образца с поперечным (а) и продольным (б)
стыковыми швами и схема его нагружения изгибом с растяжением поверхности
шва (в) и корня шва (г):
I — форма и размеры разделки образцов для испытаний поверхности шва; II — то же,
корня шва
Размеры образцов, мм
В 2—6* 10-12 16—20
в 70 100 100
L 150 230 (320*) 330
Li 70 80 100
с 0,5—1,5 3 6—10
е 20 40 50
f 15 50 60
1 — 200 280
S — 40 50
Для образцов, испытуемых растяжением.
49
Рис. 23. Схема приспособления для охлаждения плоских образцов при сварке
путем «душевания» водой (а), скорости охлаждения швоо/боо корневого шва при
сварке Х-образного соединения стали толщиной 40 мм (б):
А — проба ЦНИИТС, X —данные 1218], • —расчет на основе данных пробы ЦНИИТС;
/—образец; 2 —корпус; 3 — вентиль водопровода; 4 — монометрическая трубка (при ма-
лом расходе воды); 5 — манометр (при большом расходе воды); 6 — насадки с отверстиями;
7 — пружинные отсекатели воды
Варианты* охлаждения образцов при сварке
Давление воды, МПа ^воо/воо, °С/с
2-Ю"4 18—20
3,5*10"4 28—32
10 10-4 46—50
Примечание: Толщина образцов 10—12 мм, ручная
сварка, dan=4 мм*
Рис. 24. Чертеж жесткой скобы ЛТП2-6:
Размеры скобы, мм
3 В н АГ** Я1 1. S*
Я—14 325 235 6 270 200 30 16 40
16-20 510 270 8 310 280 30 20 50
♦ При испытании образцов с продольным швом применяют пуан-
<сон с одной опорой (S=0);
** № — номер швеллера.
50
Рис. 25. Чертеж плоского образца для испытаний на
образование холодных трещин «частокол» примени-
тельно к многослойной сварке (для ручной сварки
^эл=4 мм, с=20 мм)
проб, следует считать данное испытание незаменимым при иссле-
довании процесса образования поперечных трещин. Для испытаний
применительно к многослойной сварке применяют образцы с двумя
(или тремя) разделками на определенном расстоянии С друг от
друга с расчетом воспроизведения при заданном тепловом режиме
сварки в о. ш. з. 1-го (и 2-го) шва последующего нагрева при ук-
ладке 2-го (или 3-го) швЬ до температур в диапазоне 400—600° С
(рис. 25). Обоснование формы образца приведено в гл. III. Вид
образующихся при испытании трещин приведен на рис. 26.
При необходимости испытаний в условиях последующего подо-
грева до температуры 200° С жесткую скобу ЛТП2-6 с образцом
целиком помещают в камерную печь на заданное время.
Рис. 26. Холодные трещины, полученные при испытании плоских сварных образ-
цов на изгиб:
?ГПР?Д0ЛЬНые тРе1Ц-ины в стали 16Г2АФ; б — поперечные трещины <частокол> в швах*
и 2) соединения стали 18Х2НЗМА, претерпевших сварочный термический цикл и после-
дующий нагрев в результате наложения последнего шва (<?)
5Г
Максимальные напряжения приближенно рассчитывают по
12£8(/т~/о) I
(212 + 21S — S2) ’ '
где fm—полный прогиб в центре образца; f0 — остаточный прогиб
на базе I; у — коэффициент, учитывающий неравномерность рас-
пределения напряжений по сечению, равный 0,65.
Более точный расчет напряжений возможен при наличии диаграммы напря-
жение— деформация а—е при растяжении. Применительно к рассматриваемому
случаю можно построить такую диаграмму по результатам испытаний на изгиб
[99]. При этом принимают следующие допущения: поперечные сечения остаются
плоскими, схема нагружения — чистый изгиб, напряженное состояние — одноос-
ное, и материал одинаково работает на сжатие и растяжение. Первые два допу-
щения не оказывают существенного влияния на величину напряжений при отно-
шении толщины к длине образца, меньшем 0,3. При данных допущениях макси-
мальное напряжение
2 I г> ^ИЗГ \ ZQK
°- *62 (2Л*изг+? —d<f ), (3)
тде ф —угол наклона касательной к упругой линии прогнутого образца.
Числовые значения о определяют путем графической обработки эксперимен-
тальных зависимостей, полученных при испытаниях на изгиб. Для получения
последних на поверхности образца, подвергаемой растяжению, в области наибо-
лее нагруженного сечения керном наносят базу измерения деформации /0 длиной
10 мм. Обычно две базы наносят симметрично продольной оси сварного шва
(рис. 25). Затем образец изгибают усилием Pi до появления остаточной дефор-
мации 80г на базе 10. Измерение баз после разгрузки образца выполняют дефор-
мометром и полученные значения eOi усредняют. Нагружение и разгрузку об-
разца повторяют несколько раз, увеличивая Pi и остаточную деформацию 8о<
с заданным шагом. По результатам измерений, учитывая, что разгрузка происхо-
дит по закону Гука, строят зависимость Р—8, которую перестраивают в зависи-
мость Мизг—Ф (рис. 27, а, в). Угол ф рассчитывают исходя из геометрических
построений по величине полной деформации 8 по соотношению ф = е/о/6 (рис.
27, б). Производную dM/dy находят графическим дифференцированием кривой
ЛИизг—ф. Пользуясь формулой (3), строят зависимость а—8 (рис. 27, е). При
серийных испытаниях данной стали на образцах наносят базу /0, после испыта-
ний замеряют во и по готовой диаграмме о—8 определяют напряжения.
Испытание плоских стыковых образцов путем осевого растя»
□кения. Испытания по методу ЛТП2 путем растяжения образцов
постоянной нагрузкой возможны на серийных разрывных машинах
с механическим или гидравлическим приводом. Эти машины, рабо-
тая в непрерывном динамическом режиме, способны поддерживать
постоянным заданное усилие нагружения. К сожалению, такие ма-
шины не очень удобны в эксплуатации, так как требуется непре-
рывное наблюдение за машиной в течение длительного периода ис-
пытаний.
Указанный выше недостаток устранен в специализированной
машине для испытаний постоянным растягивающим усилием
ЛТП2-7 [88]. Машина состоит из узла нагружения, узла зажатия
образца и привода (рис. 28). Узед.нагружения.представляет собой
цилиндр Я заполненный гидропластмассой 16, Поршень 10 цилинд-
ра находится в среднем положении, а выше и ниже его в цилиндр
вварены плунжерные пары, состоящие из стаканов и плунжеров 7
52
Рис. 27. Определение напряжений при изгибе пластины по диаграмме усилие —
деформация:
«а —диаграмма Р—е; б —схема расчета угла наклона касательной ф к упругой оси про-
гнутого образца; в — графическое определение производной dMjdy по зависимости изги-
бающего момента М от ф; г —пример диаграммы а— е для среднелегированной стали;
-------изгиб;--------растяжение
и S. Последний, вращаясь относительно стакана благодаря наличию
резьбы, совершает поступательное движение и вводится в цилиндр
или выводится из него. Узел зажатия образца состоит из подвиж-
ного 2 и неподвижного 3 зажимов. Конструкции их аналогичны, а
различаются они тем, что подвижный зажим связан с поршнем си-
лового цилиндра и имеет возможность вместе с ним перемещаться
вверх и вниз по направляющим 15, второй зажим — неподвижный
и опирается на эти направляющие. Оба зажима выполнены в виде
цилиндров с поршнями Г2. Пространство под поршнями заполнено
также гидропластмассой. Образец находится между поршнем и
гайкой 7, связанной с корпусом цилиндра. При повышении давле-
ния под поршнями они перемещаются и прижимают образец 1 к
гайкам.
Привод подразделяется на приводы верхнего и нижнего плун-
жеров. Конструктивно они выполнены одинаково и состоят из
электродвигателя 5 и одноступенчатого червячного редуктора 6 с
передаточным отношением 30. Вал червячного колеса полый, внут-
ри его проходит плунжер. Благодаря шлицевому соединению вра-
53
Рис. 28. Машина ЛТП2-7 для испытаний сварных
гивающим усилием
образцов постоянным растя-
щение колеса передается плунжеру, который может перемещаться
в осевом направлении.
Испытания проводят следующим образом. Образец 1 вставляют
в зажимы и фиксируют гайками. Затем включают привод. Враще-
ние от электродвигателей передается через редуктор верхнему 7 и
нижнему 8 плунжерам, которые вводятся внутрь силового цилинд-
ра. При этом давление под поршнем и над ним поддерживается
одинаковым, поршень, а следовательно, и связанный с ним подвиж-
ный зажим не перемещаются. Давление в верхней части силового
цилиндра через трубу 11 передается в цилиндры подвижного и не-
подвижного зажимов, в результате чего поршни зажимов переме-
щаются и зажимают образец. По достижении необходимого давле-
ния в силовом цилиндре, которое контролируется манометрами 13
и 14, привод нижнего плунжера реверсирует, последний выводится
из цилиндра, давление под поршнем падает. Верхний плунжер про-
должает входить в иилиндр, поддерживая над поршнем заданное
давление. Поршень под действием разности давлений над ним и под
ним перемещается вниз, в результате чего создается тяговое уси-
лие, которое через связанный с поршнем подвижный зажим пере-
дается на образец. По достижении заданного усилия привод вы-
54
ключается, образец остается в нагруженном состоянии в течение
.20 ч.
В качестве рабочего тела в цилиндрах применена гидропласт-
масса марки СМ, представляющая собой желеобразную массу с
высокой вязкостью. Это позволяет поддерживать в цилиндре за-
данное давление в течение всего испытания. Эксплуатация пока-
зала, что в течение 20 ч падение давления от заданного (103МПа)
ве превышало 10%. Гидропластмасса под давлением ведет себя
подобно минеральным маслам, обладает смазывающими свойства-
ми, не вызывает коррозии металла.
Машина ЛТП2-7 предназначена для испытаний образцов тол-
щиной 10 мм (остальные размеры приведены на рис. 22). Макси-
мальное тяговое усилие машины составляет 1000 кН. Необходи-
мость крупногабаритных разрывных машин относительно большой
мощности и их малая производительность при испытаниях на за-
медленное разрушение обусловливают малую пригодность схемы
растяжения для серийных испытаний по сравнению с изгибом.
Поэтому испытания на машине ЛТП2-7 рекомендуется выполнять
при исследованиях природы трещин, особенно поперечных вида
частокол. При этом появляется возможность изучения условий
и места возникновения очагов зарождения трещин в многослойных
сварных соединениях [109].
В последние 20 лет метод оценки сопротивляемости сталей обра-
зованию холодных трещин, заключающийся в испытании сварных
образцов на замедленное разрушение в условиях нагружения по-
стоянным усилием, получил широкое распространение в СССР и
за рубежом. Основные характеристики разновидностей указанного
метода приведены в табл. 8. Наибольший интерес представляют
методы RRC и имплант.
В основу RRC положена идея абсолютно жесткого закрепления
свариваемых элементов в процессе сварки [228]. Для испытаний
применяют образец / большой длины, концы которого закрепляют
в захватах 2 и 3 нагружающего устройства с ручным и механиче-
ским приводом 10 (рис. 29). Вдоль образца наносят базы различ-
ной длины, симметричные оси сварного шва. На одной из баз
закрепляют ножки измерительного устройства 4, снабженного ин-
дикатором 5 и микровыключателем 6. Во время и после сварки
длину заданной базы поддерживают постоянной с помощью ручно-
го привода, ориентируясь на показания индикатора, или механиче-
ского привода, связанного с микровыключателем.
В результате после окончания сварки в образцах возникают и
в период до окончания охлаждения нарастают усадочные усилия,
которые замеряют динамометром 7 с тензодатчиками 8 и регист-
рируют самописцем 9 (рис. 30). Установившиеся их конечные зна-
чения пропорциональны жесткости образца К, определяемой
соотношением К—ЕЪЩ, Н/(мм-мм). Уменьшая базу испытаний Z,
от 500 до 100 мм, увеличивают усадочные напряжения до значений,
при которых образуются трещины в период испытаний до 100 ч.
Отличительная особенность метода по сравнению с другими заклю-
55
СИ
о
Метод Образец Схема нагружения
ИЭС (I) евфиеа: ,2 *500 7^ Растяжение постоян- ным усилием
ИЭС (II)
ЛПИ
Четырехточечный из-
гиб постоянным уси-
лием; растяжение кор-
ня шва
TRC (I) *
NRIM
Растяжение постоян-
ным усилием
Таблица 8
Момент нагружения Время испытания, ч Испытательное оборудование Источник
После охлаж- дения до 50° С и более 24 и более Клиновое устройство [69, 143]
То же То же Разрывная машина с механическим при- водом Р=1000 кН [145]
Через 5—10 мин после оконча- ния сварки » Криповая машина [Ю]
После оконча- ния сварки 24 Разрывная машина с механическим приво- дом, Р=200 кН [219]
Метод
Образец
Схема нагружения
TRC (II) * NRTM ^ГИГ^ 1000 й То же
RRC** FEOU ° и 4 ° 'L 500-700 |Х 680-880 Растяжение возра- стающим усилием
cz>Z-Llj
Implant ***
(имплант)
FIS
Растяжение постоян-
ным усилием
сл
Продолжение табл. 8
Момент нагружения Время испытания, ч Испытательное оборудование Источник
То же 100 Нагружающее устрой- ство с гидравлическим приводом, Р=10 000 кН [185]
В процессе сварки 100 Нагружающее устрой- ство с механическим приводом [228]
При охлажде- нии между 150 и 100°С 16 и более Нагружающее устрой- ство с пневмогидрав- лическим приводом [165, 179]
Продолжение табл. 8
Метон Образец Схема нагружения Момент нагружения Время испытания, ч Испытательное оборудование Источник
Лихайского университета (США) IP 1 6 ffx 100x500 1 у/ 300 Консольный изгиб по- стоянным усилием, ступенчато возраста- ющим после сварки каждого валика После охлаж- дения каждого валика до ком- натной темпе- ратуры [178]
* TRC (Tensile Restraint Cracking Test) — испытание на образования усадочных трещин путем растяжения сварных образцов; NRIM —
национальный исследовательский институт металлов. Япония
* * RRC (Rigid Restraint Cracking Test) — испытание на образование усадочных трещин путем жесткого закрепления свариваемых элемен-
тов; FEOU — инженерный факультет университета в Осака, Япония.
* ** Implant — испытание цилиндрического образца-вставки (импланта), FIS — институт сварки, Франция.
Рис. 29. Схема испытаний по методу RRC [228]
чается в том, что развитие усадочных напряжений в испытуемых
образцах аналогично их развитию в сварных конструкциях, и ме-
талл о. ш. з. претерпевает воздействие напряжений на всем протя-
жении цикла охлаждения после сварки.
Метод имплант получил широкое распространение в зарубеж-
ных исследованиях процесса образования холодных трещин в ста-
лях при сварке [168]. Накоплен довольно большой объем экспери-
ментальных данных, представляющих теоретический интерес. В ря-
де стран результаты испытаний по методу имплант включены в ха-
рактеристики свариваемости сталей. Интересы обмена результата-
ми исследований и необходимость сопоставления отечественных и
зарубежных сталей и сварочных материалов требуют знакомства
с этим методом испытаний, а возможно и применения в СССР, на-
ряду с разработанными у нас методами.
Согласно рекомендациям МИС [209], условия испытаний по ме-
тоду имплант сводятся к следующему. Испытанию подвергают
цилиндрический образец — вставку диаметром 8 мм с надрезом,
изготовляемый из испытуемой стали (рис. 31, а). Образец монтиру-
ют на скользящей посадке с зазором 0,05—0,15 мм в отверстие
пластины толщиной 20 мм (рис. 31, б), на которую наплавляют ва-
лик и одновременно переплавляют верхнюю часть образца (рис.
31, в). Расстояние X между надрезом и концом образца равно макси-
мальной глубине проплав- ч
ления при выбранной по-
гонной энергии сварки.
Последняя изменяется та-
ким образом, чтобы обес-
печить время охлаждения,
в о. ш. з. образца от 800
до 500° С (tg/5) при исход-
ной температуре пластины
20° С, равное 6, 10 и 20 с.
Для получения меньших
значений tg/s применяют
Рис. 30. Характер изменений усадочных на-
пряжений во времени в образце RRC при
различных контрольных базах (/,)
образцы диаметром 6 мм,
позволяющих выполнять
наплавку на очень малых
59
погонных энергиях, и пластины толщиной 30 мм. Термический цикл
регистрируют на аналогичных образцах, в которых через продоль-
ное отверстие в зону надреза вводят и приваривают термопару
(рис. 88). Образец-вставку вырезают из листа вдоль направления
прокатки. Ось образцов, изготовляемых из листа толщиной 25 мм
и менее, располагают по центру толщины, а из листа толщиной бо-
лее 25 мм — на расстоянии ’Д толщины от поверхности листа. Плас-
тину изготовляют из той же стали, из которой изготовляют образец-
вставку, или из простой низкоуглеродистой стали.
Наплавку выполняют автоматическим способом покрытым элек-
тродом, проволокой под флюсом или в атмосфере защитных газов
в соответствии с производственными требованиями. При этом опре-
деляют содержание Нд в наплавленном металле по методике МИС
[225]. В процессе охлаждения в диапазоне температур 150 и 100° С
образец постепенно нагружают до достижения заданного постоян-
ного усилия в течение менее 1 мин. Под нагрузкой образец выдер-
живают 16 ч. В период испытаний фиксируют время полного раз-
рушения образцов, а после испытаний из неразрушившихся образ-
цов вырезают продольные шлифы, которые металлографически ис-
следуют на наличие трещин. Во всех случаях разрушение начина-
60
Таблица 9
Уровень напряжения Нсм8/100 г *8/5’ с
20 10 6
0,5ат <5 0 0 0
5<Нд<10 0 0 0
10<Нл<15 + 0 0
> 15 + + 0
А Qi 0 0 0
5<Нд<10 0 0
10<Нд<15 0
>15 + + 0
Примечание. Ч-образование трещин в образце; 0 — отсутствие трещин
ется с острия надреза и распространяется по з. т. в. Разрушающие
напряжения рассчитывают относительно поперечного сечения об-
разца в надрезе без учета концентрации напряжений.
Результаты испытаний представляют двумя способами. Во-пер-
вых, минимальным напряжением, приводящим при испытании к
образованию трещин и называемым «критическим» напряжением
оКр(и) или «статической усталостью»; >сткр(и) (в МПа) используют при
исследовании влияния металлургических и технологических факто-
ров. Статистической обработкой результатов испытаний ряда марок
низдолегированных сталей по методу имплант установлена следу-
ющая эмпирическая зависимость (194]:
°кр (И)=[86,3 - 211 Рст- 28,2 log(Нд +1) + 27,3 4/5 +
+ 9,7- 10-^/j] 9,8, (4)
где Рст — эквивалент углерода по (1), %; НЛ — концентрация во-
дорода в наплавке по глицериновой пробе согласно японскому
стандарту «JISZ3113», см3/100 г.
61
Зависимость (4) получена для Лт = 0,16 4-0,28%; Нд =
= 1,2-г-28 см3/Ю0 г; 4/5 = 54-20 с и 41 = 58,54-1409 с. Коэффициент
корреляции при этом равен 0,91.
При втором способе представления результатов испытаний с по-
мощью метода имплант фиксируют факт образования трещин при
испытании трех образцов на каждом из двух уровней напряжений,
равных 0,5 и 1от испытуемой стали, при различных 4/5 и Нд (ре-
комендуемые значения в табл. 9). Этот способ применяют для
Рис. 32. Установка для испытаний по методу
имплант
оценки и сопоставления свариваемости сталей в отношении склон-
ности к холодным трещинам.
Испытания по методу имплант выполняют на специальной уста-
новке, имеющей четыре или шесть одинаковых секций для нагру-
жения образцов (рис. 32). Образцы 4 нагружают при помощи гид-
равлического цилиндра с поршнем 5. Давление масла в цилиндре
создают пневмо-гидравлическим мультипликатором 3, работающим
от баллона с азотом 1 с системой газораспределения 2. Испытание
по методу имплант возможно также на установке ЛТП2-3 с приме-
нением специальных приспособлений (рис. 33).
Во многих странах накоплен достаточно большой опыт использования мето-
да имплант для оценки склонности сталей к образованию холодных трещин при
сварке. При этом выявились как преимущества, так и недостатки этого метода.
Прежде всего следует отметить высокую чувствительность метода, позволяющую
оценивать низколегированные стали с минимальной склонностью к холодным
трещинам. При этом критические напряжения намного ниже, чем полученные
при испытаниях другими методами (рис. 34). Правда, эта разница носит фор-
мальный характер, так как при расчете напряжений не учитывают их концентра-
ции в надрезе. К недостаткам следует отнести определенную трудность совмеще-
ния линии сплавления с надрезом на образце-вставке. В связи с большим гра-
62
Ф10
15
Рис. 33. Приспособление для испытаний по методу имплант на установке
ЛТП2-3:
/ — стол установки; 2— образец; 3 — опора; 4 — шарнирная тяга; 5 кронштейн нагру-
жения
диентом максимальных температур
нагрева в з. т. в. даже незначи-
тельное отклонение от указанного
выше совмещения может сущест-
венно изменить разрушающие нап-
ряжения. Поэтому некоторые ис-
следователи предложили испыты-
вать образец — вставку с винто-
вым надрезом с шагом 1 мм [168].
Возможно испытание образцов без
надреза с естественным концент-
ратом в виде перехода от наплав-
ленного металла к основному
(рис. 34). В последних двух слу-
чаях образование трещин проис-
ходит по участку о.ш.з. с мини-
мальной сопротивляемостью их
возникновению. Надрез на образ-
це введен для того, чтобы локали-
зовать разрушение в о.ш.з. Иначе
при низкой прочности наплавлен-
ного металла или малой его высо-
те наплавленный металл будет раз-
рушаться при напряжениях более
бр min.
МПа
Метод
сталь, о
электрод
^800/590
"9
надреза
С над-
Без над-
600
500
ЧОО
300
200
100
ЛТП 2-3
Имплант
ЛТП2-3
Имплант
18Х2НМА С8-07ХНЗМД
^sotlsoo^
2 см31100г
18Х2НЗМА*~С6-08ГН2МТ
w 800/SOQ-^ °^/Cf 18/5" 8-10 С
0,6 см 3/100 г
Рис. 34. Результаты сравнительных ис-
пытаний сварных тавровых образцов по
методу ЛТП2-3 и имплант; НД—диффу-
зионный водород по спиртовой пробе*
• — разрушение; О — без разрушения
низких, чем критические для о.ш.з.
Следует отметить определенную трудность изготовления надреза на образцах
с требуемой точностью, а также необходимость приготовления шлифов для вы-
явления трещин в испытанных, но неразрушившихся образцах. Возможности ме-
тода имплант ограничиваются оценкой сопротивляемости основного металла
к образованию продольных холодных трещин в о. ш. з.
Методы испытаний образцов основного металла
с имитацией сварочного термодеформационного цикла
Широкое применение в практике исследований холодных тре-
щин получили методы испытаний образцов основного металла,
предусматривающие моделирование сварочных термического и де-
63
формационного циклов. При испытании сварных образцов, как пра-
вило, оценивают комплексное влияние факторов, обусловливающих
образование трещин. Это объясняется трудностью в данном случае
независимого изменения и оценки указанных факторов, что не по-
зволяет устанавливать четких взаимосвязей между ними и показа-
телями сопротивляемости трещинам. Методы с моделированием
сварочных циклов лишены этого недостатка, способны давать так
называемую дифференцированную оценку влияния отдельных фак-
торов и поэтому более подходящи для исследований физических
процессов в металле при сварке, приводящих к возникновению
трещин. Кроме того, они менее металлоемки, более оперативны и,
следовательно, обеспечивают более высокую производительность
при проведении исследований.
К недостаткам этих методов следует отнести возможность откло-
нения параметров некоторых моделируемых процессов от парамет-
ров процессов, развивающихся при сварке. Во-первых, максималь-
ная температура нагрева при моделировании, как правило, ниже
максимальной температуры в о.ш.з., практически приближающейся
к температуре ликвидуса основного металла. Во-вторых, моделиро-
вание не позволяет воспроизвести влияние металла шва на свойст-
ва околошовной зоны. Однако многолетний опыт применения
методов моделирования многими исследователями показывает, что,
несмотря на отмеченные недостатки, установленные с их помощью
закономерности достаточно хорошо отражают поведение материа-
лов при сварке.
Различными исследователями (70, 101, 154 и др.] разработаны
методы, предусматривающие моделирование в образцах сварочных
термических и термодеформационных циклов (СТЦ и СТДЦ),
наводороживание и испытание образцов на замедленное разруше-
ние.
Методы отличаются формой и размерами применяемых образ-
цов, способами нагрева и охлаждения, способами насыщения
водородом, схемой и режимом испытания. Ниже рассмотрены мето-
ды, наиболее совершенные и широко применяемые в исследователь-
ской практике в настоящее время.
Метод ЛТПЗ [101, 132] предусматривает моделирование СТЦ и
СТДЦ в образцах ограниченных размеров с различной исходной
степенью насыщения водородом с одновременной регистрацией ки-
нетики структурных превращений. Образцы испытывают на замед-
ленное разрушение путем нагружения постоянным длительно дей-
ствующим усилием или деформирования с малой постоянной ско-
ростью перемещения захватов. Испытаниям подвергают плоский
образец, форма и размеры которого различны в зависимости от схе-
мы и режима нагружения (рис. 35). Перед имитацией СТДЦ обра-
зец электролитически наводороживают до определенной концентра-
ции водорода. Затем в образце имитируют СТЦ путем его нагрева
проходящим электрическим током промышленной частоты. Имита-
цию сварочного деформационного цикла (СДЦ) осуществляют на
этапе охлаждения образца путем его растяжения с определенной
64
Рис. 35. Форма и размеры образцов для испытаний на замедленное разрушение
по методу ЛТПЗ:
I и // — растяжением; /// — консольным изгибом; IV — четырехточечным изгибом
постоянной скоростью перемещения захватов. При этом образец
нагружают в любом температурном интервале, начиная с опреде-
ленной заданной температуры, в том числе от максимальной темпе-
ратуры нагрева до полного охлаждения. В процессе воспроизведе-
ния СТДЦ записывают дилатограмму образца, отражающую
кинетику структурных превращений и процесс деформирования
образца, а также регистрируют изменение нагружающего усилия.
После охлаждения образца до комнатной температуры его испы-
тывают на замедленное разрушение путем нагружения постоянным
растягивающим или изгибающим усилием в течение периода вре-
мени до 20 ч или деформирования растяжением с постоянной ско-
ростью до наступления разрушения. Надрез на образце IV типа
выполняют отрезным наждачным кругом сразу после окончания
СТДЦ. За сопротивляемость замедленному разрушению принимают
минимальное напряжение, приводящее к частичному или полному
разрушению образцов в период испытаний (ортш). Результаты
испытаний анализируют совместно с дилатограммами (или анизо-
термической диаграммой распада аустенита — АРА), данными о
структуре, величине зерна, твердости и содержании водорода.
Лабораторная испытательная установка ЛТПЗ-6, предназна-
ченная для реализации метода ЛТПЗ, состоит из следующих час-
тей: электролитической ячейки для наводороживания образцов;
устройства для моделирования СТДЦ; приспособлений для испы-
таний на замедленное разрушение.
Электролитическая ячейка представляет собой стеклянный
стакан 2, в который залит электролит 4 и помещены катод 6 и об-
разец-анод 5 (рис. 36). Катод выполнен в виде спирали из плати-
новой проволоки диаметром 0,5 мм с внутренним диаметром 22—
25 мм и шагом 5 мм. Витки спирали фиксируются относительно
друг друга направляющей 7 из органического стекла, закреплен-
ной на текстолитовой крышке 1. В этой же крышке закреплены
токоподводы 8 и 9. К токоподводу 8 прикреплена пружина 3, ко-
з-2049
65
торая фиксирует положение наводороживаемого образца относи-
тельно спирали и путем плотного поджатия к токоподводу осуще-
ствляет электрический контакт.
Спираль с закрепленным внутри нее образцом погружают в
электролит при подведенном напряжении. Это необходимо для
предотвращения процесса коррозии образца. При окончании на-
водороживания спираль с образцом извлекают из электролита
также при включенном источнике питания. Электросхема питания
ячейки содержит следующие основные элементы: трансформатор
ТР, выпрямитель СВ4, миллиамперметр, стабилизатор напряжения
типа С-0,09, регулирующее сопротивление R.
Содержание водорода в образце можно регулировать подбором
состава электролита, использованием стимуляторов процесса наво-
дороживания, регулированием плотности тока и времени наводоро-
живания. Для электролитического наводороживания часто исполь-
зуют водные растворы серной кислоты. Для составления растворов
используют дистиллированную воду. Другие растворы солей и кис-
лот дают меньшее количество водорода или же взаимодействуют с
наводороживаемым образцом.
Для интенсификации процесса наводороживания в 0,1-нормаль-
ном водном растворе H2SO4 используют стимуляторы: соли мышья-
ка и тиосульфат натрия (ЫагЭгОг). Учитывая большую токсичность
солей мышьяка, его для данных целей используют весьма редко,
однако эффект интенсификации процесса наводороживания при ис-
Рис. 36. Ячейка для электро-
литического насыщения образ-
цов водородом
Рис. 37. Распределение водоро-
да по длине образца из стали
18Х4Н4МА(Ш) после наводо-
роживания и обработки сва-
рочным термическим циклом;
Ял, Но и Яд — водород пол-
ный, остаточный и диффузион-
ный соответственно
Нп,см3/100г
72 k
70F
8 -
6 -
9 -
2Г » t «
Но,см3/100г
шшши
1... 7 8...15

О 1 3 5 7 9 11 13 15 мм
66
пользовании солей мышьяка значительно превышает эффект приме-
нения тиосульфата натрия. При использовании 0,1-нормального
водного раствора H2SO4 на 1 л раствора добавляют 0,5 г тиосуль-
фата натрия. Взвешивают тиосульфат на аналитических весах с
точностью до второго знака. Электролит используют для наводо-
роживания только одного образца.
Регулирование содержания водорода за счет изменения тока
наводороживания используют довольно редко, так как изменение
плотности тока в широких пределах дает малый эффект изменения
содержания водорода. Плотность тока наводороживания поддержи-
вают равной 10 А/см2. Содержание водорода в образцах изменяют
временем наводороживания. Степень наводороживания оценивают
по величине свободновыделяющейся части диффузионного водоро-
да (Нд).
На процесс наводороживания и последующую десорбцию водо-
рода по-различному реагируют не только стали разных классов, но
и стали одного класса и одной системы легирования, разного соста-
ва и способа выплавки. В качестве примера на рис. 37 приведено
его распределение по длине образцов из стали 18Х2Н4МА (Ш)
после их наводороживания в течение 32 мин и обработки СТЦ
со скоростью охлаждения и»боо/5оо=ЗО°С/с. Исследования рас-
пределения водорода по длине образца выполнены методом плав-
ления в среде инертного газа на установке фирмы «Ьесо» на базе
5 мм. Разделяли образец на части в течение 4,5 мин после окончания
СТЦ, затем их замораживали до температуры —70° С в ацетоне,
в котором постоянно растворялся сухой лед. Замораживание необ-
ходимо для предотвращения десорбции Нд из отдельных составных
частей образца до начала определения водорода. За 0,5 мин до ис-
пытания части размораживали в спирте или эфире. Разморажива-
ние в этих жидкостях предотвращает появление на поверхности об-
разца влажной испарины, которая может сказаться на получаемых
результатах.
Распределение Нд по длине образцов получали как разность
между полным содержанием водорода в образце Нп и остаточным
водородом Но, замеряемым на образце-свидетеле после выдержки
его на воздухе в течение двух суток после наводороживания и СТЦ.
На рис. 38 показано соотношение между содержанием действитель-
ного Нд на базе испытаний и средним по объему Нд, измеренным
вакуумным методом ЛПИ.
Устройство для моделирования СТДЦ состоит из узла нагрева,
механического привода, измерительной и регистрирующей аппара-
туры (рис. 39). Для нагрева образца служит контактный свароч-
ный трансформатор 18 мощностью 15 кВ-А, вторичный виток ко-
торого подключен к образцу 8 с помощью токоподводов 7. Измег
нение средней скорости нагрева wH (20—300 °С/с) осуществляют
переключением ступеней трансформатора и ЛАТРом в его первич-
ной цепи. В процессе нагрева и охлаждения поверхность образца
защищают от окисления аргоном, поступающим из газовой каме-
ры 9.
з*
67
Температуру образца измеряют хромель-алюмелевой термопа-
рой, привариваемой в его центре конденсаторной сваркой. СТЦ
регистрируют электронным потенциометром ЭПП-09. На шкале
потенциометра установлено три передвижных микроконтакта, по-
зволяющих выполнять нагрев образца до заданной максимальной
температуры Гтах (1300—1450°C), а также деформировать обра-
зец в заданном интервале температур в процессе охлаждения.
Лпах зависит от состава стали и соответствует началу оплавления
границ аустенитных зерен, поскольку при этом наблюдается мини-
мальная прочность при замедленном разрушении. Эту температу-
ру определяют путем металлографического исследования поверх-
ности тонкошлифованных образцов, нагретых в атмосфере инерт-
ного газа, по наличию на границах зерен темной, имеющей
округлые формы фазы (рис. 40). Вертикальное положение образ-
цов позволяет нагревать их без потери устойчивости до температур,
превышающих солидус. Среднюю скорость охлаждения аУбоо/500
(0,1—100°С/с) регулируют изменением интенсивности обдува об-
разца защитным газом (10—100°С/с), подогревом электрическим
током небольшой величины, либо используя внешнюю микроэлек-
тропечь (0,1—10°С/с).
Нагружение образца с целью моделирования СТДЦ усилием
до 10 кН осуществляют с помощью механического привода (см.
рис. 39), включающего электродвигатель 1 мощностью 2,2 кВт,
редуктор 2, коромысла 4, поворачивающиеся относительно оси 5,
и захватов 6. Многоскоростной редуктор с поступательно переме-
щающимся выходным валом поз-
воляет регулировать скорость пе-
ремещения захватов Vi в пределах
2,5—0,0025 мм/с, изменяя ее сту-
пенчато каждый раз на порядок,
а в пределах каждой ступени еще
Рис. 38. Среднее содержание диффузи- Рис. 39. Установка ЛТПЗ-6 для мо-
онного водорода (Яд) в объеме образ- делирования сварочного термодефор-
цов (1 и 2) и на базе испытания (5 и 4, мационного цикла в образцах для ис-
±10 мм от надреза) в зависимости от пытаний на замедленное разоушение
времени наводороживания /н: по методу ЛТПЗ
• —сталь 18X2H4MA (III);
— сталь 14X2H3MA
68
репляют в захватах. Верхним
захват жестко связан с коро-
мыслом, нижний — со што-
ком 14. Последний свободно
перемещается относительно
рамки 15, связанной с посту-
пательно перемещающимся
выходным валом быстродей-
ствующего привода 16.
Общим для всех вариан-
тов моделирования является
нагрев образца до Ттах в
условиях, обеспечивающих
его свободную деформацию.
Это достигается применени-
ем скользящей посадки дета-
лей 14 и 15. В момент на-
ступления заданной темпера-
туры начала нагружения об-
разца срабатывает соответ-
Рис. 40. Признаки
рен на свободной
при моделировании
го
оплавления границ зе-
поверхности образцов
сварочного термическо-
цикла
ствующий электроконтакт на шкале потенциометра, записывающе-
го СТЦ, и электрический сигнал поступает на включение электро-
магнита 12 и электродвигателя 1. Сердечник электромагнита 11
втягивается в катушку, освобождая клин 13, который под действи-
ем пружины 17 входит в паз штока 14, закрепляя нижний захват.
После этого механический привод начинает нагружение образца.
При необходимости разгрузки образца при некоторой промежуточ-
ной температуре в процессе охлаждения срабатывает следующий
электроконтакт на шкале потенциометра, и электросигнал поступа-
ет на быстродействующий привод, перемещение штока которого
вверх мгновенно освобождает нижний захват.
Возможность такого режима нагружения позволяет проводить
исследования влияния деформации и напряжений на развитие фи-
зических процессов в металле в процессе охлаждения в любом тем-
пературном интервале. Моделирование СТЦ в свободно подвешен-
ном образце при условии беспрепятственного перемещения нижнего
захвата в течение всего цикла нагрева и охлаждения соответствует
работе устройства в режиме дилатометра. Моделирование СТДЦ
по всем заданным параметрам осуществляется автоматически, бла-
годаря специальной электросхеме установки.
При нагружении регистрируется усилие, действующее на обра-
зец, и процесс развития в нем упруго-пластической деформации
(рис. 41). Для измерения усилия (см. рис. 39) используют динамо-
метр 3 марки ДС-300, помещенный последовательно в цепь нагру-
жения между выходным валом редуктора и плечом коромысла.
Непрерывную регистрацию изменения усилия выполняют с помо-
щью индуктивного датчика У-75, установленного на динамометре,
и электронного самопишущего прибора БВ-662. Деформацию изме-
69
Рис. 41. Характер развития упруго-пластической деформации и напряжений
в образце при моделировании сварочного термодеформационного цикла на уста-
новке ЛТПЗ-6:
1—8 — точки перегиба на кривых деформации и напряжений; 8
— высокотемпературная

пластическая деформация аустенита; е' ие —упругопластическая деформация аусте-
иита до превращения диффузионного и бездиффузионного типа; —деформация в пе-
риод превращения основной массы аустенита; е — остаточная деформация после охлаж-
дения
ряют в центральном сечении образца на базе его ширины. Приме-
няют измерительную систему рычажного типа, на одном плече ко-
торой имеются кварцевые стержни, а на другом — установлен
индуктивный датчик, связанный с самописцем БВ-662. Кварцевые
стержни 10 устанавливают и прижимают к боковым граням об-
разца.
Деформацию образца в зависимости от температуры регистри-
руют двухкоординатной системой записи, состоящей из прибора
БВ-662 и электронного потенциометра ЭПП-09, который записы-
вает СТЦ. Между приборами имеется механическая связь, обеспе-
чивающая пропорциональность скорости протяжки бумаги на
БВ-662 в зависимости от изменения температуры, фиксируемой
ЭПП-09. В случае свободно подвешенного образца рассмотренная
регистрирующая система работает как быстродействующий дила-
тометр [120].
Испытания образцов на замедленное разрушение растяжением
можно выполнять непосредственно в устройстве для моделирова-
ния СТДЦ либо в режиме медленного деформирования, либо в ре-
жиме нагружения постоянным усилием. Наличие упругого кольца
динамометра в системе нагружения позволяет поддерживать за-
данное усилие практически постоянным. Однако такой способ
испытаний мало производителен. Поэтому обычно испытания вы-
полняют на многосекционной испытательной установке ЛТП2-3
(см. рис. 16) с помощью соответствующих приспособлений (рис.
42). Как показал опыт, наиболее технологичны, производительны
70
и информативны исследования по методу ЛТПЗ с применением об-
разца типа IV.
Для некоторых исследований по методу ЛТПЗ и другим подобным может
быть использована промышленная установка типа ИМАШ-20-75 (Ала-Тоо),
предназначенная для высокотемпературной металлографии. Для испытаний реко-
мендуют образец, по форме и размерам аналогичный образцу типа II (см.
рис. 35). Образец помещают в вакуумную камеру и шарнирно закрепляют в за-
хватах растягивающего устройства в горизонтальном положении. В камере соз-
дают вакуум до 6,6-10-4 Па. Камеру также можно заполнять инертным газом.
Нагрев образца до температуры 1350° С выполняют проходящим электрическим
током от трансформатора мощностью 4 кВ-А. Режимы нагрева и охлаждения
регулируются изменением тока, а также интенсивностью водяного охлаждения
токоподводов. Система регулирования обеспечивает возможность длительных
изотермических выдержек при заданной температуре. Нагружать образец можно
в режиме деформирования с постоянной скоростью перемещения захватов (у/ =
=0,44-е-2,8-10~6 мм/с) или постепенного приложения усилия до достижения за-
данной величины (до 5 кН) и длительной выдержки при нем.
За рубежом широкое распространение получили исследования
с использованием моделирования сварочных процессов с помощью
разработанной в Японии установки «Терморестор» 1 [186]. Для ис-
следований применяют круглый цилиндрический образец с двумя
головками длиной 170 мм и диаметром рабочей части 7 мм. Уста-
новка состоит из трех систем: термической, механической и контро-
лирующей (рис. 43). Последняя автоматически контролирует рабо-
ту двух первых систем. Термическая система служит для моделиро-
вания СТЦ. Образец 1 помещают в вакуумную камеру 2 и
закрепляют его в захватах механической системы нагружения в
1 «Thermorestor» — торговая марка установки Weld Thermal — Restraint
Stress — Cycles Simulator» (установка для моделирования сварочных термиче-
ских и деформационных циклов).
Рис. 42. Схема испытания образцов основного металла на замедленное разру-
шение на машине ЛТП2-3:
а — растяжением; б — четырехточечным изгибом; / — стол; 2 —основание захвата; 3 и 5 —
захваты; 4 —образец; d—кронштейн рычага нагружения; 7 — опоры; 8 — траверса
71
Насьниыие
Рис. 43. Блок-схема установки «Термо-
рестор» [186]
Рис. 44. Пример программы мо-
делирования сварочного тер-
модеформационного цикла на
установке «Терморестор» [186]:
Т, I, е и а — температура, время,
деформация и напряжение
вертикальном положении. Нагревают образец с.помощью спираль-
ного индуктора 3, питающегося от генератора тока высокой частоты
4 (15 кВт, 70 кГц). Температуру образца измеряют термопарой 5,
привариваемой к его центральной части.
Параметры моделируемого СТЦ задают электронным програм-
матором 6. Сигнал от программатора поступает на клапан 7 в си-
стеме газового охлаждения образца 8, с помощью которого уста-
навливается определенный постоянный расход газа в зависимости
от параметров СТЦ. Обдувают образец охлаждающим газом че-
рез отверстия в трубке, напаянной на спиральный индуктор. Сигнал
от термопары поступает в автоматический контроллер температу-
ры 9, который отрабатывает разницу сигналов от термопары и про-
грамматора путем изменения выходной мощности генератора тока
высокой частоты. Образец закрепляют только в нижнем зажимном
патроне резьбовым соединением, поэтому в процессе воспроизведе-
ния СТЦ образец имеет возможность свободно расширяться и со-
кращаться. Верхняя часть образца свободно входит в верхний за-
жимной патрон и может быть в любой момент закреплена гидрав-
лическим прижимом 20 при подаче сигнала на начало нагружения
образца.
Сигналы о деформациях и усилиях, развивающихся в образце,
получают соответственно от датчика перемещения 10, измеряюще-
го расстояние между верхним и нижним зажимными патронами И
и 12 и датчика нагрузки 13, установленного на нижнем зажимном
патроне. Сигналы после усилителей 14 и 15 поступают в контроллер
нагружения 16. Последний отрабатывает разницу между сигналами
72
от датчиков и запрограммированным сигналом нагружения от бло-
ка согласования термической и механической программ 17 путем
подачи команд на сервоклапан 18 масляного гидромотора давления
19. Предварительно контроллер разделяет сигналы от датчиков в
соответствии с характером программы, предусматривающей поддер-
жание определенного закона изменения деформации или усилия.
Деформирование или нагружение образца производит поршневой
гидропривод 21. Одновременно с гидроприводом срабатывает гид-
равлический прижим, закрепляющий образец в верхнем зажимном
патроне. Воспроизводимые в образце температура, перемещение
и усилие одновременно записываются в зависимости от време-
ни трехэлементным электронным потенциометром (рекорде-
ром) 23.
Программу на моделирование СТДЦ задают путем установки
его параметров на приборной доске электронного блока компонов-
ки программы 22. Задают Ттах (до 1350°С), wH (до 140°С/с),
/8/5 (5 с и более), смещение зажимных патронов по отношению к
начальному расстоянию (до 5 мм), vi (1,2-10-54-3,1 мм/с) или
усилие (до 50 кН). Также возможно задать изотермическую вы-
держку при любой температуре (до 3 ч). Команды из блока ком-
поновки программы поступают в программатор температуры и
.блок согласования термической и механической программ. В по-
следнем последовательность выполнения механической программы
подстраивается к характерным температурам сварочного термиче-
ского цикла.
Вакуум в камере объемом около 10 л создают роторным вакуум-
ным насосом 24 (до 1,33 Па, скорость откачки 150 л/мин) и регу-
лируют выпускным и впускным клапанами 25 и 26. В камере мож-
но создать газовую атмосферу, например водородную, заполняя ее
газом от баллонов с помощью клапанов 27 и 28. Водород использу-
ют для наводороживания образцов в процессе изотермической вы-
держки при температуре 950°C (до 5 см3/100 г в течение 30 мин).
Примеры некоторых программ моделирования СТДЦ с помо-
щью установки «Терморестор» приведены на рис. 44.
Оценка стойкости сварных соединений конструкций
против образования холодных трещин
Исследование холодных трещин в конечном счете сводится к
оценке и обеспечению стойкости сварных соединений конструкций
против образования трещин. В результате может быть установлен
либо определенный запас стойкости, либо получена информация о
возможности образования трещин. Последняя служит указанием
на необходимость корректировки технологических режимов сварки
либо замены свариваемых материалов. Однако в настоящее время
еще отсутствуют надежные способы оценки стойкости соединений
конструкций против трещин. Пока лишь отрабатываются методиче-
ские подходы к выполнению такой оценки и в отдельных случаях
проводится их опытная апробация.
73
Наиболее часто для указанной цели используют результаты ис-
пытаний с помощью сварочных технологических проб отраслевого
назначения. Последние по-существу служат натурными образцами,
при сварке которых практически полностью воспроизводятся конст-
руктивные, технологические и климатические условия изготовления
конструкций определенного вида. На них проверяют правильность
выбора материалов и технологии сварки, а в случае получения не-
гативных результатов опытным путем корректируют технологиче-
ские режимы. Однако такой способ оптимизации режима весьма
трудоемок и дорог.
Оценка стойкости соединений конструкций против трещин мо-
жет быть выполнена путем сопоставления показателей склонности
или сопротивляемости исследуемого материала, определенных с по-
мощью лабораторных технологических проб или специализирован-
ных механических испытаний, с аналогичными показателями для
некоторого эталонного материала. Последним может быть материал
того же класса и системы легирования, при сварке которого в про-
цессе изготовления конструкций подобного типа не наблюдалось
образование трещин. Данный способ требует наличия надежных
статистических данных о бездефектности сварных соединений в кон-
струкциях из эталонного материала. Для соблюдения идентичности
условий испытания одновременно со сваркой образцов исследуемо-
го материала выполняют сварку контрольных образцов эталонно-
го материала. При равенстве или превышении показателей иссле-
дуемого материала над показателями эталонного можно с высокой
степенью вероятности считать, что в сварных соединениях конструк-
ций из исследуемого материала также не будут образовываться
трещины.
По-видимому, наиболее эффективны способы, в которых ис-
пользуют показатели сопротивляемости различных зон сварных
соединений трещинам, определяемые специализированными меха-
ническими испытаниями. Показатель сопротивляемости трещинам
не может быть непосредственно применен для оценки стойкости
сварных соединений конструкций против трещин, так как он отра-
жает только технологическую прочность материалов в условиях
сварки. Стойкость против трещин, помимо этого, зависит еще от
величины сварочных напряжений в сварных конструкциях. Стой-
кость против трещин, в принципе, может быть оценена путем со-
поставления показателя сопротивляемости трещинам и сварочных
напряжений с помощью определенного критерия прочности. Одна-
ко в настоящее время затруднено определение напряжений в боль-
шинстве сложных по форме конструкций и не разработан указан-
ный критерий прочности, что не позволяет широко применять
этот способ.
Попытки применения данного способа в работе [46] показали
возможность его использования для оценки стойкости соединений
конструкций против трещин. Анализировали стыковое соединение
с круговым швом в центре тонкой стальной пластины из высоко-
прочной стали. Остаточные сварные напряжения определяли
74
расчетным путем методом «фиктивных температур» с учетом фа-
зовых превращений в шве и з. т. в. Сопоставление нормальных
радиальных и тангенциальных напряжений с показателями сопро-
тивляемости околошовной зоны продольным и поперечным трещи-
нам позволило прогнозировать стойкость против трещин соедине-
ний в зависимости от геометрических параметров. Стойкостью
против продольных трещин должны обладать соединения с радиу-
сом шва, большим некоторого критического, а стойкостью против
поперечных трещин — все сварные соединения независимо от радиу-
са шва. Экспериментальная проверка сваркой серии круговых
швов с различным радиусом подтвердила ранее полученный прог-
ноз.
Подобное исследование выполнено В. П. Синякиным совместно
с В, К. Шухостановым и автором. Анализировали сварные соеди-
нения толстостенных крупногабаритных корпусных конструкций
из среднелегированной стали. Сварочные напряжения в поверхно-
стном слое металла различных по типу сварных соединений опре-
деляли рентгеновским методом; Для повышения точности полу-
ченных результатов съемку отраженного рентгеновского излучения
выполняли с двух позиций на расстояниях пленки до объекта изме-
рения, отличающихся на 1 мкм. Этим исключали из расчетов вели-
чину трудно замеряемого расстояния пленки до объекта. Затем
сопоставляли главные сварочные напряжения с соответствующими
по направленности показателями сопротивляемости исследуемой
стали трещинам, полученными по методу ЛТП2 для случаев различ-
ного содержания Нд в наплавленном металле в зависимости от спо-
соба сварки и абсолютной влажности воздуха [19]. Анализ получен-
ной оценки стойкости против трещин показал, что она совпадает с
данными сварки конструкций подобного типа.
Накопленный опыт дает основание считать, что для определения
критического состояния, приводящего к образованию трещин, доста-
точно непосредственного сопоставления показателя сопротивляемо-
сти трещинам с величиной соответствующего главного напряжения.
При феноменологическом подходе к разрушению хрупких и
малопластичных материалов, разрушение которых происходит при
напряжениях, не превышающих макроскопический предел текучести,
в качестве критерия можно пользоваться величиной эквивалентного
нормального напряжения согласно теории предельного состояния
Мора. Для сварных соединений большинства конструкций характер-
но двухосное неравномерное растяжение, при котором минимальное
главное напряжение равно нулю. В этих случаях эквивалентное на-
пряжение становится равным максимальному главному напряже-
нию.
Однако, как показывает опыт, разрушение происходит при на-
ступлении критического соотношения между показателем сопро-
тивляемости трещинам и соответствующим главным напряжением
в одном из направлений по отношению к оси шва независимо от
того, является главное напряжение максимальным, средним или
минимальным. Это можно объяснить тем, что металл сварных сое-
75
динений обладает резко выраженной анизотропией в отношении
показателя сопротивляемости трещинам, поэтому критерий Мора,
разработанный применительно к изотропным сплошным средам,
можно применять для оценки условий разрушения при образова-
нии холодных трещин тайько с учетом этого явления. По-видимо-
му, в данном случае необходимо рассмотрение микроскопических
процессов, приводящих к хрупкому межкристаллическому разру-
шению, в то время как концепция эквивалентного напряжения
предусматривает работу материала в некотором локальном мак-
рообъеме, характер которой определяется комплексом компонент
напряженного состояния.
Межкристаллическое разрушение инициируется напряжениями
II рода, пики концентраций которых особенно характерны для та-
кого нестабильного материала, как о. ш. з. или шов после сварки,
например, у стыка границ трех зерен и некоторых других струк-
турных элементов. Напряжения II рода всегда имеют объемный
характер независимо от макроскопического напряжения состояния.
Их величина зависит главным образом от уровня напряжений I ро-
да (сварочных или от внешней нагрузки) и в меньшей степени от
вида напряженного состояния. Этим, видимо, можно объяснить на-
блюдаемую одинаково высокую склонность к холодным трещинам
у ряда материалов как при одноосном, так и двухосном нагружении
при практическом равенстве значений главных напряжений, ответ-
ственных за разрушение [77].
Имеются предложения оценивать стойкость сталей против хо-
лодных трещин путем сопоставления показателя сопротивляемости
их образования, например, оКр(и) по методу имплант с условным
пределом текучести свариваемой стали ат. Основанием для этого,
по-видимому, служит предположение, что сварочные напряжения
не превышают от стали. Следовательно, если Окр(и)>от, то образова-
ние холодных трещин становится невозможным из-за недостаточно
высокого уровня сварочных напряжений. К сожалению такой срав-
нительно простой способ оценки стойкости против трещин осложня-
ется целым рядом обстоятельств. Во-первых, показатель сопротив-
ляемости в некоторых случаях определяется в условиях концентра-
ции напряжений, например при испытании образца с надрезом по
методу имплант, и выражается условной величиной средних напря-
жений по отношению к живому сечению образца без учета концен-
тратора. Поэтому не корректно сопоставлять оКр(и) с от, определен-
ным на стандартном гладком образце. Во-вторых, максимальное
значение сварочных напряжений более правильно связывать с ат
о.ш.з. в состоянии после сварки. В-третьих, от является определяю-
щим при оценке сварочных напряжений только для материалов
с площадкой текучести на диаграмме о—е. Для материалов с не-
прерывным упрочнением указанная роль от теряет смысл. Так, для
высокопрочных сталей с повышенным сгт шва и о.ш.з. в состоянии
после сварки сварочные напряжения для однослойных соединений
ниже ат. Однако при многослойной сварке этих сталей, особенно
при несимметричной укладке сварных слоев, по-видимому, свароч-
76
ные напряжения могут быть выше от. Таким образом, данный спо-
соб требует обоснования его корректности.
Еще один путь оценки стойкости против холодных трещин за-
ключается в сопоставлении показателя сопротивляемости исследу-
емого материала с допустимым показателем для данного типа кон-
струкций. Последний определяют путем параллельного проведения
испытаний по одному из специализированных методов испытаний и
сварки соответствующих сварных конструкций или заменяющих их
натурных образцов. При этом соблюдают идентичность термических
циклов, влажность электродных материалов и окружающего возду-
ха. Последние условия задают в двух-трех вариантах так, чтобы
они обусловливали как образование, так и отсутствие трещин в
сварной конструкции. Показатель сопротивляемости образованию
трещин, соответствующий условиям, при которых трещины в конст-
рукции отсутствовали, принимают за допустимый. Равенство или
превышение показателя сопротивляемости материала трещинам до-
пустимому указывает на его стойкость против трещин при сварке.
Данный путь реализован в работе (23) применительно к сварным
стыкам труб размером 12,5X1220 из сталей 18ХГ2САФ разных пла-
вок. Стыки опытных трехтрубных секций общей длиной 36 м, сварен-
ные корневым швом электродами ВСЦ-4А, помещали на две опо-
ры, расположенные на расстоянии 20 м друг от друга, и выдержи-
вали в течение трех суток. Затем стыки исследовали на наличие
холодных трещин. Одновременно стали тех же плавок испытывали
по методу ЛТП2 при соблюдении идентичных условий в отношении
термического цикла сварки, содержания диффузионного водорода
в наплавленном металле и площади сечения сварного шва. При
•технологических вариантах сварки стали 18ХГ2САФ, которым со-
ответствует показатель сопротивляемости трещинам, превышаю-
щий 196 МПа, трещины в стыках трубных секций не образовыва-
лись. По отношению к этому показателю были проверены вариан-
ты сварки других марок стали разными электродами и различной
температурой предварительного подогрева кромок. На основании
полученных результатов значение допустимого показателя сопро-
тивляемости, обеспечивающего стойкость корневых сварных швов
в стыках указанных трубопроводов, против трещин, с учетом
коэффициента запаса 1,2—1,3 принято равным 245—262 МПа [123].
Для всех способов оценки стойкости сварных соединений кон-
струкций против холодных трещин требуется методическая дора-
ботка, проверка на практике, а также определение областей их
наиболее эффективного применения. При оценке технологической
прочности сварных соединений конструкций из легированных ста-
лей целесообразно рассматривать не только процесс образования
очаговой холодной трещины, но и ее развитие в период изготовле-
ния конструкции. С этих позиций за критерий обеспечения техно-
логической прочности следует считать условия, при которых в ме-
талле сварных соединений будут отсутствовать трещины свыше
критических размеров, способные к нестабильному развитию как
-В процессе изготовления конструкции, так и при ее эксплуатации.
77
ГЛАВА III
ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
НА ОБРАЗОВАНИЕ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН
Характер разрушения металла при образовании холодных трещин
В результате проведенных исследований совершенно определен-
но установлено, что склонность к трещинам зависит от структуры
соответствующей зоны сварного соединения. Структура металла —
чрезвычайно многостороннее понятие, описываемое рядом характе-
ристик составляющих ее элементов на субмикро-, микро- и макро-
уровне. Еще не совсем ясно, какие из них непосредственно связаны
с процессом зарождения очага холодных трещин. Чтобы установить
это, необходимо рассмотреть характер и кинетику разрушения ме-
талла при образовании трещин.
Исследование холодных трещин микроскопическими методами
позволило во многих случаях выявить типичные признаки этого
вида разрушения. Наряду с исследованием металлографических
шлифов большой объем информации дают наблюдения микротре-
щин на свободной поверхности сварного соединения и изучение
строения их изломов. Для получения свободной поверхности свар-
ного соединения, пригодной для наблюдения, полированные образ-
цы сваривают в вакууме или в камере с контролируемой инертной
атмосферой. После сварки поверхность шва и о. ш. з. может быть
использована для микроскопического исследования без дополни-
тельного полирования и травления. В результате термического
травления на поверхности выявляются границы зерен, рельеф, от-
ражающий структурные превращения, а также следы пластической
деформации, сопровождающей разрушение, и другие элементы.
Наибольшее количество сведений по данному вопросу накопле-
но в отношении таких видов холодных трещин, как откол и частокол
в металле сварных соединений среднелегированных сталей [132, 143,
153]. Холодные трещины состоят из двух участков: очага разруше-
ния и участка развития трещин. Протяженность очага разрушения
не превышает нескольких диаметров зерен. Разрушение на участке
очага проходит полностью по границам аустенитных зерен и наблю-
дается как практически хрупкое (рис. 45). Участок развития тре-
щины по длине во много раз больше, чем очаг разрушения, и част»
имеет смешанный характер разрушения, т. е. трещина проходит как
по границам, так и по телу зерна. При этом развитие трещины со-
провождается пластической деформацией окружающего металла,
проявляющейся в виде линий сдвига или утяжки поверхности осо-
бенно при прохождении трещин через тело зерен, а также ее оста-
новки на границе неблагоприятно ориентированного зерна. Меж-
78
Рис. 45. Очаги холодных трещин на границах аустенитных зерен в шве (а),
зоне сплавления (б—г) и околошовной зоне (д) на свободной поверхности ста*
ли 42Х2ГСНМА;
л. с. — линия сплавления; Х450
Рис. 46. Межкристаллический ха-
рактер очагов холодных трещин;
Х450:
а, б — околошовная ' зона стали
18Х2НЗМА и 14Х2НЗМА; в-сварной
шов на стали 42Х2ГСНМА
кристаллический характер очагов холодных трещин также под-
тверждается результатами исследования шлифов околошовной
зоны и сварного шва, в которых протяженность микротрещин
соизмерима с размерами зерен (рис. 46).
В изломе трещины очаг разрушения часто примыкает к внешней
поверхности металла, занимает площадь от одного до нескольких
квадратных миллиметров и имеет блестящий крупнокристалличе-
ский вид, резко отличающийся от матового мелкозернистого участка
развития трещины. Характерные элементы последнего участка —
лучи, ступеньки и рубцы, расходящиеся от очага разрушения, по
80
которым можно судить о направлении и скорости распространения
трещины (рис. 47).
Применение только одного метода металлографического иссле-
дования шлифов не всегда позволяет получить полную информа-
цию о характере холодных трещин. Во-первых, в плоскость наблю-
дения часто не попадает очаг разрушения, и все выводы делаются
только на основании рассмотрения- участка развития трещины.
Во-вторых, механическая обработка шлифов удаляет все следы,,
связанные с пластической деформацией металла в зоне трещины,,
что затрудняет вывод о степени хрупкости разрушения. Весьма ре-
зультативно комплексное исследование, включающее микроскопи-
ческое изучение шлифов, свободной поверхности и строения излома
трещин.
Морфология других видов холодных трещин изучена в меньшей
степени, чем видов откол и частокол. Трещины вида отрыв образу-
Рис. 47. Характер изломов, соответствующих очагу холодных трещин в около-
шовной зоне; ХЮ:
а, б-продольные трещины в стали 43ХЗСНМВФА и 20X13; в, г - поперечные трещины
в стали 20X13 и 14Х2НЗМА
81
Рис. 48. Разрушение в зоне сплавления со стороны металла шва по мартенсит-
ной прослойке, образовавшейся в результате перемешивания основного и элект-
родного металлов:
а — «сталь 18Х2Н4МА, электрод 08Х19Н9Ф2С2; б — сталь У7, электрод 08ГХН2М
ются в зоне сплавления аустенитного шва с о. ш. з. легированной
стали. Разрушение наблюдается со стороны шва в тончайшей высо-
колегированной мартенситной прослойке, состав которой обусловлен
Рис. 49. Очаг ламелярной трещины в
околошовной зоне сталь 14Х2ГМР;
Х200
перемешиванием основного и на-
плавленного металлов (рис. 48,
а). Сведения о точном расположе-
нии и характере очага разруше-
ния в данном случае практически
отсутствуют. Можно только пред-
положить, что очаг располагается
на границе между соседними зер-
нами о. ш. з. и шва. Ламелярные
трещины возникают на поверхно-
стях раздела между неметалличе-
скими включениями и металличе-
ской матрицей [108] (рис. 49).
Неметаллические включения в
общем случае располагаются по
телу зерен и иногда могут совпа-
дать с их границами. В легиро-
ванных сталях, загрязненных не-
металлическими включениями,
возможно образование трещин
<82
видов откол и ламелярные. Появление того или иного вида трещин
зависит, по-видимому, от соотношения прочности сцепления по гра-
ницам аустенитных зерен или по поверхности раздела между неме-
таллическими включениями и металлической матрицей. Меньшая
прочность по границам зерен и образование трещин вида откол со-
ответствуют структуре о. ш. з. с повышенным содержанием мартен-
ситной составляющей. При бейнитной структуре с невысоким содер-
жанием мартенсита или при его отсутствии о. ш. з. более склонна
к ламелярным трещинам.
Трещины в многослойных сварных швах мартенситностарею-
щих сталей образуются в зонах, где металл подвергался длитель-
ному повторному нагреву [5, 20]. Эти зоны характеризуются по-
вышенной травимостью границ аустенитных зерен в связи с выпа-
дением на них частиц карбидов. На этих границах наблюдается
возникновение очагов холодных трещин. Межкристаллическим
также является разрушение в сварных швах и о. ш. з. высокохроми-
стых ферритных сталей, сплавов железа с кобальтом и некоторых
других. • • ‘ •
Образование в сварных соединениях холодных трещин вида от-
кол через некоторый период времени после сварки позволил счи-
тать, что они являются частным случаем замедленного разрушения
закаленной стали. Это было неоднократно подтверждено экспери-
ментально.
На замедленный характер разрушения при образовании холод-
ных трещин при сварке указывают ряд металловедов, проводивших
исследования замедленного разрушения термически обработанных
сталей. Я. М. Потак высказал мнение, что появление холодных тре-
щин в сварных деталях из легированных сталей по границе сварно-
го шва с течением времени служит типичным примером замедлен-
ного разрушения. В данном случае разрушению подвергается за-
каленная сильно перегретая при сварке сталь под действием
остаточных сварочных напряжений. С. С. Шураков также относит
образование трещин в о. ш. з. сварных соединений среднелегиро-
ванных сталей к случаям самопроизвольного замедленного разру-
шения. В настоящее время положение о том, что холодные трещи-
ны при сварке легированных сталей имеют характер замедленного
разрушения, общепризнанно среди большинства исследователей
[72, 132, 153 и др.]
Закономерности процесса замедленного разрушения установлены в ряде
металловедческих работ, выполненных применительно к условиям закалки инст-
рументальных и легированных конструкционных сталей. В работе [39] дано
определение этого явления, согласно которому «разрушение считается замедлен-
ным, если оно наступает за время ,на несколько порядков большее, чем время,
необходимое для развития упругой деформации». Замедленное разрушение
изучали, испытывая свежезакаленные гладкие или надрезанные стальные образ-
цы пластинчатой или цилиндрической формы постоянной нагрузкой. Наиболее
распространенными схемами нагружения были изгиб сосредоточенной силой
образца на двух опорах или изгиб внецентренным растяжением, реже — осевое
растяжение и кручение. За оценку степени потенциальной склонности стали
к замедленному разрушению принимали отношение минимальной замедленной
прочности к кратковременной (ор min/ар.к). Абсолютное значение ор min в каче-
8Z
Рис. 50. Зависимость прочности сталей
при замедленном разрушении ар от мак-
симальной температуры нагрева Т
стве показателя действительной
склонности к замедленному разру-
шению использовали для сопостав-
ления различных технологических
вариантов.
В результате исследований ус-
тановлены следующие закономер-
ности замедленного разрушения
легированных свежезакаленных
сталей применительно к условиям
термообработки:
1) разрушение всегда являет-
ся макроскопически хрупким и
проходит по границам аустенитных
зерен, при этом повышение темпе-
ратуры закалки, сопровождаемое
ростом зерна, увеличивает склон-
ность к замедленному разрушению,
а у некоторых сталей приводит к
появлению потенциальной склонно-
сти к такому разрушению;
2) <Ур mm может быть в несколько раз меньше ар.ю при этом зависимость
между величиной разрушающих напряжений и логарифмом времени до разру-
шения имеет ориентировочно линейный характер;
3) (ГР тш в большинстве случаев соответствует времени действия постоянной
^нагрузки, приложенной непосредственно после закалки в первые 10—15 ч;
4) с увеличением периода времени от закалки до приложения постоянной
нагрузки склонность к замедленному разрушению уменьшается и может совсем
исчезнуть через несколько суток (такая выдержка без нагрузки названа «от-
дыхом») ;
5) в том же направлении действует отпуск после закалки, причем отпуск
ятри относительно высоких температурах (300° С и выше) может полностью уст-
ранить склонность к замедленному разрушению;
6) поверхностно-активные вещества (влага, воздух, масло, расплавленные
металлы и т. п.) при контакте с поверхностью стали в процессе испытаний мо-
гут существенно повысить склонность к замедленному разрушению;
7) глубокое переохлаждение стали после закалки до температур —183° С
((погружение в жидкий кислород) для распада остаточного аустенита либо не
^изменяет склонности к замедленному разрушению, либо ее повышает.
Испытания на замедленное разрушение по методу ЛТПЗ позво-
лили установить ряд зависимостей Ортш от параметров СТДЦ.
В методическом и теоретическом отношениях важна зависимость
сопротивляемости замедленному разрушению от ГШах нагрева [116].
Полученные Ю. В. Субботиным зависимости для сталей 30X13,
40X13, 42Х2ГСНМА и 43ХЗСНМВФА приведены на рис. 50. Сопро-
тивляемость замедленному разрушению указанных сталей умень-
шается более чем в 2 раза при изменении Гтах от 1100 до 1350° С.
При температурах ниже 1100° С стали в условиях сварочных ско-
ростей нагрева и охлаждения практически не проявляют склонно-
сти к замедленному разрушению. Минимальная сопротивляемость
замедленному разрушению устанавливается при некоторой харак-
терной для каждой стали температуре и мало изменяется при даль-
нейшем ее увеличении. Результаты микроскопического исследова-
ния свободной поверхности образцов показывают, что эта темпера-
тура соответствует Гтах, при которой начинается оплавление границ
зерен и внутризеренных ликвационных участков (см. рис. 40).
«4
Наблюдения за образованием холодных трещин в о. ш. з. жест-
ких сварных образцов при различной температуре после сварки
выявили следующие закономерности [72]. При отрицательной тем-
пературе (—70° С) процесс образования трещин полностью подав-
ляется. Однако после размораживания склонность к трещинам вос-
станавливается, а суммарная длина трещин несколько увеличивает-
ся. Нагрев образцов до 130° С заметно ослабляет процесс
образования трещин.
В результате испытаний образцов основного металла по мето-
ду ЛТПЗ путем растяжения в широком диапазоне скоростей де-
формирования установлены критические скорости, при которых на-
чинает проявляться замедленное разрушение. Применялись образ-
цы I типа (см. рис. 35). Скорость перемещения подвижного
захвата изменялась ступенчато от 2,2-101 до 3-10~4 мм/с. Порядок
скоростей истинной деформации определяли на этапе макроскопи-
ческой упругой деформации исходя из того, что замедленное разру-
шение образцов происходило на прямолинейном участке диаграммы
усилие — время.
Среднюю скорость оценивали расчетным путем по соотноше-
нию
Дг/Д/=Рт^ЕРйМ,
где Ртах — максимальное усилие на прямолинейном участке диа-
граммы; Fo — первоначальная площадь поперечного сечения рабо-
чей части образца; Д/— время достижения Pmax; Е— модуль уп-
ругости.
Относительное удлинение после разрушения образцов опре-
деляли с помощью инструментального микроскопа на участке шей-
ки образца с отверстием диаметром 1 мм (рис. 51, участки бив).
За пределами этой базы заметной пластической деформации не
наблюдалось (рис. 51, участки а и г). Величина вв только при-
ближенно характеризует пластичность образцов, особенно полу-
чивших замедленное разрушение. Это объясняется тем, что об-
разование очага разрушения происходит на этапе макроскопически
упругой деформации, а фиксируемая пластическая деформация
относится к стадии развития очаговой трещины и окончательного
разрушения образца. На последнем этапе скорость деформирова-
Рис. 51. Характер деформирования образцов при кратковременном (/) и замед-
ленном (II) разрушении; Хб
85
Рис. 52. Зависимость разрушающих напряжений и относительного удлинения
(ор, д) стали 18Х2НЗМА после обработки имитированным СТЦ от, скорости де-
формации Дб/Д/:
iTpi и (Ji — непосредственно после сварочного цикла; ар2 и о2—через 50 ч после свароч-
ного цикла
ния, по-видимому, резко возрастает (на несколько порядков) вслед-
ствие увеличения плотности накопленной упругой энергии, прихо-
дящейся на единицу площади сечения образца, ослабленного
очаговой трещиной. Это изменение режима нагружения приводит
к переходу замедленного разрушения к кратковременному разру-
. шению, сопровождаемому пластической деформацией.
На рис. 52 представлена зависимость механических свойств
стали 18Х2НЗМА от скорости деформирования для двух периодов
времени непосредственно после обработки СТЦ и через 50 ч. Пе-
. реход от кратковременного разрушения к замедленному происхо-
дит в диапазоне скоростей деформирования 10—2Ч-10—4 1/с. При
скоростях свыше 10-2 1/с имеет место процесс вязкого внутрикрис-
таллического разрушения, при котором значения механических
свойств практически не зависят от скорости деформирования. При
скорости 10-4 1/с и менее наблюдается процесс хрупкого межкрис-
таллического разрушения, при этом дальнейшее снижение скоро-
сти деформирования практически не приводит к понижению проч-
ности. Переход к испытаниям постоянной нагрузкой дает те же
значения минимальной замедленной прочности. В переходном
диапазоне скоростей разрушение носит смешанный характер. Отдых
в течение 50 ч после обработки СТЦ существенно уменьшает
склонность стали к замедленному разрушению. При испытании
даже с весьма малыми скоростями, меньшими 10-5 1/с, происхо-
дит смешанное разрушение и фиксируются механические свойства,
приближающиеся к свойствам при высокоскоростном нагруже-
нии.
По аналогичному режиму проведено испытание тавровых свар-
ных образцов из стали 23Х2НВФА. Непосредственно после завер-
шения сварки образцы подвергали деформированию путем изгиба
вертикальной стенки относительно сварного шва с различными уг-
ловыми скоростями 0,8—0,00075 °/мин. Изгиб производили в сто-
86
рону шва, вызывая растягивающие напряжения на торце верти-
кальной стенки в з. т. в.
Деформирование образцов выполняли на одной из моделей ис-
пытательных установок типа ЛТП2-3. Внешние концы рычагов
нагружения установки связаны с механическим приводом с помо-
щью тросов. Устройство привода позволяло ступенчато изменять
угловую скорость деформации образцов более чем в 103 раз.
В процессе испытания фиксировали время деформирования до
образования трещины, угол изгиба образца и разрушающее напря-
жение. Момент образования трещины определяли электромехани-
ческим датчиком, сигнализирующим о спаде нагрузки в системе
нагружения на 25 Н. Чувствительность датчика позволяла выявить
появление в околошовной зоне трещин глубиной 14-1,5 мм. Усилие
ла рычаге в момент образования трещины измеряли динамометром.
Результаты испытаний стали 23Х2НВФА, сваренной электрода-
ми УОНИИ 13/45 с влажностью покрытия 12% (рис. 53) показыва-
ют, что в период времени 1—20 ч после сварки наблюдается мини-
мум пластических и прочностных свойств сварных соединений. Этот
период соответствует максимальной склонности к образованию
холодных трещин в о. ш. з. Снижение механических свойств начи-
нается при деформировании с малыми скоростями, меньшими
0,2 град/мин. При этих условиях испытание приводит к замедленно-
му хрупкому межкристаллическому разрушению металла в о- ш. з.,
которое проявляется в образовании типичных холодных трещин.
При увеличении скорости деформирования до 0,8 град/мин харак-
тер разрушения резко изменяется: образцы разрушаются вязко по
сварному шву.
Таким образом, данное исследование выявило временной ин-
тервал замедленного хрупкого разрушения о. ш. з. сварных образ-
цов, границы которого определяются следующими факторами: фи-
Рис. 53. Результаты испытания сварных образцов стали 23Х2НВФА после свар-
ки в условиях деформирования с различными угловыми скоростями (в град/мин):
/— 0,8, 2 — 0,2; 3 — 0,05; 4 — 0,015; 5 — 0,0025; 6 — 0,00075; а и Ср — угол поворота стенки
образца и напряжения, при которых образуются трещины
87
зическим состоянием металла, обусловливающим потенциальную
склонность о. ш. з. к образованию холодных трещин, и скоростным
режимом деформирования, при котором эта склонность может
проявиться. Первая граница (~0,5 ч) связана с фактором дефор-
мирования со скоростью, меньшей критической. Оценка последней
показывает, что она приблизительно равна (0,54-2) 10“5 1/с. В пе-
риод до 0,5 ч после сварки при таком режиме деформирования
невозможно достигнуть необходимых значений разрушающих на-
пряжений. При увеличении скорости деформирования, несмотря на
достижение высоких напряжений и наличие необходимого физиче-
ского состояния металла, холодные трещины не образуются. Вторая
граница (~30 ч) связана с изменением физического состояния ме-
талла о. ш. з., который вследствие отдыха становится менее склон-
ным к замедленному хрупкому разрушению. При этом, несмотря на
деформирование с весьма малыми скоростями, сопротивляемость
образованию холодных трещин существенно повышается. Через
10 суток после сварки склонность стали 23Х2НВФА к трещинам
полностью исчезает.
Исследования процесса развития деформации при замедленном
разрушении под действием постоянной нагрузки выполнено автором
при испытаниях по методу ЛТПЗ путем растяжения образцов II ти-
па (см. рис. 35). Кинетику развития деформации изучали при помо-
щи тензометра с индуктивным датчиком имеющим чувствитель-
ность ±0,5 мкм. Тензометр устанавливали на поверхности образца
на базе 15 мм. Показания тензометра записывались электронным
потенциометром. Чувствительность тензометра и выбранная база
позволяли фиксировать относительное удлинение рабочей части
образцов свыше 0,0025%. Результаты испытаний представлены ь
табл. 10.
Таблица 1&
Марка стали а, МПА Д/-103, с Д/15, MIKM Дв5-10—3 % 0 Де/Д/, 1/с
43ХЗСНМВФА 850 595 490* 2,1 60 60 2,4 3,5 8,0 0,16 0,24 0,50 0,016 0,024 0,050 0,840-7 0,440-8 0,840-8
40X13 637 587 490* 0,72 60 60 2,4 2,4 4,5 0,16 0,16 0,30 0,016 0,016 0,030 0,240-6 0,340-8 0,540-8
28ХЗСНМВФА 950 862 11 60 5,0 3,0 0,35 0,20 0,035 0,020 0,340-7 0,340-8
15Х12ВНМФ 980 833* 6 21 7,2 6,0 0,48 0,40 0,048 0,040 0,810-7 0,240-7
♦ — образец не разрушился. Все величины отнесены к периоду испытаний после нагру-
жения до заданного постоянного напряжения.
Примечание. (У — напряжение; Д/— время испытаний; Д/15 — приращение на базе 15 мм;
Де’$ —относительная деформация; Де/Д^ — средняя скорость деформирования.
88
После завершения нагру-
жения во время действия по-
стоянной нагрузки имеет
место процесс деформирова-
ния образцов. Наиболее ин-
тенсивно деформация проте-
кает в первый час после на-
гружения. Приращение базы
происходит скачкообразно.
Относительное удлинение
невелико и составляет
0,015—0,05. Средние скоро-
сти деформирования в пери-
од испытания на замедлен-
ное разрушение постоянной
нагрузкой после нагружения
до заданного напряжения
находятся в интервале 10-6—
10-8 1/с.
Рис. 54. Изменение прогиба fmax при ис-
пытании на замедленное разрушение об-
разцов из стали 40X13 после обработки
сварочным термическим циклом:
1—6 — соответствуют напряжениям 1135, 1036,
1058, 1020, 1100 и 1215 МПа:
ф — разрушение, О — отсутствие разрушения
Зависимости прогиба образцов (см. рис. 35, тип III) от времени
для случая испытаний на замедленное разрушение консольным из-
гибом, полученные Ю. В. Субботиным, приведены на рис. 54. Вели-
чину прогиба измеряли индикатором с ценой деления 10 мкм. Ин-
дикатор фиксировал перемещение точки образца, расположенной
на расстоянии 40 мм от заделки. Анализ приведенных зависимостей
показывает, что скорость деформации не остается постоянной, а по-
степенно уменьшается по мере увеличения выдержки под нагрузкой.
Об этом свидетельствует линейный характер зависимости прогиба
и логарифма времени.
Одновременно проводили измерения полной деформации образ-
цов после испытания, ее распределения по длине, а также микро-
скопическое изучение свободной поверхности испытанных образцов
и характера их разрушения. Перед испытанием на поверхность
образцов алмазной иглой наносили одну осевую и восемь попереч-
ных рисок через каждые 2 мм, расстояния между которыми заме-
ряли микрометром с помощью микроскопа с точностью ±5 мкм.
Это соответствовало точности измерения относительного удлинения
на базе 2 мм±0,25%, на базе 14 мм±0,03%. За границы баз при-
нимали точки пересечения осевой и поперечной рисок. После
испытаний замеры указанных расстояний повторяли.
Суммарная остаточная деформация на рабочей длине образцов
исследованных сталей составляет 0,1—0,25%. Ее величина зависит
от времени испытания, а также наличия или отсутствия разруше-
ния. Минимальная величина (~ 0,1 %) соответствует испытаниям
с разрушением в течение нескольких минут после нагружения, мак-
симальная (0,24—0,26%)—испытанию с разрушением в течение
нескольких часов. Среднюю остаточную деформацию (0,16-^0,18%)
имеют образцы, не получившие разрушения после длительного ис-
пытания.
89
Рис. 55. Сдвиги, микронадрывы (а, б) и микротрещины (в, г) на свободной по-
верхности образцов из стали 40X13, образовавшиеся при испытании на замед-
ленное разрушение; Х300
Анализ полученных результатов позволяет сделать следующие
выводы. Основную часть остаточной деформации (~0,1%) образ-
цы получают при нагружении до заданного напряжения. В процес-
се длительного испытания постоянной нагрузкой остаточная дефор-
мация увеличивается на величину до 0,05%- Значительную пласти-
ческую деформацию (до 0,1 %) образцы получают в процессе раз-
рушения. Последняя связана с локальным развитием деформации
на участках в непосредственном соседстве с разрушением. Строение
излома образцов, получивших замедленное разрушение, аналогич-
но строению изломов холодных трещин в сварных соединениях (см.
рис. 47).
О величине пластической деформации, сопровождающей разру-
шение, можно судить по микрофотографиям участков поверхности»
примыкающих к излому, полученным с помощью интерференцион-
ного микроскопа (рис. 55). Локальная пластическая деформация
металла в непосредственном соседстве с очагом разрушения прак-
90
тически отсутствует, если судить по изгибу интерференционных
полос и степени утяжки поверхностных слоев металла. В данном
случае максимальный прогиб полос составляет 0,2—0,3 интервала
между ними, что соответствует абсолютной величине утяжки
~0,1 мкм.
Съемку проводили в зеленом свете с длиной волны А, = 0,55 мкм,
при этом расстояние между полосами составляло Х/2 = 0,27 мкм.
На поверхности образцов, примыкающей к участку излома, соответ-
ствующего распространению трещины, наблюдается значительная
локальная пластическая деформация. Абсолютная величина утяж-
ки имеет значение ~100 мкм (0,1 мм), т. е. на три порядка боль-
ше, чем в ранее рассмотренном случае. Эти данные подтверждают
выше приведенные результаты, показывающие, что существенный
вклад в остаточную деформацию образцов вносит этап окончатель-
ного разрушения.
Наблюдения с помощью интерференционного микроскопа сво-
бодной поверхности образцов, с которой повторным полированием
были удалены следы термического травления, позволили проследить
за некоторыми деталями процесса зарождения и развития очаго-
вых микротрещин замедленного разрушения. На начальном этапе
появляются смещения в виде сдвигов, расположенных под углом,
близким к 45° к направлению максимальных нормальных напря-
жений. Абсолютная величина вертикальной составляющей смеще-
ния соответствует 0,2—0,5 интервала между интерференционными
полосами и, следовательно, составляет 0,6—0,15 мкм. При даль-
нейшей выдержке образцов под нагрузкой непосредственно у сдви-
гов образуются микронадрывы, расположенные в плоскостях дейст-
вия максимальных нормальных напряжений. Микронадрывы разви-
ваются в очаговые микротрещины протяженностью, соизмеримой с
длиной границ зерен. Около конца микротрещины часто наблюда-
ется пластическая утяжка поверхности. По-видимому, в этом месте
микротрещина останавливается при встрече с телом зерна.
Отмеченные закономерности относятся непосредственно к холодным трещи-
нам вида откол в сварных соединениях, закаливающихся легированных сталей.
Кинетика разрушения при образовании других видов холодных трещин исследо-
вана в гораздо меньшей степени. Окончательные выводы затруднены также
вследствие неопределенности понятия самого явления замедленного разрушения
сталей. По-видимому, его следует определить с нескольких позиций, акцентируя
внимание на эффекте замедленности отдельных этапов разрушения. Во-первых,
замедленное разрушение необходимо рассматривать состоящим из четырех ста-
дий: 1) развитие процессов в металле, подготовляющих начало разрушения;
2) образование субмикротрещин размером в несколько десятков — сотен дисло-
каций в результате упругого разрыва атомных связей в местах, где концентра-
ция микронапряжений достигает их действительной прочности; 3) развитие суб-
микротрещин до микроскопических размеров, соизмеримых с элементами микро-
структуры (аустенитными зернами, неметаллическими включениями и т. п.), по
тому же или близкому механизму; 4) распространение микротрещин в макро-
трещины по механизму, связанному с локализацией пластической деформации
у вершины микротрещины. Другими словами, 1-я стадия — инкубационная, 2-я
и 3-я — образование очага разрушения и 4-я — его развитие. Склонность к за-
медленному разрушению или холодным трещинам и ее показатели, обычно свя-
зывают со стадией образования очага разрушения.
91
Замедленный характер любой стадии следует рассматривать с точки зрения
ее развития в течение некоторого периода времени после окончания термодефор-
мационного воздействия внешних источников энергии. Предлагается стадию1
считать замедленной, если этот период на несколько (видимо, на 2 и более)
порядков превышает период развития упругой деформации после приложения
нагрузки [39]. Учитывая, что скорость распространения упругой волны в метал-
лах свыше 1000 м/с, последний период не превышает 1 с. В принципе, при таком
подходе с определенной степенью условности к замедленным будут относиться
стадии с периодом развития 2 мин и более. В отличие от них к кратковременным
будут относиться стадии с периодом менее 2 мин.
Практически можно фиксировать только момент окончания образования
очага разрушения, т. е. конец 3-й стадии. В образцах с малым сечением и одно-
родной структурой он практически совпадает с визуально наблюдаемым макро-
разрушением. В других случаях, когда такого совпадения нет, например в свар-
ных образцах, образование очагов можно зафиксировать микроскопическим
исследованием образцов после заданного ряда времен выдержки под нагрузкой.
В отношении трещин вида откол экспериментально установлен замедленный ха-
рактер разрушения на этапе, включающем первые три стадии. Предполагается,,
что 1-я стадия также является замедленной.
Вторым признаком замедленного характера разрушения может служить раз-
личие в кратковременной и замедленной прочности. Для этого можно принять
достаточным соотношение ар min/aP.K^0,9. Последнее служит доказательством
того, что с течением времени интенсифицируются определенные внутренние про-
цессы, способствующие разрушению. Уменьшение указанного выше соотношения
соответствует повышению интенсивности и эффективности этих процессов.
По деформационным признакам процесс замедленного разрушения свеже-
закаленных легированных сталей следует отнести к одному из видов ползучести.
Ранее указывалось на аналогию процесса замедленного разрушения с ползу-
честью, а именно с высокотемпературной ее разновидностью, связанной с вязким
течением по границе зерен.
Диффузионная ползучесть — особый вид установившейся высокотемпера-
турной ползучести, развивающейся при очень высоких темйературах и низких
напряжениях и сопровождающаяся сравнительно малой остаточной деформацией.
Для металлов с высокой температурой плавления характерна так называемая
зернограничная ползучесть. При высоких температурах значительное число ва-
кансий может перемещаться с одной стороны зерен к другой, а именно от гра-
ниц, подвергнутых действию растягивающих напряжений, к границам, испыты-
вающим действия сжимающих напряжений. В обратном направлении происходит
перемещение отдельных атомов, приводящее к остаточной деформации (схема
Набарро—Херринга). Так как такая деформация не связана с кооперативным
перемещением атомов, по аналогии с течением вязкой жидкости ее называют
вязким течением [124]. Деформация при диффузионной ползучести пропорцио-
нальна времени испытания, а ее скорость находится в линейной зависимости
от напряжений и коэффициента граничной самодиффузии и равна 10-6—10-8 1/с
[60]. Сопоставляя параметры процессов замедленного разрушения различ-
ных видов ползучести, можно сделать предположение, что замедленное разру-
шение имеет определенные аналогии с логарифмической ползучестью и, по-види-
мому, обусловлено микропластической деформацией. Низкотемпературная (лога-
рифмическая) ползучесть развивается в области относительно невысоких темпе-
ратур (ниже 0,5 Тпл) и напряжений, превышающих критическое напряжение
сдвига отожженного кристалла. Приложенное напряжение может вызывать раз-
множение дислокаций и их перемещение на относительно большие расстояния.
После достижения заданного напряжения и прекращения дальнейшего нагруже-
ния движение дислокаций полностью не прекратится. Мгновенные увеличения
напряжений, которые обусловлены случайными флуктуациями термических напря-
жений, могут вызывать дальнейшую пластическую деформацию. С повышением
температуры колебания атомов решетки и величина флуктуаций термических на-
пряжений возрастают. Низкотемпературная ползучесть имеет неустановившийся
характер. Зависимость деформации от времени выражается логарифмической
функцией, а скорость ползучести с течением времени приближается к нулю.
Практически измеряемая скорость ползучести находится в пределах 10~2—
92
10-8 1/с. Логарифмическая ползучесть приводит к сравнительно малым конеч-
ным деформациям — порядка 0,1%.
Особенности развития микродеформации при замедленном разрушении, при-
водящие, в конечном счете, к хрупкому межкристаллическому разрушению, свя-
заны со специфическим неравновесным структурным состоянием легированных
сталей непосредственно после воздействия СТДЦ. Оно определяется спецификой
условий формирования структуры легированной стали при сварке.
Формирование структуры сварных соединений
легированных сталей
На каждом этапе воздействия сварочного термического цикла и
металле получают развитие некоторые физические процессы, кото-
рые формируют структуру различных зон сварного соединения. При
сварке легированных сталей особую роль играют высокотемпера-
турные процессы в аустенитном состоянии. Их интенсивность и сте-
пень завершенности в указанных сталях могут быть различными в.
зависимости от характера и уровня легирования. Наличие легирую-
щих элементов и образование ими соединений с углеродом сущест-
венно замедляют высокотемпературные процессы в легированных
сталях при сварке по сравнению с углеродистыми сталями. Разли-
чие в развитии высокотемпературных процессов оказывает заметное
влияние на сопротивляемость шва и о. ш. з. холодным трещинам.
Поэтому они рассмотрены подробно с целью объяснения установ-
ленных зависимостей сопротивляемости легированных сталей тре-
щинам от структуры металла сварных соединений.
Процессы в основном металле при нагреве
В результате действия источника теплоты происходит нагрев и
расплавление основного металла и формирование сварочной ванны.
При этом узкая зона металла, примыкающая к конечному участку
головной части сварочной ванны, нагревается свыше температуры
Асз со скоростями 100—1000° С/с в зависимости от способа и режи-
ма сварки. После завершения перехода в аустенитное состояние в.
металле получают заметное развитие процессы диффузии легирую-
щих элементов и примесей и миграции границ зерен. Диффузионные
процессы в зависимости от /’max нагрева обусловливают два проти-
воположных явления: сегрегацию примесей на границах аустенит-
ных зерен и их гомогенизацию. Миграция границ, контролируемая
самодиффузией атомов металлической матрицы, приводит к росту
аустенитного зерна.
В условиях высоких скоростей нагрева при сварке имеет место
повышение температур а->у-превращения и растворения частиц
карбидов. Ограниченное время пребывания при высоких температу-
рах в процессе нагрева при сварке приводит к тому, что рост зерна
при нагреве, как правило, не завершается, а продолжается и при
последующем охлаждении [117, 153, 183]. Для среднелегированных
сталей это подтверждается сравнением размеров аустенитных зе-
рен, оплавленных по границам к моменту максимального нагрева.
93
и действительного 1 аустенитного зерна в конечной структуре зака-
ленной о. ш. з. (см. рис. 70). Каждой стали соответствует предель-
ный размер так называемого наследственного зерна. Если при на-
греве не достигнут указанный размер, то происходит дальнейшее
его увеличение при охлаждении.
На этапе нагрева в металле, находящемся в аустенитном состоя-
нии, идет сложный диффузионный процесс — перераспределение
примесей по телу и границам зерен. В отношении двойных гомоген-
ных твердых растворов теорией установлены направления развития
указанного процесса. Движущей силой процесса, по Мак-Лину, яв-
ляется тенденция к уменьшению энергии упругих искажений решет-
ки при переходе растворенных элементов из зон зерна, не имеющих
дефектов кристаллического строения решетки, в зоны скопления
несовершенств кристаллической решетки, и в первую очередь на
границы аустенитных зерен [91]. В целом это приводит к понижению
общей свободной энергии. Предельное развитие процесса — образо-
вание так называемой равновесной сегрегации элементов в зонах
несовершенств решетки.
Согласно теории по мере повышения температуры до некоторого
значения Гр величина равновесной сегрегации на границах зерен
сначала повышается, а затем понижается по экспоненциальному
закону [27].. При неравновесном нагреве в случае сварки, перерас-
пределение примесей идет в направлении достижения состояния
равновесной сегрегации. При повышенных температурах, когда диф-
фузия протекает с большими скоростями, возможно достижение
состояния равновесной сегрегации. При дальнейшем увеличении
температуры начнется уход примесей с границ зерен в соответст-
вии с закономерностью изменения равновесной сегрегации с изме-
нением температуры, т. е. начнется процесс гомогенизации. При
этом гомогенизация будет иметь место, если было достигнуто со-
стояние равновесной сегрегации.
Одновременно с этим миграция границ в процессе роста зерна
при определенных условиях может привести к дополнительному за-
хвату и накоплению примесей на границах. Для любого твердого
раствора существуют критические соотношения между граничной
концентрацией, кривизной границы и температурой, в пределах ко-
торых миграция границ может быть причиной сегрегации. Ведущим
механизмом миграции границ в условиях кратковременного свароч-
воео цикла более вероятно термическое отделение границ от приме-
сей [27]. Последнее означает, что в данном случае примеси не увле-
каются мигрирующей границей и не накапливаются на ней.
Выравнивание локальных скоплений легирующих элементов и
примесей в твердом растворе внутри зерен обусловлено тенденцией
к выравниванию их химических потенциалов [102]. В двухкомпо-
нентных сплавах они определяются концентрацией элементов, в
многокомпонентных — их термодинамической активностью. Послед-
1 Действительное зерно — размер зерна аустенита после конкретной термо-
обработки [32].
94
няя, помимо концентрации элементов, зависит также от взаимного-
влияния элементов. Так, некарбидообразующие элементы, напри-
мер кремний, повышают, а карбидообразующие, например марга-
нец, понижают активность углерода в стали. Это может обусловить
восходящую диффузию углерода в сторону увеличения градиента
его концентрации. Таким образом, непродолжительное пребывание
при высоких температурах может усилить МХН. В данном случае
только длительная выдержка при этих температурах, обеспечиваю-
щая выравнивание концентрации большинства элементов, в том
числе элементов с малой диффузионной подвижностью, приводит
к гомогенизации твердого раствора внутри зерен.
При нагреве металла на участке о. ш. з., непосредственно при-
мыкающего к сварочной ванне, до температур, превышающих Тсоя,
происходит его оплавление. При этом плавление начинается на
границах аустенитных зерен и в отдельных зонах внутри зерен.
Такая избирательность первоначального плавления связана в пер-
вую очередь с повышенной концентрацией легирующих элементов
и примесей в указанных местах аустенитной структуры. Скопление
несовершенств в кристаллической решетке, например на границах
зерен, не вызывает снижения температуры плавления металла на
границе по сравнению с температурой плавления металла в теле
зерен [91].
При температурах, соответствующих верхней половине темпера-
турного интервала плавления, металл переходит в жидко-твердое-
состояние. Эта часть оплавленного участка о. ш. з. захватывается
потоками передней части сварочной ванны и перемешивается с ней-
Нагрев до температур, соответствующих нижней половине указан-
ного интервала, приводит другую часть оплавленного участка в
твердо-жидкое состояние. Последнее фиксируется в конечной струк-
туре о. ш. з. после соответствующего травления (см. рис. 70).
На данном этапе имеет место переходный процесс: остановка
расплавления основного металла и начало кристаллизации свароч-
ной ванны. Перемещение межфазной поверхности в обоих случаях
происходит с очень малыми скоростями. Это дает основание услов-
но считать, что некоторый период времени межфазная поверхность
неподвижна и в течение этого времени существует контакт о. ш. з.
с расплавленным металлом сварочной ванны [112]. В контакте на-
ходятся металл о. ш. з., нагретый в процессе расплавления основно-
го металла, и перегретый расплавленный металл сварочной ванны.
Средняя температура последнего зависит в основном от теплофизи-
ческих свойств металла и в первую очередь от его температу-
ры ликвидуса (Глик). Перегрев по отношению к ГЛИк составля-
ет 150—250° С. Для всего ряда электродных материалов примени-
тельно к легированной стали средняя температура сварочной ванны
составляет 1550—1770° С соответственно для наиболее легкоплавких
аустенитных и сравнительно тугоплавких низкоуглеродистых фер-
ритно-перлитных материалов. Есть основание полагать, что в пе-
риод контакта о. ш. з. со сварочной ванной возможен дальнейший
нагрев и оплавление о. ш. з.
95
В период контакта получают развитие процессы перераспреде-
ления легирующих элементов и примесей между твердой и жидкой
фазой в соответствии с их коэффициентами распределения и коэф-
фициентами диффузии в твердой фазе. Перераспределение протека-
ет как в макроскопическом объеме между о. ш. з. и сварочной ван-
ной, так и в микроскопических объемах между телом и оплавлен-
ными границами и участками зерен. Теоретическое рассмотрение
вопроса показывает возможность перехода легколиквирующих эле-
ментов и примесей (С, S, Р и др.) из слоя о. ш. з. у линии сплавле-
ния шириной в несколько десятков микрометров в соседний слой
металла шва. В некоторых случаях эффект перераспределения экс-
периментально зафиксирован в конечной структуре. Особенно это
относится к S, которая имеет малую скорость выравнивающей диф-
фузии в твердой фазе при охлаждении [112]. При этом наблюдается
главным образом обедненный слой в о. ш. з., в то время как обо-
гащенный слой в шве, по-видимому, размывается диффузией и кон-
вективными потоками в сварочной ванне.
Перераспределение между телом и оплавленными границами и
участками зерен происходит в соответствии с теми же закономер-
ностями, что и рассмотренные выше. Отличие заключается в том,
что процесс диффузии в жидкой фазе вследствие ограниченности ее
размеров и объема не способствует снижению в ней концентрации
примесей. В результате происходит накопление определенного ко-
личества примесей в оплавленных участках [28, 83, 222]. Степень
обогащения оплавленных участков определяется скоростью диффу-
зионного подвода примесей в твердой фазе к жидким прослойкам.
Кристаллизация сварного шва
Затвердевание шва происходит по одному из типов кристалли-
зации в зависимости от состава, скорости кристаллизации и гради-
ента температур на межфазной поверхности: ячеистому, ячеисто-
дендритному и дендритному (рис. 56) [151]. Состав и скорость кри-
сталлизации, а также коэффициент диффузии примеси в расплаве
обусловливают толщину так называемого концентрационного уп-
лотнения в жидкости перед фронтом кристаллизации, т. е. слоя с
повышенной концентрацией примеси. Градиент температур, т. е.
крутизна кривой распределения температур в жидкости у фронта
кристаллизации, при заданных размерах и конфигурации концен-
трационного уплотнения обусловливает ширину расположенной в
его пределах так называемой зоны концентрационного переохлаж-
дения. В этой зоне жидкость вследствие пересыщения примесью на-
ходится при температуре ниже ее ликвидуса, что обеспечивает ус-
коренный рост выступов на фронте кристаллизации.
При малой ширине зоны концентрационного переохлаждения
развивается рост гладких выступов, дающий ячеистый тип кристал-
лизации. При большой ширине создаются условия также для боко-
вого разветвления выступов, что приводит к ячеисто-дендритному и
дендритному типу кристаллизации шва. Группы соседних ячеек или
36
Рис. 56. Закономерности кристаллизации двойных сплавов:
а — распределение примесей перед фронтом кристаллизации; дх — зона концентрационного
уплотнения; б —размер и форма оконечностей растущих кристаллитов в зависимости от-
размера зоны концентрационного переохлаждения х (xt — при ячеистом, х2 — ячеисто-денд-
ритном, х3 — дендритном типах кристаллизации); Т лик— температура равновесного ликви-
дуса; —градиент действительных температур в расплаве у фронта кристаллизации;
в, г, д — строение ячеистого, ячеисто-дендритного и дендритного кристаллитов соответст-
венно и условия данных типов кристаллизации; R — скорость перемещения фронта кристалл
лизации; с0 — исходная концентрация примеси; kQ — коэффициент распределения; А — ко-
эффициент, зависящий от рода металла
дендритных элементов, имеющих одну и ту же ориентацию кристал-
лической решетки, составляют единые кристаллиты.
При затвердевании сварного шва по мере прорастания кристал-
литов от линии сплавления к центру шва существенно изменяются
параметры, определяющие тип кристаллизации: скорость кристал-
лизации (0—уСв) и градиент температуры (понижается в несколь-
ко раз). Это может обусловить различное строение первичных крис-
таллитов по их длине. В начале роста кристаллитов от линии сплав-
ления в некоторых случаях возможна кристаллизация при наличии
гладкого фронта, затем, как правило, возникает слой мелких яче-
ек, далее образуются более крупные ячейки, которые по мере приб-
лижения к центру шва могут перейти к дендритные формы.
Тип первичной микроструктуры в центральных зонах сварных
швов среднелегированной стали зависит главным образом от соста-
ва (в первую очередь от содержания углерода) и уСв- В работе [82]
показано, что при изменении уСв от 5 до 50 м/ч в швах низколегиро-
4—2049 97
ванных сталей с 0,1—0,25% С первичная структура изменяется от
- неустойчивой ячеистой до ячеисто-дендритной, а в швах среднелеги-
рованных сталей с 0,3% С и более — от ячеисто-дендритной до раз-
витой равноосной дендритной (рис. 57).
Направление продольных осей ячеек и элементов дендритов оп-
ределяется кристаллографической ориентировкой кристаллитов и
нормалью к фронту кристаллизации (в швах ортогональной траек-
торией к семейству изотерм кристаллизации [117]). Ячейки, особенно
при малых скоростях роста стремятся ориентироваться в направле-
нии нормали к фронту кристаллизации. Степень отклонения осей
ячеек от этого направления зависит от уровня легирования сплава
и режима сварки. По мере развития дендритной структуры откло-
нение, как правило, возрастает и может достигать 45° [117]. Первич-
ные оси дендритов не изгибаются в соответствии с нормалью к изо-
термам кристаллизации и остаются прямолинейными в пределах
одного кристаллита. В следующем по ходу роста кристаллите на-
правление осей дендритов резко изменяется. В совокупности оси
дендритов в различных кристаллитах представляют собой как бы
касательные к ортогональной траектории. При промежуточном яче-
исто-дендритном типе кристаллизации отклонение осей первичных
элементов лежит в широком диапазоне в соответствии с тенденция-
ми, характерными для ячеистого и дендритного роста. Это обуслов-
ливает максимальную взаимную разориентировку кристаллической
решетки первичных элементов в соседних граничащих кристалли-
тах (рис. 57, д, е).
Макроскопическая форма, ориентация и размеры кристаллитов
находятся в определенной взаимосвязи с типом кристаллизации.
С точки зрения технологической прочности и механических свойств
важны форма, протяженность и микроскопические конфигурации
зон срастания и стыковки кристаллитов, их взаимная разориенти-
ровка и концентрация примесей в этих зонах.
Кристаллиты в шве имеют столбчатый характер, за исключени-
ем кристаллитов в центральной зоне в швах для некоторых соста-
вов сталей, сваренных с большой скоростью. Продольные оси и бо-
ковые грани кристаллитов в целом ориентированы в тех же направ-
лениях, что и элементы первичного роста, хотя нельзя говорить о
полном их совпадении, особенно в отношении боковых граней. Крис-
таллиты с ячеистым строением имеют криволинейную форму, и их
ширина по мере прорастания к центру шва уменьшается. Зоны
срастания кристаллитов боковыми гранями имеют также криволи-
нейную форму и относительно гладкую конфигурацию. При этом
взаимная разориентировка соседних кристаллитов невелика, по-
скольку и элементы первичного роста и кристаллиты незначительно
отклоняются от ортогональной траектории роста.
Для столбчатых кристаллитов с ячеисто-дендритным и дендрит-
ным строением характерна более прямолинейная форма, обуслов-
ленная их значительным отклонением от ортогональной траектории.
Ширина кристаллитов увеличивается к центру в результате подав-
ления роста кристаллитов, имеющих менее благоприятную кристал-
98
Рис. 57. Первичная
43ХЗСНМВФА, выпол-
микроструктура (а—г, Х340) и макроструктура (д—з, Х10) сварных швов стали
ненных при различных уСв (л, б, д, е — 5 м/ч; в, ж — 25 м/ч; г, з — 50 м/ч)
лографическую ориентировку по отношению к направлению теплоот-
вода. Эта "тенденция в наибольшей степени проявляется при ячеисто-
дендритном строении кристаллитов, поскольку ему соответствует
максимальное различие кристаллографической ориентировки со-
седних кристаллитов. Вследствие указанной тенденции в швах с та-
ким строением образуются кристаллиты с максимальными размера-
ми по сравнению со швами, имеющими как ячеистое, так и развитое
дендритное строение (рис. 57, д, е).
Зона срастания столбчатых кристаллитов с ячеисто-дендритным
строением имеет прямолинейную форму, значительную протяжен-
ность и относительно гладкую микроскопическую конфигурацию.
При этом возможна значительная разориентировка кристалличе-
ских решеток в соседних кристаллитах. Срастание кристаллитов с
дендритным строением происходит по зонам, имеющим макроскопи-
чески прямолинейную форму, сравнительно небольшую протяжен-
ность и извилистую (фрагментированную) микроскопическую кон-
фигурацию. Кристаллографическая разориентировка в соседних
кристаллитах относительно невелика.
Форма и характер стыковки кристаллитов в центральных зонах
шва определяются их внутрикристаллическим строением. Ячеистые
кристаллиты в центре шва продолжают рост в соответствии с орто-
гональными траекториями, в результате чего ориентируются вдоль
оси шва. Характер зон срастания остается таким же, как и в сред-
них слоях шва. При этом только несколько уменьшается их протя-
женность в связи с измельчением кристаллитов и понижается
степень разориентировки, поскольку к центру шва уменьшается и ис-
чезает разница в направлениях ортогональных траекторий в сосед-
них точках на изотерме кристаллизации. Стыковка кристаллитов,
растущих навстречу друг другу, в данном случае не наблюдается.
Ячеисто-дендритные и дендритные кристаллиты имеют встреч-
ную стыковку. Протяженность зон стыковки невелика й определяет-
ся шириной кристаллитов. Микроскопическая конфигурация зоны
имеет фрагментированный характер, так как стыкуются межфазные
поверхности с выступами ячеистого или дендритного типа. В случае
сварки среднелегированных сталей с малой скоростью в центре
шва образуются крупные осевые кристаллиты в результате прорас-
тания отдельных столбчатых кристаллитов. Боковые кристаллиты
подходят к граням осевых кристаллитов своими фронтами кристал-
лизации. Зона срастания имеет прямолинейную форму и большую
протяженность, определенную длиной осевых кристаллитов. Микро-
скопическая конфигурация зоны зависит как от величины элементов
второго порядка на гранях осевых кристаллитов, так и от величины
выступов на передних межфазных поверхностях боковых столбча-
тых кристаллитов. Когда определяющим является первый фактор,
то фрагментация рассматриваемой зоны весьма слаба.
При развитом дендритном типе кристаллизации в центральной
зоне шва образуются относительно некрупные, равноосные полиэд-
рические кристаллиты. В данном случае зоны стыковки имеют кри-
волинейную форму и небольшую протяженность, определяемую
100
размером равноосных кристаллитов. Конфигурация зоны имеет
сильно фрагментированный характер, поскольку с обеих сторон сты-
куются межфазные поверхности с очень развитыми осями дендри-
тов первого порядка (рис. 57, з).
Процесс перераспределения примесей теоретически наиболее
полно рассмотрен применительно к направленной кристаллизации
при плоской форме межфазной поверхности [151]. При достаточно
большой неизменной скорости кристаллизации, когда практически
подавлена диффузия в твердой фазе, а в расплаве отсутствует кон-
вективное перемешивание и имеют место только диффузионный
отвод примеси от межфазной поверхности, примесь вдоль оси крис-
талла распределяется равномерно и ее концентрация равна первона-
чальной в жидкой фазе. На коротком начальном участке концент-
рация примеси резко возрастает от исходной в твердой фазе до
упомянутой выше исходной концентрации жидкости. На конечном
участке кристалла, соизмеримом с шириной концентрационного уп-
лотнения, содержание примеси резко возрастает и может достигнуть
10-кратной концентрации по сравнению с последней. При условии
конвективного отвода примеси в жидкости от фронта кристаллиза-
ции ее концентрация в кристалле непрерывно повышается от исход-
ной в твердой фазе до исходной в жидкой в соответствии с текущим
отношением объемов твердой фазы к жидкой и величиной коэффи-
циента распределения (т. е. имеет место так называемая нормаль-
ная ликвация).
При колебаниях скорости кристаллизации в процессе роста
кристалла происходят изменения в монотонном распределении при-
меси вдоль его оси [151]. Если скорость кристаллизации возрастает,
то количество отводимой диффузией примеси в жидкость уменьша-
ется, а концентрация примеси в образующейся твердой фазе увели-
чивается. При уменьшении скорости кристаллизации процессы раз-
виваются в обратном направлении.
При сварке имеют место более сложные условия кристаллиза-
ции, чем рассмотренные выше [117]. Средняя макроскопическая ско-
рость кристаллизации монотонно возрастает от нуля вплоть до исв
при прорастании кристаллита от линии сплавления до центра шва.
Как правило, макроскопическая скорость кристаллизации претер-
певает локальные изменения вследствие механических колебаний
источника теплоты, каплеобразного переноса элктродного метал-
ла, колебаний тепловой мощности источника и других возмущений.
Первое наиболее ярко проявляется при ручной дуговой сварке и
внешне выражается в образовании грубых чешуек на поверхности
шва, последнее — при импульсной дуговой сварке.
Помимо этого скорость кристаллизации претерпевает изменения
и в микроскопическом масштабе. Микроскопическая скорость крис-
таллизации, характеризующая перемещение межфазной поверхно-
сти, имеет периодический характер изменения в связи с периодич-
ностью процесса кристаллизации в пределах зоны концентрационно-
го переохлаждения [137]. После сформирования указанной зоны
выступы на оконечностях кристаллитов прорастают на ее длину с
101
чрезвычайно большой скоростью и останавливаются. Затем.с суще-
ственно меньшей скоростью происходит затвердевание, расплава
между выступами кристаллитов. Эти два этапа наблюдаются как
элементарное перемещение межфазной поверхности в ее прерыви-
стом движении. Их суммарное время и протяженность зоны кон-
центрационного переохлаждения определяют микроскопическую
скорость кристаллизации. Следующее элементарное перемещение
происходит после некоторого периода времени, необходимого для
отвода скрытой теплоты затвердевания и образования новой зоны
концентрационного переохлаждения.
Прерывистость перемещения межфазной поверхности и связан-
ная с этим периодичность значений микроскопической скорости
кристаллизации обусловливают слоистое строение сварного шва.
Последнее выявляется на свободной поверхности шва или после его
травления благодаря резкой разнице в концентрации примесей на
границах между слоями: снижению в конце и повышению в начале
слоев. Ширина слоев определяется протяженностью зоны концент-
рационного переохлаждения. Последние имеют наибольшую протя-
женность у линии сплавления и уменьшаются по мере приближения
к центру шва в связи с соответствующим этому увеличению скоро-
стей кристаллизации. Также изменяется и ширина слоев на поверх-
ности шва, что часто можно отчетливо наблюдать на поверхности
затвердевшего кратера.
Помимо регулярных периодических изменений микроскопиче-
ской скорости кристаллизации имеют место случайные ее измене-
ния, связанные с флуктуациями температур в микрообъемах, нали-
чием неметаллических включений в расплаве и другими причина-
ми. Они приводят к искажению фронта кристаллизации на базе,
соизмеримой с размерами выступов кристаллитов.
В сварочной ванне отвод примесей от межфазной поверхности
наряду с диффузией осуществляется также конвективными потока-
ми. Имеются данные, что интенсивность конвективных потоков мак-
симальная у передней части сварочной ванны, т. е. у линии сплавле-
ния, и существенно снижается в хвостовой ее части [33, 169]. Следо-
вательно, увеличение скорости кристаллизации и уменьшение влия-
ния конвекции по мере роста кристаллита к центру шва одинаково
способствует тенденции к равномерному среднему распределению
примеси вдоль его оси. В ряде случаев количественные измерения
не подтверждают существенного развития нормальной ликвации в
сварных швах. На это среднее распределение накладываются пики
и спады концентрации примесей, обусловленные локальными изме-
нениями макроскопической и микроскопической скорости кристал-
лизации.
Одна из главных характеристик МХН в сварных швах — распре-
деление примесей между осями и зонами срастания элементов пер-
вичного роста кристаллитов. В данном случае перераспределение
примесей происходит на межфазной поверхности. В результате бо-
кового роста выступов примесь оттесняется в пространство между
ними и скапливается на межячеистых или междендритных грани-
102
цах [151]. При размерах выступов, соизмеримых с протяженностью
концентрационного уплотнения, и их форме, обеспечивающей воз-
можность протекания диффузии примесей от их вершины к грани-
цам, возможно существенное уменьшение количества примеси, от-
тесняемой в объем жидкости.
Этим, видимо, можно объяснить упомянутый выше факт несуще-
ственного развития нормальной ликвации в сварных швах и отсут-
ствия пиков концентраций примесей в зонах срастания при стыков-
ке встречно растущих кристаллитов. В данном случае в контакт
вступают межфазные поверхности с выступами на них и до конца
кристаллизации осуществляется диффузионный отвод примесей от
их вершин к подножью [95]. Вследствие этого в последних порциях
жидкости не накапливается большого количества примесей, а сле-
довательно, и не наблюдается обогащения зоны стыка кристаллитов
примесями.
Результаты аналитического анализа распределения примесей в
сварных швах носят качественный характер в связи с многими уп-
рощениями и допущениями, касающимися формы межфазной гра-
ницы, значения коэффициента распределения, степени развития
диффузионных процессов и т. д. С помощью этого анализа получе-
ны сведения о тенденциях в развитии МХН при кристаллизации
сварных швов двухкомпонентных систем при изменении указанных
факторов. МХН по сечению кристаллитов увеличивается с умень-
шением коэффициента распределения примеси, расширением тем-
пературного интервала кристаллизации, уменьшением коэффици-
ента диффузии в жидкой фазе, уменьшением угла у вершины вы-
ступов и увеличением их высоты [140]. Расчеты показывают замет-
ное влияние скорости охлаждения на распределение примесей в
конечной структуре швов [141]. С одной стороны, увеличение скоро-
сти охлаждения приводит к уменьшению ширины и выступов ячеек
и снижению первоначальной МХН, с другой — к замедлению вы-
равнивающей диффузии при охлаждении в твердом состоянии. В
связи с этим невозможно однозначно ответить на вопрос о влиянии
скорости охлаждения на МХН.
Количественные экспериментальные данные МХН в сварных
швах легированных сталей ограничены и в основном относятся к
распределению некоторых легирующих элементов и примесей между
телом и зонами срастания элементов первичного роста ячеистых
или дендритных кристаллитов (табл. 11, рис. 58). На основании по-
лученных данных сделаны следующие выводы. Наиболее сильно
ликвирует Мо, затем по мере понижения степени ликвации следует
V, W, Si, Сг, S и Мп и во многих случаях практически не ликвирует
Ni. С повышением содержания углерода ликвация всех элементов
несколько увеличивается. При этом степень влияния углерода по-
вышается с увеличением ликвирующей способности элементов. При-
веденные экспериментальные данные относятся к конечной струк-
туре сварных швов. Поэтому о распределении легирующих элемен-
тов и примесей к моменту окончания затвердевания можно судить
только с учетом выравнивающей диффузии в процессе охлаждения.
103
о
Таблица 11
Тип шва Способ сварки мкм сг'сз Источ- ник Примечание
с Мп Si Сг NI Мо W V S
30Х2ГСНВМ ЭЛС 19 1,36 1,68 1,33 1,07 2,12 1,35 [41] Камека, зонд 1 —
20Х2ГСНВМ Дуговая 50 — 1,24 1,48 1,44 1,00 1,80 1,55 — — 3 мкм; значения, сред-
37Х2ГСНВМ » 50 — 1,49 1,47 1,53 1,12 2,36 1,81 —- . —. ние по замерам в 10—
28Х2ГСНВМ ЭШС 212 — 1,24 1,54 1,34 1,41 2,14 1,65 — — 12 точках; подобные
30Х2ГСНВМ 30Х2ГСНВМ ЭШС, после кри- сталлизации закал- ка в воду Слиток, кристал- лизация в печи, за- калка в воду 212 — 1,42 1,62 1,69 1,59 1,51 1,73 1,40 1,43 2,17 3,03 — — — данные получены для швов системы ХГСН и ХЗМ
28ХЗСНМВФА Дуговая — — 1,46 1,38 1,39 1,08 1,85 — — — [28] То же
35ХГСА Мартеновский сли- ток; 3,5 т 1000 — 1,75 1,85 1,90 — — — — —• [36] Камека; распределе- ние; данные по Сг max/Сз min
30Х2В8 Дуговая — — — — 1,37 — — 1,35 2,16 — [147] Камека; средние по
150ХНМ наплавка, скоро- сти охлаждения при 1250°С 3—300° С/с 2,73 0.75 2,65 [147] замерам в 20—30 точ- ках
43ХЗСНМВФА (рис. 75, на- правление III—III) Аргонодуговой пе- реплав 10 0,90 1,40 1,60 0,95 2,70 2,40 1,45 [83] Камека; распределе- ние; зонд 1 мкм; данные по Сг max/Сз max
Примечание. ЭЛС и ЭШС — электронно-лучевая и эдектрошлаковая сварка; Ь3 — ширина ячейки; Сг и Сг тах — средняя и макси-
мальная концентрация элемента в зоне срастания ячеек; С3, С3 тах и С3 min — средняя, максимальная и минимальная концентрации эле-
мента в теле ячеек.
D
Рис. 58. Распределение W,
С, Cr и Мп в сварном шве,
полученном аргонодуговым
переплавом стали
43ХЗСНМВФА (АВ, CD
EF — зоны срастания эле*
ментов первичных кристал-
литов)
Сопоставление результатов для электронно-лучевых швов и швов
электрошлаковых, закаленных в воду после кристаллизации (табл.
11), показывает весьма незначительное усиление ликвации в пос-
леднем случае. В слитке, кристаллизовавшемся в печи и закален-
ном в воду после кристаллизации, ликвация заметно повышается.
Это позволяет предположить, что при всех способах сварки скоро-
сти охлаждения достаточно высоки и не обусловливают полного
развития диффузионных процессов отвода примеси от вершины
выступов в пограничные пространства. Сопоставление швов элект-
рошлакового с закалкой, электронно-лучевого и электрошлакового
без закалки показывает, что выравнивающая диффузия получает
некоторое развитие при сварке, и ее подавление закалкой приводит
к несколько более сильной ликвации. Увеличение скорости охлажде-
ния при переходе от электрошлаковой сварки к электронно-лучевой
примерно в 10 раз уменьшает ширину элементов кристаллитов и зон
их срастания, при этом степень ликвации остается приблизительно
постоянной.
Приведенные выводы касаются элементов с относительно низ-
кой диффузионной подвижностью в железе в твердом состоянии
(D«10~u см2/с при 1100°С). В отношении выравнивания концент-
рации углерода, у которого коэффициент диффузии на несколько
порядков Bbfflie («10-7 см2/с), скорость охлаждения, видимо, иг-
рает значительную роль. По некоторым данным [83, 222], углерод
не обнаруживает пиков концентраций в зоне срастания элементов
кристаллитов в шве и по оплавленным границам воколошовной зо-
не. Существует также мнение, что углерод при затвердевании скап-
ливается в междуосных пространствах, а затем под влиянием фос-
105
фора вытесняется в тело кристаллитов [67]. Есть сведения, что лик-
вация углерода в зонах срастания сохраняется при повышенном со-
держании хрома, когда создаются условия для образования его
специальных карбидов.
Сравнение результатов аналитических расчетов и количествен-
ных данных экспериментальных измерений показывает, что между
ними существуют довольно большие расхождения. Во-первых, дей-
ствительные пики концентраций существенно ниже, чем следует из
расчетов. Во-вторых, совершенно не подтверждается определяю-
щая роль коэффициента распределения элемента между твердой и
жидкой фазами. Так, например, Mo, V и W с коэффициентами рас-
пределения в железе 0,7—0,9 ликвируют в большей степени, чем
Мп с коэффициентом 0,15. Это, видимо, можно объяснить тем, что
в многокомпонентных системах одним из важных факторов, опреде-
ляющих диффузионное перераспределение в жидкой и твердой фа-
зах, является взаимное влияние элементов и примесей.
Сведения о влиянии типа кристаллизации на МХН весьма огра-
ничены. Отмечается, что размеры и расположение участков обога-
щения зависят от формы межфазной поверхности [95]. Обогащен-
ные пограничные участки ячеек, междуосные пространства нераз-
ветвленных и разветвленных дендритов могут иметь различные
формы — от сплошных вытянутых зон до изолированных сфериче-
ских участков. Если рассматривать геометрию контакта элементов
первичного роста, то наиболее неблагоприятное сочетание протяжен-
ности и формы ликвационных зон соответствует ячеисто-дендрит-
ной структуре (рис. 59). В данном случае типичен контакт плоской
границы одной ячейки и осей второго порядка соседней ячейки,
получившей дендритный рост. Ячеистой структуре соответствуют
ликвационные зоны между ячейками большой протяженности, но
малой ширины. Для дендритной структуры характерны контакты
двух видов: первый — между гранями элементов второго (третьего)
порядка, второй — между вершинами осей разных порядков. В по-
следнем случае вершины встречных ветвей дендритов, как правило,
располагаются в междуосных пространствах. Оба вида контактов
элементов первичной структуры приводят к образованию ликваци-
онных зон малой протяженности и относительно малой ширины.
Имеются экспериментальные работы, в которых отмечается
разница МХН в зависимости от типа первичной структуры. В рабо-
те [169] по распределению Мо в швах мартенситностареющей стали
с содержанием 18% Ni в направлении от линии сплавления к цент-
ру сделан вывод, что степень его микросегрегации больше при яче-
исто-дендритных формах роста, чем при равноосной или столбча-
той дендритной.
В отношении ликвации примесей в пределах кристаллитов одного
и того же типа экспериментально показано, что содержание приме-
сей в зонах срастания ячеистых кристаллитов и пограничных зонах
ячеек одинаково [95]. То же относится и к зонам срастания дендрит-
ных кристаллитов и междуосным пространствам, расположенным
внутри дендритов. Это можно объяснить исходя из того, что процесс

а)

Рис. 59. Геометрия кон-
тактов элементов первич-
ных кристаллитов при
ячеисто-дендритном (а) и
дендритном (б) типах
первичной структуры в
швах стали
42Х2ГСНМА; Х340

Рис. 60. Характер зоны срастания элементов первичных кристаллитов (а) и гра-
ницы аустенитного зерна (б); Х1000
микроскопического перераспределения примесей во всех этих слу-/
чаях остается практически одинаковым. 1
МХН, возникающая при кристаллизации, позволяет при приме-
нении травления на первичную структуру выявлять элементы пер-
вичного роста и контуры первичных кристаллитов. Их разделяют
обогащенные примесями межячеистые и междуосные пространст-
ва, зоны срастания и стыковки кристаллитов. На микрошлифах эти
обогащенные примесями ликвационные зоны имеют отличное от
центральных участков первичных элементов травление, интенсив-
ность которого плавно изменяется по ширине в несколько единиц
или десятков микрометров (рис. 60). После травления шлифов на
вторичную структуру или наблюдения за селективным отражением
участков на свободной литой поверхности помимо ликвационных
зон выявляются границы зерен. Последние представляют собой по-
верхность раздела кристаллитов (зерен), при переходе через ко-
торую резко изменяется кристаллографическая ориентировка. При
травлении границы зерен проявляются в виде четкой линии шириной
~ 10-1 мкм, т. е. на два порядка меньше, чем ширина ликвационных
зон.
Формирование границ зерен в шве и околошовной зоне
Образование зерен, не тождественных первичным кристаллитам,
наблюдал еще Л. И. Чернов, он назвал этот процесс грануляцией
стали. Д. К. Бутаков под грануляцией понимает: «все процессы об-
разования первичных зерен аустенита при высоких температурах во
время охлаждения литой стали».
До настоящего времени вопрос о физической природе процессов,
формирующих границы зерен, остается дискуссионным. В работах
[95, 96] сделано предположение, что формирование границ зерен:
«результат движения и упорядочения несовершенств кристалличе-
ской решетки, а сам процесс по аналогии с упорядочением линей-
ных несовершенств в холоднодеформированных металлах классифи-
цируется как полигонизация литых металлов и сплавов». Границы
зерен в отличие от границ первичных кристаллитов, являющихся
зонами срастания смежных столбчатых или дендритных форм, наз-
ваны вторичными. Как доказательство указанного выше предполо-
жения приводится факт несовпадения их с первичными границами
и наблюдаемое появление вторичных границ на поверхности литой
стали при температурах на 250—300° С ниже реального Геол [95].
В подтверждение того же указывается, что на участках шва, зака-
ленных в воду, вторичные границы отсутствуют совершенно, по-
скольку они не выявляются травлением. В швах, не имеющих вто-
ричных границ непосредственно после сварки, они в ряде случаев
могут образоваться после высокого отпуска перед травлением [30].
В работах [27, 152] считается, что при затвердевании кристалли-
тов границы зерен в твердой фазе возникают непосредственно за
фронтом кристаллизации и представляют собой зону перехода меж-
ду различно ориентированными кристаллическими решетками. Ши-
108
пина этой зоны соответствует межатомным расстояниям. В общем
случае границы зерен в литом металле — большеугловые. Они об-
ладают нестабильностью вследствие развитой поверхности и боль-
шой кристаллографической разориентации и при последующем ох-
лаждении смещаются в положения с меньшей свободной энергией.
Таким образом, несоответствие границ зерен формам первичной
кристаллизации есть следствие термически активируемой миграции
границ зерен. Авторы приведенных работ высказывают сомнения
по поводу предположения о полигонизационном характере границ
зерен. Они обосновываются невозможностью образования больше-
угловых границ в результате полигонизации. Последняя заключа-
ется в стягивании дислокаций в устойчивые стенки и, как правило,
приводит к разделению кристаллитов на блоки с разориентацией до
1—3°. Образование границ полигонизации с большими углами раз-
ориентации осуществляется путем коалесценции. Этот процесс
требует большой энергии активации и проходит с малыми скоростя-
ми. Кроме того, созданные коалесценцией большеугловые границы
не способны мигрировать, поскольку это означало бы увеличение
свободной энергии системы. В то же время миграция границ зерен
отмечается всеми исследователями и не подвергается сомнению.
И наконец, повышение скорости охлаждения или степени легирова-
ния должно затормаживать полигонизацию, как всякий диффузион-
ный процесс. Другими словами, при некоторых критических скорос-
тях охлаждения и степенях легирования должно происходить исчез-
новение границ зерен. Однако наблюдения показывают, что четкая
и завершенная сетка границ зерен имеет место в структуре капли
расплавленного металла, охлажденного в воде, а также сплавов в
широком диапазоне легирования. В данных случаях отмечается
только уменьшение степени несоответствия сетки границ зерен фор-
мам первичной кристаллизации.
Некоторая задержка наблюдаемого появления границ на сво-
бодной поверхности относительно температуры затвердевания и
трудность их фиксации на травленых шлифах не свидетельствуют
об отсутствии границ зерен как таковых, а объясняются медленным
процессом проявления канавок термического травления в первом
случае и недостаточной сегрегацией примесей на границах во вто-
ром. Если полагаться только на результаты упомянутых выше на-
блюдений, то можно прийти к крайнему выводу о том, что в боль-
шинстве случаев в сварных швах отсутствуют аустенитные зерна,
а шов не имеет поликристаллического строения.
Таким образом, суждения отдельных исследователей о природе
границ зерен существенно отличаются друг от друга. При этом име-
ется больше оснований считать, что границы зерен образуются не-
посредственно в процессе кристаллизации при срастании кристал-
литов.
Современное представление о строении большеугловых границ зерен сводит-
ся к тому, что на них чередуются участки хорошего и плохого соответствия
кристаллических решеток смежных зерен. Впервые эта идея была высказана
Н. Моттом в его островной модели границ зерен. Одной из последних является
109
Рис. 61. Модели границ зерен Джифкинса (а, б), Бишофа и Чалмерса (в, г):
а — поперечное сечение границы; б — сечение в плоскости границы (черные точки — ато-
мы, светлйе — вакансии); в — специальные границы; г — границы с произвольной ориента-
цией [9, 31]
островная модель Джифкинса [31]. Согласно Р. Джифкинсу, области несоответ-
ствия состоят из линейной системы одиночных вакансий (рис. 61, а, б). Для
упрощения островки хорошего соответствия приняты квадратной формы. На
основании расчетов сделан вывод, что большая часть энергии большеугловой
границы связана с системой вакансий в областях несоответствия, а размер
островков хорошего соответствия составляет ~ 10 атомов. Такая граница не яв-
ляется плоской на атомном уровне. Минимальной энергии упругой деформации
кристаллической решетки обоих зерен в области хорошего соответствия отвечает
выпуклая форма островков. Степень выпуклости есть функция разориентации
границы и продолжительности отжига.
Для описания большеугловых границ Г. Бишофом и Б. Чалмерсом разра-
ботана модель совмещенных узлов (рис. 61, виг) [9, 126], согласно которой
при определенных углах разориентации отдельные узлы решеток соседних зерен
на границе могут совмещаться. При некоторых геометрических соотношениях
совмещение на границе является идеальным с определенной периодичностью
совмещенных узлов. Такие границы называются упорядоченными или специаль-
ными. Уже при небольших отклонениях углов разориентации от углов, обеспечи-
вающих специальные границы, условия совпадения узлов резко изменяются: на-
рушается периодичность узлов совпадения и увеличивается искажение решетки
в плоском слое границы. Граница рассматривается как область ряда дислокаций.
Совмещение узлов достигается за счет локальных искажений решетки в при-
граничных областях.
В работе [113] сделана попытка распространить двухмерную модель гра-
ницы на трехмерный объемно-центрированный кубический (ОЦК) бикристалл.
Исследование проводилось на вольфраме (99,9% чистоты) с помощью автоион-
ного микроскопа. На специальных границах (угол ~40°) каждый пятый атом
ПО
Нешетки соседних кристаллов находился в узле совпадения. Толщина переход-
ного слоя на границе с искаженной решеткой составляла два-три атомных диа-
метра. На неспециальной границе с углом 57,5° совпадающими являлся каждый
12-й атом соседних решеток. Для обеспечения таких совпадений требовалось
искажение кристаллической решетки приграничного района на расстоянии до
5. lb"2 мкм от границы в обе стороны.
конечные размеры и форма аустенитных зерен и их границ оп-
редёляются первоначальными размерами и формой зерен и сте-
пенью миграции границ в новые положения. Первоначальные па-
раметры зерен связаны с конфигурацией первичных кристаллитов,
поскольку границы зерен образуются в зоне их срастания. Степень
миграции границ зерен определяется движущими силами миграции,
подвижностью границ и временем пребывания металла в области
температур высокой диффузионной подвижности атомов. Движущая
сила миграции в литом металле определяется разницей свободных
энергий границ в данном и равновесном (после полного завершения
миграции) состояниях. При прочих равных условиях, движущая сила
зависит главным образом от конфигурации граничных поверхностей,
характеризуемой количеством участков с повышенной кривизной в
макро- и микроскопическом масштабе. Мигрирующая граница двиг
жется обычно к центру максимальной кривизны. Чем меньше число
сторон у зерна, тем больше их кривизна при заданном размере и
тем быстрее идет процесс миграции границ. В деформированном
металле движущая сила миграции границ зерен определяется глав-
ным образом разностью свободных энергий в объеме неравновес-
ного наклепанного и равновесного рекристаллизованного металла.
В этом случае движущая сила намного больше, чем определяемая
свободной энергией границ [91].
Подвижность границ есть функция структуры границы, а также концентра-
ции на них примесей [27, 48]. По принятым в настоящее время представлениям
миграция границ происходит в результате элементарных актов переноса единич-
ных атомов через границу. Близость энергии активации миграции к энергии
активации самодиффузионных процессов служит основанием для вывода, что
миграция границ контролируется направленным перемещением вакансий. Други-
ми словами, движение границы представляет собой процесс обмена атомов и ва-
кансий. При этом по своему атомному механизму и энергетическим параметрам
процесс миграции занимает некоторое промежуточное положение между про-
цессами по границам и объему зерна. Энергия активации миграции больше, чем
энергия самодиффузии по границам и меньше или равна энергии объемной
самодиффузии. При миграции границ перенос массы происходит перпендикуляр-
но к границе на расстояния в несколько межатомных расстояний.
Вопрос о влиянии примесей на подвижность границ в диапазоне сравнитель-
но невысоких концентраций еще недостаточно изучен и не вышел из рамок
гипотез. Одна из них — гипотеза К. Люкко и К. Детерта, основанная на эффек-
те увлечения примесей границей [31]. В результате взаимодействия между гра-
ницей и примесными атомами увеличивается концентрация последних в пригра-
ничной зоне. Если силы притяжения достаточно велики, то «атмосфера» примес-
ных атомов будет передвигаться вместе с границей, замедляя скорость ее мигра-
ции. При этом скорость миграции будет контролироваться диффузией атомов
примесей в кристаллической решетке. Если движущие силы больше сил притя-
жения, например при очень малой концентрации примесей или высокой темпера-
туре, граница отрывается от атмосферы примесных атомов. В этом случае ее
движение определяется параметрами самодиффузии в искаженной приграничной
зоне. В ряде работ теоретически и экспериментально показано, что с увеличением
111
скорости миграции границ концентрация примесей на них уменьшается [171
и др.]. Существенное торможение движущихся границ возникает при наличии
микроскопических частиц нерастворимых примесей или второй фазы. /
Наблюдения за смещениями границ в сварных швах и слитках реальных
сплавов с концентрацией легирующих элементов в несколько процентов позволя-
ют сделать некоторые заключения относительно причин, определяющих основные
факторы процесса миграции границ. Подвижность, видимо, в первую очередь
зависит от разориентации границ. По этой причине миграция границ в сварных
швах, где кристаллиты сильно разориентированы, проходит в относительнр боль-
шем объеме, чем в слитках с развитой текстурой [27]. В пределах сварного
швя наиболее подвижны поперечные границы кристаллитов как границы с наи-
большей разориентировкой. Границы, вытянутые в направлении роста, малопод-
вижны. Интенсивная миграция происходит в направлении тепловых потоков.
Это, вероятно, обусловлено направленным потоком вакансий от более нагретого
к менее нагретому участку металла. Отмеченное в первую очередь относится
к поперечным границам и является одной из причин их наибольшей подвижно-
сти. Помимо этого причиной большего смещения поперечных границ кристалли-
тов может быть и повышенная движущая сила в соответствии с тенденцией к
уменьшению кривизны этих границ. Последние, как правило, имеют значительно
большую кривизну как в макро-, так и в микроскопическом масштабе, чем про-
дольные границы кристаллитов.
Примеси и легирующие элементы, находящиеся в твердом растворе, не
оказывают существенного тормозящего действия на миграцию границ в сварном
шве. При больших движущих силах и подвижности, обусловленной значительной
разориентацией, возможны весьма существенные миграционные смещения границ
даже в швах высокопрочных комплексно-легированных сталей (рис. 62).
Анализ развития процесса миграции в связи с типом первичной структуры
сварных швов в среднелегированных сталях показывает, что максимальные
смещения границ будут соответствовать ячеисто-дендритной структуре (рис. 63).
При дальнейшем охлаждении в связи с замедлением миграции границ раз-
виваются процессы равновесной сегрегации на границах. Основные закономерно-
сти равновесной сегрегации рассмотрены выше. Действительная сегрегация на
границах после охлаждения значительно выше, чем предсказывается теорией.
На основании этого предложен механизм пограничной сегрегации, основанный
на взаимодействии примесных атомов в растворе с вакансиями [9, 31]. Опреде-
ленная часть вакансий, появляющаяся в решетке металла при нагреве, может
образовывать устойчивые комплексы «атом примеси — вакансия». Чем выше
температура нагрева, тем выше концентрация вакансий и тем большее количест-
во указанных комплексов. При последующем непрерывном охлаждении в усло-
виях образовавшегося пересыщения вакансиями происходит процесс их исчезно-
вения в результате перемещения комплексов к границам зерен и свободным
поверхностям, где вакансии аннигилируют, а атомы примесей остаются на грани-
це. Граничное обогащение возникает, если энергия связи примеси и вакансия (е)
существенно больше средней тепловой энергии (kT) и их комплексы обладают
более высокой подвижностью, чем атомы примеси. Если а коэффициент
диффузии примеси гораздо больше, чем у атомов растворителя, и атом примеси
движется по вакансионному механизму, то происходит обеднение границ зерен
металла.
Равновесная сегрегация на границе, наряду с рассмотренными выше законо-
мерностями ее образования развивается также в зависимости от степени при-
ближения концентрации элементов к предельной растворимости и способности
их образовывать карбиды [42]. В результате экспериментального исследования
тройных сплавов железа авторадиографическим способом установлены следую-
щие основные положения. Если однофазный сплав находится в состоянии, пред-
шествующем диффузионному образованию новой фазы, то элементы, которыми
обогащена эта фаза, концентрируются на границах зерен. При этом сосредото-
чение на границах некарбидообразующих элементов приводит к обеднению гра-
ниц зерен углеродом. И наоборот, сосредоточение карбидообразующих элементов
на границах приводит также к сегрегации на них углерода. Каждому элементу
соответствует температурно-концентрационная область, в которой элемент кон-
центрируется на границах.
112
Рис. 62. Миграция границ зерен на свободной поверхности сварного шва стали
42Х2ГСНМА
Рис. 63. Соотношение между зонами срастания первичных кристаллитов и гра-
ницами аустенитных зерен (отмечена отпечатками алмазного индентора); X34G
Количественная оценка сегрегации на границах аустенитных зерен затрудне-
на, поскольку чувствительность современных методов микрорентгеноспектрально-/
го анализа на порядок ниже, чем требуется для выявления сегрегации. Так/
диаметр электронного луча при исследовании распределения углерода составля/
ет ~1,5 мкм, а диффузионная ширина границ* зерен оценивается величиной
~0,1 мкм [8]. Качественная оценка сегрегации на границах возможна микро-
радиографическим способом или по интенсивности травления границ. Чувстви-
тельность первого в отношении углерода и серы соответственно составляет 103
и 102 межатомных расстояний. Толщина области повышенной травимости, свя-
занная с границей зерна, достигает нескольких микрометров [8].
В ряде работ показано, что сегрегация примесей на границах и субграни-
цах, особенно примесей внедрения, способствует повышению степени их трави-
мости. Это относится к углероду и сере в сплавах железа при высокотемпера-
турном отжиге, фосфору в сталях при развитии отпускной хрупкости. Известно,
что в сталях, склонных к хрупкому разрушению, границы зерен выявляются
травлением более резко, чем в сталях в вязком состоянии. Сказанное полностью
относится к сварным швам, склонным к образованию холодных трещин. При
этом минимальная сопротивляемость образованию трещин соответствует повы-
шенной степени травимости границ [82, 161].
Эффект травления границ зерен — это результат более высокой скорости
электрохимического процесса растворения металла на границе, чем на поверхно-
сти зерна при действии травителя. Чем выше свободная энергия на границе, тем
•более отрицательное значение имеет электродный потенциал на границе и тем
быстрее идет ее растворение. Поскольку интенсивность травления границ опреде-
ляется их свободной энергией, то эта характеристика связана, с одной стороны,
с кристаллографической структурой границ, а с другой — с сегрегацией на них
примесей и легирующих элементов. Таким образом, повышение угла кристалло-
графической разориентировки границ и увеличение концентрации на них приме-
сей приводят к большей степени травления границ при заданном времени трав-
ления. Увеличение разориентировки границ влечет за собой усиление на них
сегрегации примесей, так как возрастают силы притяжения примесных атомов
к границам.
В большинстве случаев выявление границ в швах легированных сталей пред-
ставляет большие трудности. Переходный слой на границе, в котором нарушено
правильное кристаллическое строение, составляет два-три атомных диаметра.
Искажения в приграничной области сохраняются на расстоянии до 0,5-10"1 мкм
по обе стороны от границы. При травлении граница выявляется только в том
случае, если на ней образовалась достаточная сегрегация примесей в первую
очередь углерода, фосфора и др. Поэтому весьма трудно выявляются границы
в швах низкоуглеродистых сталей, а также в швах, охлаждавшихся с большой
скоростью.
Для выявления границ применяют специальные реактивы, способные вытрав-
ливать сегрегацию на границах. Они состоят из слабых или насыщенных раство-
ров пикриновой кислоты в спирте и воде, с добавкой соляной или азотной
кислот и поверхностно-активных моющих веществ (синтола и др.). Для усиления
травления выполняют многократное травление с промежуточным полированием
и подогрев реактива до температуры 50° С. При малом эффекте травления шли-
фы подвергают предварительному отпуску при 600° С в течение 1 ч с целью
вызвать дополнительную сегрегацию примесей на границах зерен. Возможно
также применение реактивов, дающих избирательное травление поверхности зе-
рен с различной ориентировкой кристаллической решетки. В этом случае аусте-
нитные зерна и границы между ними выявляются по различному селективному
отражению, особенно при косом освещении.
Принципиально отличен метод термического травления свободной поверх-
ности швов, кристаллизуемых и охлаждаемых в вакууме или атмосфере инерт-
ных газов. Границы зерен выявляются в виде канавок травления на поверхности.
Последние вызваны уравновешиванием сил граничного и поверхностного натя-
жений и образуются под их действием в результате местной пластической дефор-
* Зона около кристаллографической границы, характеризуемая повышенной
концентрацией диффундирующих атомов [9].
114
мации [91]. Данный метод не связан с сегрегацией примесей и позволяет выяв
лять границы в швах нйзколегированных сплавов и чистых металлов. Образова-
ние канавок не .связано с диффузионными процессами и заканчивается значи-
тельно быстрее, чем сегрегация примесей на границах. Поэтому термическое
Правление имеет место при весьма больших скоростях охлаждения, например
даже в случае закалки капли расплава [27].
Фазовые и структурные превращения
в шве и околошовной зоне при охлаждении
Высокотемпературные процессы в аустените. На характер и ки-
нетику фазовых и структурных превращений существенное влияние
оказывают высокотемпературные процесссы в период, когда металл
находится в аустенитном состоянии. При кристаллизации сварного
шва о. ш. з. подвергается тепловому воздействию вследствие выде-
ления теплоты затвердевания.
О величине этого воздействия
можно ориентировочно судить
по соотношению удельных теп-
лоты затвердевания и теплоем-
кости твердого металла при
температуре солидуса, состав-
ляющих для стали соответст-
венно Qnn = 272 Дж/г и ств =
= 0,71 Дж/(г-°C). При этом в
определенных температурных
условиях возможно полное рас-
плавление участка о. ш. з., не-
посредственно примыкающего
к поверхности сплавления (рис.
64). О последнем свидетельст-
вует литая структура этого
участка с явно выраженным
ячеистым и ячеисто-дендрит-
ным строением, выявляемым
травлением на первичную
структуру. Идентичность окон-
чательной вторичной структуры
и твердости указанного участка
с остальной о. ш. з. свидетель-
ствует о том, что он расплав-
лен и не перемешан с металлом
шва. Впервые существование
такого участка отмечено в ра-
боте [171]. Образование пол-
ностью расплавленного и не-
перемешанного участка о. ш. з.
наблюдается при сварке сред-
нелегированных сталей при
применении низкоуглеродистых
присадочных материалов.
Рис. 64. Оплавление околошовной зоны
стали 40ХГСНЗВА при сварке проволо-
ками Св-08 (а) и Св-20Х2Г2НМВФА
(б); Х200 (отпечатками отмечена линия
сплавления)
115
Рис. 65. Образец и устройство для определения температур кристаллизации спла-
вов применительно к условиям дуговой сварки
Металл о. ш. з. после нагрева непосредственным действием дуги
подвергается дополнительному перегреву в результате воздействия
теплоты затвердевания шва. Перегрев приводит к оплавлению ме-
талла о. ш. з. и увеличивает время его пребывания в области темпе-
ратур интенсивной гомогенизации и роста зерна. Степень перегрева
зависит от соотношения температур затвердевания металла шва и
температур плавления основного металла. В конечном счете в
о. ш. з. формируется структура, отличающаяся по своему строению,
МХН и сопротивляемости образованию холодных трещин от осталь-
ной з. т. в.
Для установления соответствующих зависимостей проведен ком-
плекс исследований, включающий определение ТЛИк и Геол элект-
родных, присадочных материалов и основного металла в условиях
сварки и сопротивляемости соединений этих материалов холодным
трещинам. Для определения Тлик и Тсол применительно к условиям
сварки использована специально разработанная методика, основан-
ная на следующих предпосылках [84]. Процесс кристаллизации при
сварке характеризуется высокой степенью неравновесности, вследст-
вие чего Геол может существенно изменяться в зависимости от пе-
регрева расплава, скорости охлаждения и т. п. Поэтому методика
предусматривает расплавление образца небольших размеров дугой
с целью воспроизведения условий, максимально приближенных к
сварочным. Для фиксирования существенного теплового эффекта
необходимо обеспечить полное расплавление металла объемом
1 см3, одинаковый перегрев расплавленного металла и практически
одновременную кристаллизацию во всем объеме образца. С этой
целью образец диаметром 10 мм и высотой 10 мм помещается в ша-
мотную или медную форму и расплавляется сварочной дугой, горя-
щей в аргоне между вольфрамовым электродом и образцом (рис.
65). Образец 1 имеет два неполных сверления: диаметром 3,9 мм на
торце для плотного закрепления вольфрамового стержня 5 диамет-
ром 4 мм, служащего для подвода тока к образцу, и диаметром 2 мм
116
\
Ъа боковой поверхности для ввода спая термопары 4 в центр образ-
ца. Образцы изготовляют из основного металла, шва или из свароч-
ной проволоки. В последнем случае заготовку для образца получа-
ют из нескольких отрезков проволоки длиной 12 мм (при диаметре
4 мм — девять отрезков), которые сваривают по торцам дугой в ар-
гоне. Из полученной таким образом заготовки механическим путем
изготовляют образец требуемых размеров.
Форма 6 имеет сквозное отверстие диаметром 4 мм для подвода
вольфрамового стержня, углубление диаметром 11 и высотой 9 мм
под образец и пропил размером 4X6 мм для помещения термопары.
Форму устанавливают на медную пластину 7, служащую токопод-
водом. Пластина имеет отверстие диаметром 4 мм, в которое вхо-
дит вольфрамовый стержень, и прорези, обеспечивающие хороший
контакт пластины со стержнем благодаря упругому поджатию эле-
ментов между прорезями.
Изменение температуры во времени при нагреве, расплавлении
образца сварочной горелкой 2, его затвердевании и охлаждении
фиксируется тугоплавкой вольфрам-рениевой термопарой
WRe(20) —WRe(5), способной работать продолжительное время
при Т> 1600° С и обладающей относительно высокой термо-ЭДС
(1,1 мВ/100°С). Часть термопары, непосредственно подводимую
к образцу, помещают в фарфоровую трубку, а выступающую часть
термопары и спай покрывают термостойким составом, приготовлен-
ным из порошков окиси магния, кварца и нитроцеллюлозного клея
при соотношении объемов 1:1:2. Покрытие двумя-тремя слоями вы-
полняют окунанием спая в смесь. После высыхания клея (за 3—
5 мин) термопара готова к употреблению.
Форму собирают в такой последовательности. Вначале в торец
образца на тугой посадке вставляют (или зачеканивают) воль-
фрамовый стержень, затем образец со стержнем помещают в форму
и зазор между ними засыпают смесью 3 порошков окиси магния и
кварца и уплотняют ее. В образец закладывают термопару: спай
вводят в его боковое отверстие, участок термопары до фарфоровой
трубки покрывают указанной выше термостойкой смесью. После
этого образец расплавляют сварочной дугой (до тех пор, пока мак-
симальная температура, фиксируемая термопарой, не достигнет
1600° С) и записывают термический цикл. Режим расплавления:
вольфрамовый электрод d3a = 5 мм, /св = 65 А, (7Д= 12 В.
Термический цикл регистрируется самопишущим электронным
потенциометром ЭПП-09-ЗМ. с постоянной времени 1 с и диапазо-
ном регулирования напряжения 1—10 мВ. С целью получения
пределов измерения температуры 1000—1700°С на прибор
подается противо-ЭДС, приводящая нулевую точку отсчета к
1000° С. В системе измерения (рис. 66) в качестве источника
противо-ЭДС использован серийно выпускаемый источник стабили-
зированного напряжения ИПС-09М. Параметры делительной цепи
подбирают в зависимости от принятого температурного интервала
измерений: для диапазона 1000—1700°С Ri = 2,7 кОм и R2=40 кОм,
Шкала прибора ЭПП-09-ЗМ тарирована по электролитическим ме-
117
Рис. 66. Блок-схема системы запио
термического цикла при кристаллиза-
ции образца; ТП — термопара {
ди и никелю и разбита на температурные интервалы в соответствии
с тарировочным графиком термопары. Скорость протяжки диаграм-
мной бумаги 2268 см/ч. Увеличение скорости протяжки по сравне-
нию с максимальной, указанной в паспорте прибора, достигается
заменой пары шестерен на осях В и Г шестернями с числом зубьев
81 и 27.
На рис. 67 представлены термограммы, соответствующие процес-
су затвердевания металла сварочной проволоки различных классов:
Св-08, Св-18ХМА (ферритно-перлитного), Св-20Х2ГСНМВА (мар-
Рис. 67. Термокинетические кривые, соответствующие процессу кристаллизаций
сварочных проволок различных классов
118
Таблица 12
О сз « о и 05 PJ
Марка ма1ериала X с о а =: © Марка м31ериала ьг X о О 03 за
If,4 1^- sr S I***0
Си — техн. 1083 1070 10 Проволока: 1520 1485
Ni — техн. 1452 1435 4 Св-08 2
Сталь: Св-18ХМА 1510 1460 3
28ХЗСНМВФА 1480 1390 3 Св-20Х2ГСНВМА 1510 1425 1
43ХЗСНМВФА 1465 1360 5 Св-20Х2Г2СНВМА 1475 1370 6
20X13 1485 1380 2 Св-25Х4МА 1500 1410 6
27ХГСНМЛ 1490 1410 1 Св-15ХГ2МВ1А 1510 1395 3
35ХГСЛ 1455 1385 1 Св-18ХНМ2В2А 1475 1385 3
ЗОХГСНА 1465 1410 1 Св-20ХСНВФА 1490 1420 3
42Х2ГСНМА 1455 1375 3 Св-06Х19Н9Т 1475 1325 3
40ХГСНЗВА 1445 1340 3 Св-07Х18Н9ТЮ 1445 1310 1
40Х2ГНМВРА 1460 1360 1 Св-10Х16Н25АМ6 1390 1295 3
26Х2ГНМВРА 1490 1400 1 Св-09Х16Н25М6АФ 1410 1285 3
Св-03Х13Н10С2М2 1435 1310 2
тенситного), Св-07Х18Н9ТЮ (аустенитного), а также технической
меди и никеля. Точки, в которых кривая температуры отклоняется
от касательных к участкам кривой, соответствующим полностью
расплавленному и твердому состоянию, приняты за неравновесные
Улик и Геол. Скорости нагрева и охлаждения в диапазоне Тщах—
Глик для приведенных случаев термографирования составляют со-
ответственно Гн= 1004-120° С/с и №0 = 404-60° С/с. Точность пока-
заний прибора ±2,5° С, воспроизводимость температуры ликвидуса
±5°С, солидуса ±15°С. Средние значения Тлак и Тсол различных
материалов приведены в табл. 12.
В Болгарии [15] для определения Тлпк и ТСОл применительно к
сварке разработана методика, предусматривающая расплавление
трубчатого образца малых размеров радиационным нагревом (рис.
68). После расплавления образца 1 с помощью двух галогенных
ламп 4 марки OSRAM мощностью по 150 кВт образуется капля
5, которая силами поверхностного натяжения удерживается на ша-
рике 3 изогнутого спая Pt—PtRh термопары 2. Тлак и Тсол опреде-
ляют по точкам изменения хода кривой зависимости первой произ-
водной температуры по времени (dT/dt) от температуры (рис. 87).
Подобные точки на кривой температура — время установить затруд-
нительно в связи с малым объемом кристаллизующейся капли и не-
большим при этом тепловыделением. Для получения dT/dt применя-
ют специальное дифференцирующее устройство ДУ (рис. 86).
Имеются основания полагать, что при сварке среднелегирован-
ной стали швами с различными температурами затвердевания ин-
тенсивность протекания тепловых и диффузионных процессов в
о. ш. з. зависит от соотношения температур ликвидуса основного
металла Тлом и солидуса металла шва ТСмш- Ниже приводятся ис-
следования первичной и вторичной микроструктуры о. ш. з. сталей
119
Рис. 68. Методика определения ТЛик и Геол металлов в условиях расплавления
образца радиационным нагревохМ [15]:
а—нагрев образца; б — образование и кристаллизация капли.
43ХЗСНМВФА и 42Х2ГСНМА, сваренных ферритно-перлитным
(Ф), мартенситным (М) и аустенитным (А) швами, имеющими рез-
ко отличные Томш-
Различным типамг-шва соответствует разная по размерам в
строению з. т. в. (рис. 69). У шва Ф зона имеет максимальную шири-
ну и состоит из трех участков, отличающихся степенью травимости.
У швов М и А ширина зоны меньше и в ней отсутствует полностью
участок I. Этот участок в соединениях со швом Ф, примыкающий к
линии сплавления, характеризуется слабой травимостью, а в от-
дельных случаях вообще не травится и наблюдается на шлифах как
блестящая прослойка. Микроскопическое изучение первичной струк-
туры показало, что околошовная зона шва Ф на участке I подверга-
ется полному расплавлению и наблюдается как литая структура с
ячеистым строением (рис. 70 и 64). На участке II имеет место оп-
лавление границ и отдельных внутренних участков бывших аусте-
нитных зерен, существовавших к моменту максимального нагрева.
Этот процесс характерен для участков о. ш. з., примыкающих к
швам М и А. В последнем случае процесс получает меньшее разви-
тие и ограничен значительно более узким по ширине участком.
Тепловое поле у линии сплавления в период кристаллизации шва
для различных соотношений температур кристаллизации основного
металла и металла шва, видимо, можно представить следующей схе-
мой (рис. 71). Перед кристаллизацией в период контакта сварочной
ванны с о. ш. з. вследствие притока теплоты из ванны происходит
дополнительное расплавление основного металла после его расплав-
ления ушедшей вперед дугой. При этом степень дополнительного
расплавления зависит от средней температуры сварочной ванны,
превышающей температуру ликвидуса металла шва 7лми1 на 150—
250° С. Расплавленный слой, видимо, может частично перемешивать-
ся со сварочной ванной.
Кристаллизация шва в случае I более тугоплавкого наплавлен-
ного металла начинается с переохлаждения участка сварочной ван-
ны на некотором расстоянии от о. ш. з. (этап 1). При определенных
условиях, например наличии в расплаве дисперсных частиц неме-
120
Рис. 69. Микроструктура околошовной зоны стали 43ХЗСНМВФА с ферритно-
перлитным (а, г), мартенситным (б, д) и аустенитным швами (в, е); X160:
а—в — травление перестаренным спиртовым раствором пикриновой кислоты; г—е — трав-
ление персульфатом аммония
Л С
Рис. 7(Х Характер оплавления околошовной зоны стали 42Х2ГСНМА при сварке
ферритно-перлитной (а, б) и аустенитной (в, г) проволоками; Х500:
а, в — первичная структура; б, г — вторичная структура
таллических включений или модификаторов, можно ожидать за-
твердевания первых слоев сварного шва при существовании двух-
фазного или расплавленного участка о. ш. з. Такой процесс допуска-
ется автором работы [100], рассматривающим случай сварки меди
никелевым швом. Можно также представить случай, когда пере-
охлаждение участка в сварочной ванне будет оставаться более про-
должительным и он сомкнется с основным металлом. Тогда кристал-
лизация первого слоя шва будет происходить от твердой подложки
из оплавленных зерен основного металла, т. е. по обычно принима-
емой схеме кристаллизации шва, однородного по составу с основ-
ным металлом (этап 2).
Выделение теплоты затвердевания при кристаллизации первого
слоя шва приводит к перегреву участка о. ш. з., примыкающего к
сварному шву, сверх Тлом (этап 3). Тепловое поле при этом харак-
теризуется резким снижением градиента температур в зоне сплав-
Рис. 71. Схема процесса оплавления околошовной зоны при кристаллизации шва применительно к различным
соотношениям Тл и Тс основного металла и металла шва:
а — граница расплавления дугой; а — b — расплавление в период контакта со сварочной ванной; b — с — зона частичного
оплавления; b — k — зона расплавления теплотой кристаллизации шва; d — J — зона концентрационного переохлаждения
ления. Соотношение распределений действительной температуры и
ГЛом обусловливает расплавление упомянутого выше участка
о. ш. з. При дальнейшем понижении температуры происходит крис-
таллизация следующих слоев металла шва и расплавленного участ-
ка о. ш. з. от оплавленных зерен основного металла в сторону шва
(этап 4). В пользу такой схемы кристаллизации свидетельствует
резкая граница между первичными структурами первого слоя шва
и расплавленного участка о. ш. з. (см. рис. 64 и 69), а также отсут-
ствие перемешивания между ними. Последнее подтверждается тем,
что на всем протяжении расплавленного участка сохраняются вто-
ричная структура и твердость, характерные для з. т. в. основного
металла.
Если Тсмш существенно ниже ТЛОм, то выделение теплоты затвер-
девания происходит в период, когда о. ш. з. успеет охладиться до
Тсом или ниже ее. В первом из них (//), соответствующем идентич-
ности составов основного и присадочного металлов, эффект тепло-
ты затвердевания может привести к повторному оплавлению границ
и отдельных участков зерен в о. ш. з. и уже закристаллизовавшемся
шве. Во втором случае (III) при сварке среднелегированных сталей
шво'м А теплота затвердевания не оказывает влияния на степень
оплавления о. ш. з. В о. ш. з. фиксируется практически та стадия
оплавления, которая достигается в момент максимального нагрева
металла проходящей дугой.
Вышеприведенное показывает, что дополнительное расплавле-
ние участка о. ш. з. происходит после прохождения дуги через рас-
сматриваемое сечение и не связано с нагревом металла этим источ-
ником теплоты. Весь расплавленный дугой основной металл пере-
мешивается со сварочной ванной в результате турбулентного движе-
ния жидкого металла в зоне непосредственного действия дуги. Это
доказывается исчезновением расплавленного участка при примене-
нии присадочных материалов с относительно низкими Тсмш, хотя
термическое действие дуги практически не изменяется.
Таким образом, дополнительное расплавление о. ш. з. возможно
как в период ее контакта с перегретой сварочной ванной, так и в
период кристаллизации сварного шва. Разделить эффект тепловых
воздействий в эти два периода в образовании расплавленного уча-
стка основного металла затруднительно. Однако есть основания
считать, что эффект выделения теплоты затвердевания, более зна-
чителен.
Во-первых, избыточная теплота сварочной ванны, обусловлен-
ная ее теплосодержанием в связи с перегревом над ТЛОм
(~ 200 Дж/г) в результате квазистационарного теплопроводящего
процесса отводится в основной металл. При этом трудно ожидать
значительного повышения температуры в о. ш. з. Теплота кристал-
лизации (~272 Дж/г) выделяется в узком температурном интерва-
ле (менее 100° С) в виде теплового импульса, нарушающего квази-
стационарный процесс оттока теплоты. В данном случае можно
ожидать накопление теплоты и существенное повышение темпера-
туры в о. ш. з. Во-вторых, образовавшаяся жидкая прослойка в пе-
124
риод контакта со сварочной ванной очень часто перемешивается с
ней. Свидетельством этого является исчезновение обогащенных
примесями пограничных слоев в конечной структуре шва. Есть еще
доказательства, основанные на том, что степень расплавления и
размеры участка о. ш. з. с литой структурой находятся в прямой
зависимости от ТСмш, с которой связано завершение кристаллиза-
ции сварного шва. Подобная зависимость от 7\MUb определяющей
среднюю температуру перегрева сварочной ванны, менее отчетлива.
Оплавление частей и границ аустенитных зерен в о. ш. з. приво-
дит к исчезновению зеренной структуры. Это относится ко всему
участку о. ш. з., переходящему в процессе сварки в двухфазное со-
стояние. В конечной структуре сварного соединения после сварки
на этом участке наблюдается развитая зеренная структура. Можно
полагать, что после затвердевания участка происходит образование
новых большеугловых границ зерен аустенита. Они образуют единую
систему границ аустенитных зерен с границами на остальной части
з. т. в., не переходящей при сварке в двухфазное состояние. Новые
границы служат продолжением границ частично оплавленных зе-
рен. Это можно объяснить тем, что новые зерна наследуют кристал-
лографическую ориентировку старых зерен, а также тем, что фор-
мирование новых границ энергетически более выгодно, если они бу-
дут пристраиваться к зонам с повышенной энергией, какими и яв-
ляются остатки старых большеугловых границ. При этом часто на-
блюдается взаимосвязь границ зерен в о. ш. з. и шве.
В литературе описан случай, когда каждая большеугловая гра-
ница из зоны прорастает в шов и число кристаллитов шва на линии
сплавления равно числу зерен в основном металле [27]. При сварке
среднелегированных сталей наблюдается переход из зоны в шов не
всех границ, а только, по-видимому, имеющих максимальную крис-
таллографическую разориентировку. На свободной поверхности та-
кие границы имеют наиболее отчетливое термическое травление.
В результате первые зерна в шве имеют ширину в 2—3 раза (боль-
шую, чем размеры зерен в о. ш. з. (рис. 72). Такое явление наблю-
дается и при образовании новых границ одного-двух первых рядов
зерен в о. ш. з., которые в этом случае резко отличаются своими
большими размерами от зерен остальной части з. т. в. Видимо, от
соседних зерен, имеющих не очень большую разориентировку, выра-
стает одно новое зерно. Это энергетически выгодно, поскольку дли-
на границы при этом сокращается.
Сопоставление границ зерен в конечной структуре о. ш. з. средне-
легированной стали с оплавленными границами и участками аусте-
нитных зерен, существовавших к моменту максимального нагрева
при сварке, показывает, что они расположены произвольно по от-
ношению друг к другу (рис. 73). Размеры новых зерен во много раз.
превышают размеры оплавленных участков бывших аустенитных
зерен. На основании этого можно сделать вывод об отсутствии ка-
кой-либо взаимосвязи между ними. Авторы работы [106] различают
в о. ш. з. первичные границы, возникающие в результате оплавле-
ния аустенитных зерен при нагреве и вторичные границы, образо-
125
Рис. 72. Единая система границ аустенитных зерен, переходящих из основного
металла в шов (свободная поверхность сварного соединения стали 42Х2ГСНМА,
полученного сваркой вольфрамовым электродом с присадкой Св-08):
а—ХЗО; б — Х70
Рис. 73. Соотношение размеров оплавленных зерен к моменту максимального на-
грева при сварке (а) и аустенитных зерен в конечной структуре (б)
вавшиеся на этапе охлаждения после затвердевания оплавленных
участков. Сделан вывод, что первичные и вторичные границы, как
правило, расположены произвольно по отношению друг к другу.
Очаги холодных трещин возникают на границах действительного
аустенитного зерна в конечной структуре о. ш. з. и сварного шва
(см. рис. 45 и 46). Следовательно, можно предполагать отсутствие
прямой связи процесса образования холодных трещин с оплавлени-
ем бывших аустенитных зерен.
Помимо влияния на степень оплавления о. ш. з. тепловое воздей-
ствие сварного шва обусловливает режим охлаждения металла в
этой зоне при высоких температурах. В зависимости от его состава
и Тсмш время пребывания металла о. ш. з. при температурах в об-
ласти интенсивной гомогенизации может быть различным. Исходя
из этого можно говорить о степени своеобразного перегрева метал-
ла о. ш. з. по отношению к его нагреву дугой. Если рассмотреть слу-
чаи применения среднелегированных или аустенитных присадочных
материалов, имеющих Геол ~ 1400 и 1300° С, то время пребывания
металла, например, при температурах выше 1100° С будет меньше,
чем в случае низкоуглеродистого шва.
Экспериментально исследована высокотемпературная часть тер-
мического цикла в зоне сплавления таврового соединения стали
ЗОХГСА толщиной 12 мм в процессе аргонодуговой сварки с приме-
нением низкоуглеродистой Св-08 и аустенитной Св-09Х16Н25М6АФ
проволок. В стенку тавра зачеканивали платиновые термопары на
расстоянии 1 мм от свариваемой поверхности в корне шва. Режим
сварки: сила тока 200 А, скорость сварки 12 м/ч. В процессе сварки
термические циклы записывали с помощью осциллографа НОЮ на
бумагу шириной 210 мм. Разрезка образцов после сварки показала,
что спай термопары вваривался в металл зоны сплавления. Высоко-
температурные части полученных термических циклов приведены
на рис. 74. Степень перегрева металла в зоне сплавления можно ус-
ловно характеризовать некоторым температурно-временным пара-
метром, определяемым площадью, заключенной между кривой тем-
пературы и осями времени на уровне заданной температуры
(Й>т). Также весьма показателен широко используемый пара-
метр — время пребывания выше заданной температуры t>r. Резуль-
таты обработки термических циклов приведены в табл. 13.
Различие значений параметров t>r и Q >т, соответствующих
присадочным проволокам: низкоуглеродистой и аустенитной, резко
возрастает по мере увеличения температуры.
В зависимости от типа шва о. ш. з. имеет различную микрострук-
туру. Во-первых, аустенитные зерна в зоне шва Ф в ряде случаев
крупнее, чем в зонах швов М и А- Во-вторых, они имеют различную
скрытую первичную структуру. О степени гомогенизации в различ-
ных случаях с учетом отмеченных обстоятельств можно судить по
распределению химических элементов в конечной структуре о. ш. з.
Ниже приведены результаты исследований МХН в о. ш. з. свар-
ных соединений стали 43ХЗСНМВФА, полученных аргонодуговой
сваркой, со швами различных составов [83]. Исследование выполне-
127
Таблица 13
Г, сс Присадочный металл
Св-08 Св-09Х16Н25М6АФ
t с >т 2>г °С-с *>Т с °>Г сС-С
900 24 19,5 —Ч
1000 21,5 — 16 —
1100 20,5 6500 13,5 2750
1200 17 3600 5,11 1550
1300 14,5 2000 7 700
1600
Рис. 74. Высокотемпературная часть термиче-
ских циклов в зоне сплавления тавровых об-
разцов стали ЗОХГСА при сварке с применени-
ем присадочных проволок Св-08 (а)
и Св-09Х16Н25М6АФ (б)
но с помощью микрозонда
«Камека» с диаметром
электронного луча 0,5—
1,5 мкм. Получены непре-
рывные распределения ос-
новных легирующих эле-
ментов, а также углерода
и серы (рис. 75 и табл.
14). В качестве показате-
ля МХН принято отноше-
ние максимальной и ми-
нимальной концентраций
элементов в точках на за-
данной базе, приведенных
к эталону. Расчет истин-
ных значений концентра-
ций затруднен в связи с
отсутствием точных значе-
ний поправочных коэффи-
циентов на атомный но-
мер, флуоресценцию эле-
ментов и химическую
связь элементов с желе-
зом.
В основном металле в
состоянии нормализации
и высокого отпуска наб-
людается значительная
МХН элементов, образую-
щих карбиды С, Сг, W и
Мо. Соответствующий им
условный показатель
МХН имеет значение 6;
4,1; 4,3 и 3,7. В о. ш. з. в
направлении II—II МХН
128
Рис. 75. Схема зон и направлений исследования микрохимической не-
однородности с помощью «Камеки» (а), кривые распределения элемен-
тов по /—I (г), по IV—IV для аустенитного и ферритного швов (б, в)
и по II—II для аустенитного и ферритного швов (д, е)
5-2049
Таблица 14
Сталь Зона соединения, направление с Iе » max min Источник Примечание
С Мп Сг N1 Мо W S
43ХЗСНМВФА Основной металл, 1—1 6,00 1,52 4,10 1,50 3,70 4,30 1,85 [83J —
О. ш. з. аустенит- ного шва, II—II 5,60 — 1,55 1,80 — 1,90 — —
О. ш. з. ферритно- го шва, //—II 2,30 — 1,20 1,73 — 1,50 — —
О. ш. з. аустенит- ного шва, IV—IV — 1,38 — — 1,35 — 1,20 Данные по Сг (гаах)/Сз (max)
О. ш. з. ферритного шва, IV—IV — 1,22 — — 1,40 — 1,25 То же
28ХЗСНМВФА О. ш. з шва, по- лученного дуго- вым переплавом 1,20 1,30 1,06 1,50 [28] Данные по Сг/С3, средние по заме- рам в 10—12 точ- ках
Примечание. О. ш з. — околошовная зона; /—/4- JV—IV — направления исследования МХН (см. рис. 75, а), Стах и Ст1п— макси-
мальная и минимальная концентрация элементов без учета структурных элементов; Сг, Сг щах, С3 и С3 тах, средняя и максимальная кон-
центрация элементов па оплавленной границе и теле зерна,
зависит от состава металла шва. При сварке в основном металле,
примыкающем к сварному шву, происходят процессы аустенитиза-
ции, растворения карбидов, оплавления зерен, ликвации на оплав-
ленных участках и гомогенизации легирующих элементов и приме-
сей. Степень завершенности последнего процесса, при прочих рав-
ных условиях, зависит от температуры Л-мш. В зоне шва А гомоге-
низация не успевает завершиться. МХН в ней имеет характер неод-
нородности в основном металле. Показатель МХН по С, Сг и W в
данном случае равен соответственно 5,6; 1,55 и 1,9. В зоне шва Ф
гомогенизация достигает более высокой степени полноты, чем в
о. ш. з. шва А. Показатель МХН по С, Сг и W имеет соответственно
значения 2,3; 1,2 и 1,5.
В о. ш. з. в непосредственной близости к линии сплавления в нап-
равлении IV—IV, параллельном ей, МХН связана с оплавлением
участков и границ аустенитных зерен. Повышенная растворимость
легирующих элементов и примесей в жидком металле обусловлива-
ет насыщение ими оплавленных участков в результате диффузии
элементов из твердой фазы в жидкую. Показатели МХН элемен-
тов *, наиболее ликвирующих в жидкую фазу (по данным для шва)
Mo, S и Мп соответственно составляют: для шва А 1,35, 1,2 и 1,38 и
для зоны шва Ф: 1,4; 1,25 и 1,22. В отношении С и N1 нет оснований
полагать, что их микроскопическая неоднородность по оплавлен-
ным участкам будет отличаться от неоднородности по междуосным
пространствам в шве. Отсутствие ликвации С по оплавленным
границам подтверждается также данными работы [222]. МХН,
связанная с ликвацией на оплавленных участках в о. ш.з., имеет
характер МХН в сварном шве, однако показатели МХН в о. ш. з.
в 1,2—1,5 раза меньше (см. табл. 11). МХН по оплавленным участ-
кам практически одинакова в о. ш. з. швов АиФ, несмотря на то
что процесс оплавления о. ш. з. во втором случае развит в большей
степени, чем в первом, если судить по толщине оплавленных участ-
ков. МХН в зоне шва Ф не получает преимущественного развития,
видимо, потому, что основным контролирующим фактором остается
диффузия в твердой фазе.
Главный вывод по результатам исследования МХН заключается
в том, что МХН в о. ш. з. зависит от состава металла шва. Опреде-
ляющий фактор этой зависимости ТСМш. В о. ш. з. шва А (ТСмш=
sH300°C) показатель неоднородности по С в 2 раза, а по Сг и W
в 1,3 раза выше, чем в зоне шва Ф (7’смш=1485° С). Повышенная
степень гомогенизации аустенита в зоне шва Ф приводит к образо-
ванию в ней при охлаждении более однородного и напряженного
мартенсита, чем в зоне шва А.
Тонкую структуру мартенсита в о. ш. з. исследовали с помощью
электронного микроскопа JEM-7 методом угольных реплик. Полу-
ченные снимки (рис. 76 и 77) свидетельствуют о том, что в зоне
1 За показатель принято отношение Ст max/C3 max так же, как ранее для
сварного шва (табл. 11).
5* 131
Рис. 76. Микроструктура сварного соединения стали 43ХЗСНМВФА с ферритным
(а—г) и аустенитным (д—з) швами. Х6000.
а, д — шов; б, в, е, ж — околошовная зона; г, з —зона нормализации
Рис. 77. Микроструктура мартенсита в околошовной зоне сварного соединения
стали 43ХЗСНМВФА с ферритным (а) и аустенитным (б) швами. X 24000
шва Ф на участке у линии сплавления образуется однородная мар-
тенситная структура без признаков каких-либо выделений и су-
щественного развития самоотпуска. Последнее подтверждается
также слабым травлением мартенситной структуры (см. рис. 69, г).
Такая структура мартенсита соответствует высокой степени гомо-
генизации аустенита и пониженной температуре начала его превра-
щения. Она характеризуется высокими напряжениями II и III рода
и плотностью дефектов кристаллической решетки. В зоне шва А
образуется менее однородный по строению и составу мартенсит с
шероховатой поверхностью и интенсивным травлением. Это служит
признаками неполной гомогенизации, относительно высокой темпе-
ратуры начала превращения и развития процессов самоотпуска.
Такая структура мартенсита имеет меньшие напряжения высших
родов и плотность дефектов, чем мартенсит в зоне шва Ф.
На участке нормализации з. т. в. наблюдаются не полностью
растворившиеся карбиды. В зоне шва Ф растворение карбидов
прошло более полно, чем в зоне шва А на том же расстоянии от ли-
нии сплавления. Это также характеризует большую степень пере-
грева и гомогенизации зоны в первом случае.
На рис. 78 представлены виды изломов и фрактография холод-
ных трещин в о. ш. з. стали 43ХЗСНМВФА, сваренной различными
типами швов. При снижении Томш уменьшается площадь хрупкого
очага холодной трещины, размер аустенитного зерна и в изломе по-
являются участки вязкого внутрикристаллического разрушения.
Таким образом, анализ МХН первичной и вторичной микро-
структуры позволяет сделать заключение о том, что повышение
Тсмш при заданном основном металле приводит к увеличению сте-
пени перегрева и гомогенизации о. ш. з. Последнее оказывает су-
щественное влияние на характер фазовых и структурных превра-
щений при охлаждении, конечную микроструктуру и сопротивляе-
мость холодным трещинам.
133
Рис. 78. Вид изломов (а, в; ХЮ) и фрактография очагов холодных трещин
(б, г; Х600) в околошовной зоне стали 43ХЗСНМВФА, сваренной ферритным
(а, б) и аустенитным (в, г) швами
В процессе охлаждения в металле о. ш. з. в аустенитном состоя-
нии развиваются процессы роста зерен и сегрегации на их грани-
цах примесей и легирующих элементов. При этом по мере сни-
жения температуры первый процесс затухает, а интенсивность
второго, наоборот, возрастает, пока диффузионная подвижность
сегрегирующих элементов остается существенной.
Фазовые и структурные превращения. При охлаждении сварно-
го соединения до температур минимальной устойчивости аустени-
та металл в шве и о. ш. з. претерпевает фазовое у->-а-превращение.
При сварке среднелегированных сталей превращение, как прави-
ло, носит мартенситный, бейнитный или смешанный характер.
Превращение аустенита в условиях сварки имеет определенную
специфику по сравнению с превращением в условиях термической
обработки. В условиях сварки на характер и кинетику превраще-
ния аустенита более существенное влияние оказывают следующие
факторы: степень гомогенизации аустенита; размер аустенитного
134
зерна и сварочные деформации и напряжения. Этот вопрос весьма
подробно исследован в ряде работ в условиях имитации СТЦ и
СТДЦ [70, 115, 153 и др.].
Для исследований кинетики и характера структурных превра-
щений в условиях сварки разработана и применяется серия спе-
циализированных приборов. Их основная особенность — высокое
быстродействие: нагрев образцов с большой скоростью до высо-
ких температур, иногда превышающих Геол, быстрое охлаждение
и достаточно высокая чувствительность регистрации сигналов,
связанных с развитием процессов превращений. В зависимости от
объекта исследования способы можно разделить на две группы:
использующие образцы основного металла, в которых моделиру-
ются СТЦ и СТДЦ; фиксирующие превращения непосредственно
в металле шва или о. ш. з. По виду регистрируемого сигнала ос-
новные способы разделяют на дилатометрические, термические,
магнитометрические и деформометрические. Ниже рассмотрены
наиболее широко применяемые способы и оборудование каждой
разновидности согласно вышеприведенной классификации.
В дилатометре Коттрелла (рис. 79) применен тонкостенный
трубчатый образец /, помещенный внутри кварцевой трубки 2 в
горизонтальном положении. Нагрев образца с целью моделирова-
ния СТЦ выполняется ТВЧ с помощью спирального индуктора 3.
Охлаждение образца регулируется расходом пропускаемого через
него азота или инертного газа. Газ подается через штуцер 8 в ка-
меру 5 и через три отверстия 6 поступает внутрь кварцевой труб-
ки. Выходит газ через выходное отверстие 7. Изменения размера
по длине образца воспринимаются кварцевым толкателем 4, свя-
занным с индикатором часового типа, а в современных модифика-
циях— с индуктивным датчиком. Температура образца измеряет-
ся хромель-алюмелевой термопарой, приваренной в центре внут-
ренней поверхности образца. По типу дилатометра Коттрелла
сконструирован дилатометр ИМЕТ-ДБ, где используют образец
длиной 6,35 мм [153].
Недостаток дилатометра Коттрелла состоит в неравномерности
распределения температуры по длине трубчатого образца, перепад
Рис. 79. Схема дилатометра Коттрелла
135
Рис. 80. Схемы дилатометров ЛТП4:
/ — образец (1,5X10X100); 2—3 — токоподводы; 4 — рычажное устройство; 5 — кварцевые
стержни; 6 — индуктивный датчик; 7 — образец 3X4X50, база 3 мм; 8 — фотоэлемент;
9 —образец 3X4X150, база 70 мм; 10 — индуктивный датчик
которой при средней скорости охлаждения достигает 60° С и воз-
растает с увеличением скорости охлаждения [2051. Последним, ви-
димо, объясняется полученная зависимость, согласно которой тем-
пература начала превращения в мартенситной области понижается
с увеличением скорости охлаждения.
В быстродействующих дилатометрах ЛТП4 (рис. 80) [115, 120,
121] применяют простые по форме и изготовлению пластинчатые
136
образцы. Нагревают их проходящим электрическим током промыш-
ленной частоты; деформации образцов регистрируются чувстви-
тельными фотоэлектрическими или индуктивными датчиками с
записью дилатограмм электронными потенциометрами на широ-
кую диаграммную бумагу. Для сведения к минимуму погрешно-
стей, связанных с неравномерным нагревом по длине образца, де-
формацию измеряют в поперечном сечении образца по его толщине
(ЛТП4-2) или по ширине (ЛТП4-4). Минимальный градиент
температур в исследуемом сечении достигается в образцах разме-
ром 1,5X10X100, которые применяют в дилатометре ЛТП4-4 [120].
Эта модель дилатометра зарекомендовала себя как наиболее чув-
ствительная, обладающая высокой точностью и простотой в экс-
плуатации.
Образец закрепляют в подвижном и неподвижном медных токо-
подводящих зажимах и нагревают проходящим электрическим то-
ком.
Измерительная часть дилатометра представляет собой рычаж-
ную конструкцию. Изменение размера образца по ширине воспри-
нимается кварцевыми стержнями и передается на индуктивный
датчик. Температура образца измеряется хромель-алюмелевой
термопарой, привариваемой конденсаторной сваркой к центру об-
разца, и ее изменение во времени записывается электронным по-
тенциометром ЭПП-09-ЗМ. Деформация образца регистрируется
системой, состоящей из потенциометра ЭПП-09-ЗМ и самописца
БВ-662, работающего в комплексе с индуктивным датчиком.
Сигнал от датчика после преобразования и усиления приводит
к перемещению записывающей каретки самописца БВ-662, пропор-
циональному деформации образца. Ведущий валик механизма про-
тяжки диаграммной бумаги самописца гибким тросом связан с ва-
лом реверсивного электродвигателя записывающей каретки потен-
циометра ЭПП-09-ЗМ, угол поворота которого пропорционален
изменению температуры. Таким образом, регистрирующая система
дилатометра позволяет записывать дилатограмму в координатах
температура — деформация (на БВ-662) и одновременно СТЦ (на
ЭПП-09-ЗМ). Параметры дилатометра: Ттах до 1400° С, скорость
нагрева до 1000° С/с, быстродействие по обеим координатам 1 с, по-
грешность по температуре ±0,5%, погрешность по деформации
±1%, максимальное увеличение по перемещению 5000 раз.
Дилатометры ИЭС им. Патона [29, 93] разработаны на базе ус-
тановки ИМАШ-5М (рис. 81, а). Нагрев образцов осуществляется
проходящим электрическим током, замер температуры — хромель-
алюмелевой термопарой, привариваемой в центре образца. Дефор-
мация образца регистрируется по его ширине. Призматический об-
разец 1 сечением 3x3 одной гранью базируется на П-образном
упоре на конце кварцевой трубки 2, а его противоположная грань
находится в контакте с кварцевым толкателем 3. Последний связан
с емкостным датчиком 4. После соответствующего преобразования
сигнал датчика совместно с температурой записывается на осцил-
лографе.
137
Для изучения структурных превращений применительно к свар-
ному шву разработан дилатометр, в котором предусмотрен нагрев
образца до его расплавления (рис. 81, б) (12]. В вертикально распо-
ложенную кварцевую трубку 1 с дном помещают образец 2 массой
5—40 г и опускают в индуктор 3 тока высокой частоты. После рас-
плавления образца трубку выводят из индуктора и одновременно
в расплав погружают спай платиновой термопары 4. После затвер-
девания образца трубку поднимают до упора образовавшегося
слитка в кварцевый толкатель 5. Последний связан с индикатором
часового типа 6 или датчиком перемещения другого типа.
Дилатограммы, снятые при охлаждении слитка после кристал-
лизации для низколегированной стали 10ГСМТ, отличаются от ди-
латограмм, снятых при охлаждении слитка после его повторного
нагрева. В первом случае температуры начала и конца превращения
на 50 и 100° С соответственно ниже, чем во втором. Это объясняется
повышенными легированием и неоднородностью аустенита в литом
металле. Для чистого карбонильного железа такой разницы в дила-
тограммах не отмечено.
Дилатометрический метод позволяет получать чрезвычайно бо-
гатую информацию о кинетике структурных превращений в сталях
при сварке. Дилатометрические кривые на ветви охлаждения явля-
ются результатом сложения непрерывной термической дилатации
сокращения ет и фазовой дилатации расширения е/ в температур-
ных интервалах превращения. В зависимости от температур пре-
вращения, распределения объемной скорости превращения по ин-
тервалу превращения возможно множество видов дилатограмм, из
которых следует выделить два основных вида (рис. 82). Величина
наблюдаемой фазовой дилатации е/ зависит от состава стали, тем-
пературы, характера и полноты превращения аустенита, а также от
соотношения термической и фазовой дилатации. Наибольшая вели-
чина е/ соответствует мартенситному и бейнитному превращению
и существенно меньшая — перлитному и ферритному превращению.
Рис. 81. Схемы дилатометров
ИЭС для исследования:
а — околошовной зоны [29];
б — сварного шва [12]
138
Рис. 82. Дилатограммы, соответствую-
щие превращению аустенита в сталях
при охлаждении:
а — однородное превращение; б — смешан-
ное превращение; Тн, Гмп, Ткм и Тк —
температуры начала, максимальной ско-
рости, конца массового и конца основно-
го превращения аустенита соответственно;
Тн' и Тк' — температуры начала и конца
сопутствующего превращения аустенита;
gy — наблюдаемая фазовая дилатация;
вутах — условная максимальная фазовая
дилатация в предположении протекания
превращения при постоянной температу-
ре ^мп
В последнем случае е/ выявляется только при образовании более
10% феррита.
Дилатограммы используют для построения анизотермических
диаграмм распада или превращения аустенита (диаграмм АРА1) в
условиях СТЦ, отличающихся скоростью охлаждения при некоторой
характеристической температуре, например при 550° С, соответст-
вующей температуре минимальной устойчивости аустенита в облас-
ти перлитного превращения (®55о), или /8/в. Диаграммы сталей в
зависимости от содержания основных легирующих элементов от-
личаются положением областей превращения различного типа по
оси времени и критическим временем начала развития мартенсит-
ного превращения. По диаграмме заданной стали можно получить
представление о возможных типах превращения для наиболее ха-
рактерных тепловых режимов сварки (например, wsso—S-i-
20° С/с или /8/5= 14-50 с).
Для прогнозирования структуры, механических свойств, сопро-
тивляемости о. ш. з. холодным трещинам с помощью диаграмм
АРА они должны быть дополнены результатами металлографиче-
ского анализа, измерения твердости и испытаний на замедленное
разрушение. Ниже даны примеры комплексных диаграмм для ста-
лей различных структурных классов (рис. 83), полученных с по-
мощью дилатометра ЛТП4-4, методики испытаний на замедленное
разрушение ЛТПЗ-6 и количественного металлографического ана-
лиза.
Для такого анализа принята методика, основанная на следую-
щих предпосылках. Микроструктура стали по типу входящих в нее
составляющих может быть однородной (мартенсит, бейнит и т. д.)
или смешанной (бейнит с мартенситом и т. д.). Тип составляющей
определяется по ее строению, микротвердости и температурному
интервалу образования. Однородная микроструктура обычно вклю-
чает разновидности одного и того же типа составляющей, которые
1 Приняты в исследованиях в рамках координационного центра стран СЭВ
по сварке.
139
Рис. 83. Диаграммы ани-
зотермического распада
аустенита (АРА) для
сталей различных клас-
сов применительно к ус-
ловиям сварки
а — сталь 40ХН2МА
*8/5' С 9 24 180 900
^бОо/бОО, °С/с 30 10 1,8 0,4
ЯУ10 667 666 634 349
е/, % 0,88 0,85 0,56 0,45
Структура, % М—96, М-96, М—63, Ф—6, М—17, Б—77
Зерно, мкм Ао-4 А0-4 Б—33, А0-4
балл 75/4 75/4
д 100 г а , МПа* р min
0 83 0 830 880 >1800
0,13 43 0 — ——
0,25 39 0 — —
0,37 29 0 — — —
140
б — сталь 15Х2МФА
*8/5’ С 2 4 9 24 32 180
120 50 30 10 6 1,8
н 1/10 490 470 453 445 420 375
ел % Структура, % 0,69 0,67 0,67 0,60 0,53 0,42
М—90, М—90, М—78, М—76, М—38 Ф—6,
Б—5, Б—10 Б—22 Б—24 Б—62 М—10,
Ао—5 Б—84
мкм Зерно, балл — 62/5 62/5 — — 72/4

смз а , МПа
д‘ 100 г р min
. 0 >1800 >1800 — —
0,25 — 1800 — — — —.
0,60 — 1560 — — — —
1,00 — 880 — — — —
в—сталь 14Х2НЗМА
'8/5- С 2 9 16 24
^eoo/soo» °С/с 120 30 20 10
як10 480 450 450 450
«/, % 0,93 0,88 0,82 0,88
Структура, % М-73; Б—22 М—10; М—2; Б—100
Aq—5 Б—85 Б—98
Л мкм Зерно, балл 32/7 Ао—5 57/5 59/5 58/5
Нд- смэ 100 г 9 р min, МПа
0 >1900 >1900 -
0,25 — 1900 —- —.
0,5 — 1375 —
0,75 — 1115 — —
1,0 — 880 — —
соответствуют разным участкам температурного интервала ее обра-
зования и могут отличаться дисперсностью, микротвердостью в не-
котором диапазоне значений, интенсивностью травления и другими
признаками. Смешанная микроструктура по своему строению мо-
жет быть двух типов: в первом — составляющие разобщены и на-
блюдаются как отдельные участки, во втором — составляющие
часто чередуются и трудно отличимы друг от друга.
141
Рис. 84. Схема расчета процент-
ного содержания составляющих в
смешанной структуре; п± — число
отпечатков с одинаковым значе-
нием //р. ; Б и М — составляющие
структуры:
т
N= n'i=n.tIN-,
1 = 1
2 Б % = (п; + п'2) 100 + п3 75 4-
4“ п4 оО п3 50 4- zig 25;
2 М % = п3 25 4- п4 50 4- п5 50 -Ь
4“ л^75 4- (и? 4“ 10 -
Для получения сведений о возможных составляющих структуры
исследуемой стали выбирают СТЦ, который обеспечивает получе-
ние в образцах смешанной структуры первого типа. Составы тра-
вителей и степень травления должны обеспечивать наиболее от-
четливое выявление участков отдельных составляющих структуры.
Выборочно на этих участках наносят отпечатки алмазной пирами-
дой на приборе ПМТ-3 при грузе 50 г и определяют диапазоны зна-
чений микротвердости Нц, соответствующие различным составляю-
щим. Затем по строению, степени травления, Яц в зависимости от
состава стали, характера анизотермической диаграммы превраще-
ния аустенита устанавливают вид составляющих. За конечную ха-
рактеристику каждой составляющей для использования в дальней-
ших Исследованиях структуры при других СТЦ принимают соот-
ветствующий ей диапазон значений При этом допускается, что
Нц отдельных составляющих микроструктуры при изменении ско-
ростей охлаждения в диапазоне, характерном для дуговой сварки,
изменяется незначительно.
Для количественной оценки составляющих структур в объеме
достаточно установить соотношение составляющих на линейном
участке в пределах нескольких зерен. Это соотношение можно оп-
ределить по частотному распределению значений при равномер-
ном расположении не менее 100 отпечатков на указанном линей-
ном участке (рис. 84). Процентное содержание составляющей в.
структуре определяют по относительному числу отпечатков, соот-
ветствующих диапазону значений для определенной составляю-
щей. При этом принимают, что в интервале промежуточных зна-
чений Яц содержание граничных составляющих равномерно изме-
няется от 0 до 100% (на рис. 84, составляющие Б и М). Для облег-
чения подсчета этот интервал можно разбить на равные дискрет-
ные участки таким образом, что переход от одного участка к дру-
гому будет соответствовать скачкообразному изменению процента
составляющих (например, на 25%).
Ниже дан пример оценки микроструктуры на стали 40ХН2МА
при различных скоростях охлаждения. Образцы, обработанные
различными термическими циклами со скоростями охлаждения
142
u’55o в диапазоне 0,4—30° С/с, подвергали травлению реактивом, со-
стоящим из 0,4 г соляной кислоты, 1 г пикриновой кислоты и 100 г
этилового спирта, методом погружения шлифов в реактив на фик-
сируемое время. Минимальное время травления выбирали таким
образом, чтобы получить наиболее четкое различие структурных
составляющих. На образцах, соответствующих ^550=0,7° С/с, полу-
чена микроструктура, в которой составляющие были разобщены
и отчетливо различались по строению и степени травления
(рис. 85). Выборочное измерение Нц показало, что отдельным со-
ставляющим соответствуют следующие ее значения: мартенситу,
слаботравящемуся, с различимым мелкоигольчатым строением
Яц>590; бейниту, темнотравящемуся, с крупноигольчатым строе-
нием Ям = 3004-350.
На образцах, соответствующих &У55о=ЗО°С/с, зафиксирован мар-
тенсит той же Нц и остаточный аустенит Ао в виде отдельных уча-
стков по границам зерен, которые практически не травятся и не
имеют различимого строения. Для Ао Нц^ЗОО. На образцах, соот-
ветствующих u»55o=O,4° С/с, зафиксирована мягкая слаботравящая-
ся составляющая с Яц^ЗОО, которая определена как феррит. Со-
отношения составляющих в образцах на участках, соответствую-
щих промежуточным значениям определяли по изложенной
выше методике (рис. 85, табл. 15).
Методика, несомненно, не позволяет точно определить абсолют-
ное количество той или иной составляющей, так как выбор характер-
ных для них диапазонов в определенной степени условный.
Однако принятый формализованный подход обеспечивает объек-
тивную, основанную на измерениях оценку структуры, а главное,
позволяет в пределах одного и того же исследования оценивать
влияние на изменение структуры СТЦ, СТДЦ и других факторов.
Рис 85. Структура стали 40ХН2МА с разделением ее составляющих — мартен-
сита (светлое травление, Нц ^590) и бейнита (темное травление, Нц =3004-
350); Х500
143
Таблица 15
VF95o, т/с М, % Б. % Ф, % л0, %
0,4 17 77 6
0,7 30 66 4 —.
30 96 — — 4
Примечание. М, Б, Ф и Ао — соответственно мартенсит» бейнит, феррит и оста-
точный аустенит.
Термический анализ основан на дифференцировании СТЦ [1801
с помощью электронного дифференцирующего устройства
ВМЕИ-ДУ, разработанного в НРБ [15] (рис. 86). Тепловой эффект,
сопровождающий фазовые превращения, приводит к отклоне-
нию кривой T=f(t) от строго экспоненциальной зависимости. Од-
нако очень часто это отклонение не имеет четко выраженного ха-
рактера, особенно если сигнал термопары идет от неравномерно
нагретого тела достаточно большого объема. Более заметно тепло-
вой эффект отражается на зависимости производной температуры
по времени от температуры dT/dt=f(T). По точкам, в которых на-
рушается монотонный ход последней, определяют температуры
начала и конца превращения (рис. 87). При необходимости более
высокая чувствительность термического метода может быть достиг-
нута получением и анализом зависимости второй производной от
температуры d2T[dt2—f{T). Однако расшифровка последней зави-
симости представляет большие трудности. Термический анализ
Рис. 86. Схема дифференцирующего устройства ВМЭИ-ДУ; /«2) — линейная ин-
тегральная схема; С/Вх до ±70 мВ, C*=0,15-j-l,0 мкФ (выбирается при на-
стройке)
144
может быть применен для исследования превращений как в образ-
цах, в которых моделируется СТДЦ, так и непосредственно в
о. ш. з. и сварном шве.
Для исследования превращений аустенита применительно к условиям сварки
может быть использован промышленный высокоскоростной дилатометр LK-02
французской фирмы Адамель Ломарджи. В дилатометре применен образец диа-
метром 2 и длиной 12 мм, который нагревается радиационным нагревом до тем-
пературы 1350° С со скоростями до 150° С/с и охлаждается со скоростью до
300° С/с. Дилатометр регистрирует изменение длины образца и первые производ-
ные зависимостей длины и температуры от времени. ** -
Методику «ин ситу» 1 [/S0] применяют для изучения превраще-
ний аустенита в о. ш. з. Исследования выполняют на базе образцов
и соответствующей технологии их сварки, принятых в методике
имплант (рис. 88, а). Образец-вставка / имеет осевое сверление,
ко дну которого приварена термопара 2 в месте, соответствующем
о. ш. з. наплавки. Образец-вставку запрессовывают в отверстие
свариваемой, пластины 3 для обеспечения теплового контакта с
1 С английского «на месте», т. е. непосредственно в заданном месте сварно-
го соединения, где происходит превращение аустенита при сварке.
пературы, соответствующая ветви ох-
лаждения образца стали 14Х2НЗМА
после расплавления; имитированный
сварочный цикл с, дифферен-
цирующее устройство ВМЭИ-ДУ
Рис. 88. Различные конструкции об-
разца — вставки для исследования
превращения аустенита в околошов-
ной зоне по методу «ин ситу» [180]
Г45
Рис. 89. Примеры определения температур превращения аустенита по методике
«ин ситу» (данные В. Штемберы):
а — о. ш. з., хромель-алюмелевая термопара; б — шов; вольфрам-рениевая термопара
ней. Сигнал термопары подается на дифференцирующее устрой-
ство, по характерным точкам на полученной кривой dTldt=f(T)
определяют температурный интервал превращения аустенита (рис.
89, а). Параллельно термопару подключают к самописцу, который
записывает СТЦ, регулируемый в широких пределах (при Ттах =
= 1250°С /8/5=l-j-50 с) путем изменения погонной энергии сварки
образца.
В Исследовательском институте сварки ЧССР (ВУЗ) применя-
ется основная пластина размером 60X130X420 и погонная энергия
сварки вдоль стороны 130 мм в пределах 3—45 кДж. Методику
«ин ситу» широко используют в мировой практике для построения
диаграмм АРА. Преимущества методики — относительная простота
применяемой аппаратуры и возможность изучать превращения не-
посредственно в отдельных зонах сварного соединения. К ее недо-
статкам следует отнести малую чувствительность при выявлении
ферритного превращения (только при выделении феррита более
20%); ограничение получаемой информации только температурами
начала и конца превращения; трудность получения одинаковых
Т’тах в образцах одной и той же исследуемой серии; достаточно
высокую трудоемкость изготовления и подготовки образцов, а так-
же следующую после сварки их разрезку на шлифы.
С целью упрощения процедуры извлечения образца-вставки
после сварки и многократного использования образца-пластины
в ВУЗ. В. Штембера использует следующие модификации методи-
ки «ин ситу». В соответствии с первой методикой (рис. 88, б) обра-
зец-вставку запрессовывают не непосредственно в пластину, а в
146
предварительно запрессованную в нее втулку 4 с внешним диамет-
ром большим, чем максимально возможная ширина шва. После
сварки втулку со вставкой выпрессовывают и разрезают на шлифы.
В соответствии со второй методикой круглый образец-вставку за-
меняют призматическим образцом 5 с размерами 10x30x130,.
который помещают на шлифованную поверхность образца-пласти-
ны и притягивают к ней шпильками и гайками (рис. 88, в). Через,
отверстия в пластине и образце спай термопары вводят в о.ш.з.
наплавки, выполняемой на поверхности призматического образца.
Термический цикл в последнем случае имеет небольшое отличие по
сравнению с получаемым при применении образца-вставки, кото-
рое заключается в замедлении охлаждения при температурах ниже
200° С в результате нарушения контакта образца с пластиной
вследствие его деформации.
Одну из разновидностей методики «ин ситу» применяют для
изучения превращений в сварном шве (рис. 89, б) [156, 180]. В дан-
ном случае термопару погружают в сварочную ванну после обрыва
дуги. Тугоплавкая W—WRe термопара выстреливается в шов авто-
матическим срабатывающим пружинным устройством. Перед диф-
Рис. 90. Схема магнитометра
ЛТП9-2 для определения темпе-
ратур превращения аустенита в
сварном образце
Рис. 91. Диаграмма записи ско-
рости изменения магнитного по-
тока e=f(t) в магнитометре
ЛТП9-2 после окончания сварки
образца стали 18Х2НЗМА низ-
коуглеродистым электродом:
Т1 и Т2 — температуры максималь-
ной скорости и конца превращения
аустенита в шве; Т3, Т4 и Г5 —.
температуры начала, максималь-
ной скорости и конца превращения
аустенита в околошовной зоне со-
ответственно
147
ференцирующим устройством в цепи термопары устанавливают
переключатель, который подключает ее к устройству только после
окончания горения дуги.
Магнитометрический метод основан на фиксации изменений маг-
нитного потока по мере образования магнитной a-фазы в процессе
превращения аустенита на ветви охлаждения СТЦ. Метод может
быть применен для изучения превращений в о. ш. з. или шве непо-
средственно при выполнении сварного соединения, а также в об-
разцах, в которых моделируется СТЦ.
Магнитометр ЛТП9-2 (рис. 90) служит для исследования пре-
вращений в сварном соединении. Прибор состоит из П-образного
железного сердечника 5 с двумя обмотками. Обмотка 1 служит для
создания постоянного магнитного потока, другая обмотка 4 пред-
назначена для измерения магнитной проводимости в сердечнике.
Две части образца 3 размером 10x50X100 закреплены на полюсах
сердечника винтовыми прижимами. Поверхность полюсов и нижняя
поверхность образца выполнены шлифованными для обеспечения
плотного контакта между ними. Таким образом, образец служит
продолжением магнитной цепи, которая перед сваркой остается
разомкнутой зазором между частями образца. В процессе охлаж-
дения после сварки образца при превращении аустенита магнитная
цепь полностью замыкается сварным швом 2. Появление и нара-
стание объема магнитной a-фазы приводит к изменению магнитно-
го потока в сердечнике, в результате чего в обмотке 4 наводится
электрический ток. Его запись совместно с температурой в шве или
о.ш.з. позволяет определить температуру начала и конца превра-
щения, а также температуру, при которой превращение происходит
с максимальной скоростью (рис. 91). Превращение фиксируется в
зоне сварного соединения, в которой оно проходит в последнюю
очередь, т. е. когда окончательно замыкается магнитопровод в си-
стеме образец — прибор магнитопроводящей a-фазой. Это опреде-
ляет выбор основного и сварочного материалов в соответствии с
задачей исследования. При исследовании превращения в о. ш. з.
применяют переплав кромок двух половин образца или низко-
углеродистый электрод с более высокими температурами превра-
щения аустенита, чем у основного металла. При исследовании ме-
талла шва в качестве основного металла применяют низкоуглеро-
дистую сталь.
Шов выполняют в виде точки, что позволяет обеспечить одно-
временность превращения в продольном сечении сварного соедине-
ния. Изменяя время сварки точки, можно регулировать СТЦ в ши-
роких пределах. Сравнение результатов магнитометрического и ди-
латометрического исследований показывает, что температуры мак-
симальной скорости превращения аустенита имеют большую схо-
димость (дилатометрические исследования выполнены Н. Н. Нови-
ковым). Однако магнитометрический способ более чувствителен
при выявлении ферритного превращения, а также начала и конца
превращения, когда превращаются малые количества аустенита и
деформационный эффект процесса невелик.
148
Рис 92. Схема аустометра ЛТП9-3 для реги-
страции распада остаточного аустенита в ди-
латометрических образцах

В [13] описана конструкция магнитометра, служащего пристав-
кой к дилатометру, предназначенному для изучения превращений
в образце-слитке (см. рис. 81, б). Магнитометр имеет Н-образный
сердечник, в котором центральной обмоткой создается переменное
магнитное поле. На правой и левой частях сердечника установле-
ны по две измерительные обмотки. Образец в период охлаждения
от высоких температур вводится в один из разрывов сердечника.
В соответствующей паре измерительных обмоток по мере образо-
вания магнитной a-фазы в образце наводится дополнительная
ЭДС по сравнению с ЭДС в обмотках на другой части сердечника.
По разности сигналов указанных пар обмоток можно установить
температуру начала превращения и кинетику нарастания магнит-
ной массы.
Аустометр ЛТП9-3 (рис. 92) [76] предназначен для изучения
процесса распада Ао в призматических образцах после моделирова-
ния в них СТЦ и проведения на них дилатометрических исследова-
ний. Прибор имеет две обмотки, связанные взаимной индукцией.
Обмотка 1 подключена к источнику тока и служит для наведения
переменного магнитного поля, обмотка 2 — измерительная — для
регистрации ЭДС взаимной индукции. Образец 3 помещают внутрь
обмоток. При распаде Ао увеличение объема ферромагнитной фазы
приводит к увеличению ЭДС в измерительной обмотке. При соот-
ветствующей тарировке прибор позволяет регистрировать распад
Л о в % с течением времени 1оис. 93).
Подобные исследования также можно выполнить с помощью
анизометра Акулова с применением образца диаметром 3 мм и дли-
ной 30 мм.
Деформометрический метод основан на фиксировании внешней
деформации на локальной линейной базе в о. ш. з. сварного соеди-
нения или интегральной деформации сварного образца [119, 121,
156]. Практически всегда, исключая случаи очень жесткого закре-
пления сварного соединения, структурные превращения приводят
к заметным перегибам на кривой температура — внешняя де-
формация. По этим перегибам можно судить о температуре начала
превращения и кинетики его развития в зависимости от конструк-
тивных и технологических факторов.
Н. Н. Новиков сопоставил результаты, полученные им для ряда
сталей и режимов сварки деформометрический и дилатометриче-
ским методами. Для случая аргонодугового переплава основного
металла показано, что деформометрический метод позволяет оце-
нить реакцию стали на изменение режима сварки. При этом
температуры начала превращений по бейнитному и мартенситному
149
механизму, полученные обоими методами, практически совпадают.
Температура окончания превращения на кривых внешней дефор-
мации, как правило, фиксируется недостаточно четко. Отмечается
неопределенность количественных данных фиксируемой деформа-
ции, зависящей существенно от жесткости образца и удельной
погонной энергии сварки.
Рядом авторов выполнены исследования превращения аустени-
та в сталях в условиях СТДЦ. Прежде всего отмечено отличие
диаграмм АРА, полученных для условий сварки и термообработки
[153]. В углеродистых и низколегированных сталях без энергичных
карбидообразующих элементов в условиях сварки имеет место по-
вышение устойчивости аустенита, выражающееся в смещении об-
ласти превращений вправо в сторону больших длительностей или
меньших скоростей охлаждения. В сталях, легированных хромом и
другими более энергичными карбидообразующими элементами, в
условиях сварки обнаруживается понижение устойчивости аусте-
нита, т. е. области превращений смещаются в область режимов с
большими скоростями охлаждения. Указанные особенности диа-
грамм АРА связаны с различными склонностью сталей к росту
зерна и степенью гомогенизации аустенита в условиях сварочного
высокотемпературного нагрева и
носительно большими скоростями.
Чрезвычайно сильное влияние
на кинетику фазовых превра-
щений в условиях сварки оказыва-
ет исходное состояние стали. Ав-
тором совместно с С. О. Цорие-
вым и Н. Н. Новиковым выполне-
ны исследования данного вопроса
на сталях 35ХГСЛ и
последующего охлаждения с от-
Рис. 93. Кинетика распада остаточно-
го аустенита в стали 23Х2НВФА пос-
ле воздействия сварочного термиче-
ского цикла:
1 и 2— дилатометрические образцы, ско-
рости охлаждения пу5оо—20 и 5°С/с соответ-
ственно; 3 — сварной образец, по данным
А. В. Мордвинцевой; AM — приращение
ферромагнитной фазы
Рис. 94. Влияние исходного состояния
стали 40Х2ГНМВРА на кинетику пре-
вращения аустенита в условиях свароч-
ного термического цикла:
/ — прокатка, высокий отпуск; 2 — закалка;
3 — закалка, низкий отпуск; 4 — закалка, вы-
сокий отпуск; 5 — закалка, отжиг на пластин-
чатый перлит; 6 — отжиг на пластинчатый
перлит; 7—9 — отжиг на зернистый перлит
при 740° С соответственно 8, 16 и 30 ч
150
40Х2ГНМВРА, отличающихся содержанием карбидообразующих
элементов [43]. Исследованы два исходных состояния стали со
структурами пластинчатого (п. п.) и зернистого (з. п.) перлита. Из
дилатограмм, полученных с помощью дилатометра ЛТП4-4, следу-
ет, что характерное для этих сталей с исходной структурой п. п.
превращение в мартенситной области при исходной структуре з. п.
частично или полностью смещается в бейнитную область (рис. 94).
Особенно эта тенденция проявляется в стали 40Х2ГНМВРА с по-
вышенным содержанием карбидообразующих, а также снижении
Утах нагрева до 950° С. Следует отметить повышение температуры
Act и Ас3 при нагреве на 50 и 70° С у сталей 35ХГСЛ и
40Х2ГНМВРА соответственно.
Рассмотренные выше различия в кинетике превращения аусте-
нита вызваны разной интенсивностью и полнотой высокотемпера-
турных процессов аустенитизации и гомогенизации, обусловливаю-
щих различную степень МХН аустенита перед превращением, а
также процесса роста зерна. Наличие в исходной структуре стали
укрупненных частиц легированного цемента (РеМе)зС и специаль-
ных карбидов Сг7С3 обусловливают замедление аустенитизации,
поскольку растворение этих карбидов в условиях СТЦ затруднено.
Это подтверждается повышением Act и Асз при нагреве, а также
фиксацией не полностью растворенных карбидов в конечной струк-
туре образцов с нагревом до 7’юах= 1250°С. В результате тормо-
зящего действия частиц таких карбидов на перемещение границ
аустенитных зерен ограничивается их рост.
Как показано экспериментально, величина зерна в о.ш.з. отож-
женной на з. п. стали в 2—2,5 раза меньше, чем в стали с исходной
структурой п. п. Также наблюдается сокращение высокотемпера-
турного периода времени после растворения карбидов, что снижает
степень гомогенизации твердого раствора аустенита. Все это
уменьшает устойчивость переохлажденного аустенита и изменяет
кинетику его превращения. Увеличение неоднородности аустенита
по химическому составу приводит к большей неодновременности
превращения в пределах температурного интервала превращения.
Возможно также расширение этого интервала, в том числе в об-
ласть температур бейнитного превращения. В результате образует-
ся мелкоигольчатый неоднородный по составу мартенсит, а в ряде
случаев в смеси с бейнитом и повышенным количеством Ао (рис.
95, II, а). При превращении гомогенизированного аустенита основ-
ной объем мартенсита образуется в короткий период времени при
температурах, соответствующих максимальным скоростям процес-
са. Конечная структура в этом случае представляет крупноиголь-
чатый однородный по составу мартенсит (рис. 95,1, а).
Многие исследования посвящены выявлению зависимостей па-
раметров структурных превращений аустенита в условиях сварки
от состава сталей, СТЦ и других факторов, поскольку неоднократ-
но высказывались предположения о их взаимосвязи со склон-
ностью конечной структуры к образованию холодных трещин.
В [163] на основе рассмотрения дилатограмм ряда легированных
151
Рис. 95. Микроструктура околошовной зоны и основного металла стали 40Х2ГНМВРА с исходной структурой пластинчатого
(/) и зернистого перлита (II):
а — у линии сплавления; Х1500; б —на расстоянии 0,45 мм от линии сплавления; Х1500; в — основной металл; XI350
Рис. 96. Изменения условной максимальной фазовой дилатации е/max в зависи-
мости от температуры максимальной скорости превращения Тип (я) и наблю-
.даемой деформации е/ от температурного интервала превращения АГ (б) [163]
«сталей (20ГМ, 15ГХНМ, 40ГХМ, 15Х2НЗМ. и др.) для нескольких
термических циклов (7тах= 1300° С и wjoo=7O; 35 и 15° С/с) про-
анализированы пределы изменений деформационных параметров
превращений (рис. 96). Условная максимальная фазовая дилата-
ция е/max увеличивается с понижением температуры Тми, соответ-
ствующей максимальной скорости превращения, а ниже темпера-
туры 425° С остается постоянной на уровне 0,45—0,6% [163]. Наб-
людаемые деформации е/ уменьшаются с увеличением температур-
ного интервала превращения аустенита и изменяются в исследован-
ных случаях от 0,2 до 0,4%. Приближенные расчеты показывают,
что структурные деформации могут привести к возникновению
существенных по величине напряжений 1 рода, в том числе и рас-
тягивающих напряжений.
Н. Н. Новиковым получены зависимости параметров мартен-
ситного превращения стали системы Х2ГСНМ от содержания ле-
гирующих элементов применительно к условиям сварки. За базо-
вую принята сталь 42Х2ГСНМА. В различных сериях ее составов
одной и той же выплавки в широких пределах изменялось содер-
жание одного из основных легирующих элементов. При этом со-
держание остальных элементов оставалось практически постоян-
ным. Исследования выполняли с помощью дилатометра ЛТП4-4
при СТЦ с Tmax= 1300°С, о»55о=20°С/с (рис. 97). Влияние легиру-
ющих элементов на температуру начала мартенситного превращения
Тмн качественно аналогично их влиянию, известному из металло-
ведческой практики для углеродистых сталей, легированных одним
из указанных выше элементов.
Ценность представляют количественные данные применительно
к стали системы Х2ГСНМА и термическим условиям сварки. Инте-
ресна зависимость, согласно которой, начиная с температуры
250° С, е/ уменьшается практически по линейному закону с пони-
153
Рис. 97. Влияние легирующих эле-
ментов в стали 42Х2ГСНМА на тем-
пературу начала мартенситного пре-
вращения Тмн в условиях СТЦ;
ДМе — изменение содержания легиру-
ющего элемента по отношению к со-
ставу стали
жением 7\1Н (рис. 98). Такая за-*
цисимость объясняется тем, что
превращение аустенита при ох-
лаждении вплоть до комнатной
температуры не завершается
полностью. Об этом свидетельст-
вует отсутствие точки конца
превращения на дилатометриче-
ских кривых и резкое возраста-
ние количества До сверх обычно-
го для мартенситной структуры
(>2-5%).-
Статистическая обработка ре-
зультатов исследований превра-
щения аустенита в различных
сталях применительно к условиям
сварки позволила их авторам
предложить эмпирические зависи-
мости Тмн и температуры конца
мартенситного превращения Тмк
от состава сталей. Для конструк-
ционных низколегированных ста-
лей [167]:
Гмн=539 - 423 С - 30,4 Мп - 17,7 Ni - 12,1 Сг - 7,5 Мо;
Тт=346 - 474 С - 33 Мп - 17 Ni - 17Сг - 21 Мо,
где индексы элементов означают их содержание в стали в %.
Для конструкционных среднелегированных сталей Н. Н. Нови-
ковым на основе обработки результатов исследований для 33 пла-
вок стали системы Х2ГСНМ предложена зависимость:
Тми=582 - kcC - 23,2 Мп - £с - kKo Мо - 17,5 Ni - 9,4 Си —
-3W4-H,6Co,
где kc, ka и /?мо — переменные коэффициенты, зависящие от содер-
жания соответствующих элементов (рис. 99). Проверка на 20 про-
мышленных марках стали (18Х2НЗМА, ЗОХГСА, 40ХНМА,
28ХЗСНМВФА и др.) путем сопоставления расчетных и экспери-
ментальных данных показали их расхождение в пределах ±13° С.
Имеются попытки получения подобных соотношений для опре-
деления температуры начала бейнитного превращения, а также
времени охлаждения от Агз до 500° С, при котором начинается фер-
ритное, перлитное и бейнитное превращение [184].
Большое внимание исследователей уделено влиянию временных
сварочных деформаций и напряжений на кинетику низкотемпера-
турных превращений аустенита. В работе [153] исследовано влия-
ние пластической деформации аустенита на мартенситное превра-
щение легированных сталей 43ХЗСНМВФА, 35X3H3M и
15Х12НМВФА в условиях имитированного СТЦ. Деформации при
154
охлаждении, приложении деформирующих грузов и в процессе
мартенситного превращения регистрировали поперек шейки об-
разца с помощью дилатометра. Во всех исследованных случаях
малые деформации аустенита (еф до 10%, а ев до 5%) активизиро-
вали мартенситное превращение, что проявлялось в повышении 7МН
на 20—30° С. Большие деформации вызывали стабилизацию аусте-
нита и приводили при значениях еф>40% к снижению Тт по срав-
нению с недеформированным состоянием. Тмк непрерывно снижа-
лось при еф>5% и при еф>15% понижалось на 50° С и более.
Исследование в работах [70, 71] проводилось на установке
ИМАШ-5М на сталях 30Х2Н2М, 35X3H3M и 60Х2НМТ при двух
имитированных СТЦ (7тах= 1200° С, 0)500=» 0,84-1,2° С/с и 0)500=»
5=34-5° С/с). В процессе охлаждения образцы деформировались пу-
тем приложения грузов с таким расчетом, чтобы в образце возни-
кали напряжения, идентичные по величине реактивным напряже-
ниям в жестко заделанных сварных соединениях (100—150 МПа)
[69]. С помощью высокотемпературной металлографии фиксирова-
ли момент появления рельефа на полированной поверхности об-
разца. По нему устанавливали температуру начала превращения
аустенита Тн.
По результатам исследований можно сделать следующие заклю-
чения. При превращении в бейн'итной области деформация аусте-
нита может активизировать его превращение. При оптимальных
Рис. 98. Зависимость максимальной
155
напряжениях и температуре их воспроизведения можно повысить
температуру бейнитного превращения и увеличить количество бей-
нита. Например, для стали 30Х2Н2М при жестком СТЦ получено
повышение температуры превращения на 40° С (с 380 до 420° С)
и количества бейнита на 35% (с 15 до 50%)- То же самое наблю-
дается, если превращение аустенита происходит при критической
скорости охлаждения. Для стали 35X3H3M при мягком СТЦ полу-
чено частичное бейнитное превращение с началом при температуре
450° С, приводящее к образованию ~10% бейнита. При чисто мар-
тенситном превращении влияние деформации аустенита на его
превращение практически отсутствует (сталь 35X3H3M при жест-
ком СТЦ, сталь 60Х2НМ Г при мягком и жестком циклах).
С целью изучения влияния временных сварочных деформаций и
напряжений на кинетику превращения переохлажденного аустени-
та автором совместно с В. С. Калмыковым и И. Ф. Поповой прове-
дены исследования по методике ЛТПЗ-6. Образцы деформировали
с заданной постоянной скоростью перемещения захватов от темпе-
ратуры 1300 до 200° С с последующим охлаждением образцов в
закрепленном состоянии. Выбранные скорости деформирования
обеспечивали остаточные деформации еФо поперек ширины образца
на базе 10 мм в его средней части в месте приварки термопары в
диапазоне 1,4—10%. Этот диапазон е^о охватывает практически
все встречающиеся уровни деформации в сварных соединениях, в
том числе и в зонах ее концентрации. В период СТДЦ на ветви
охлаждения регистрировали процессы развития деформации е^ =
=f2(T) и сопротивления деформированию а=/з(Т) (см. рис. 41).
Процессы изменения вф и о развиваются неравномерно в преде-
лах отдельных интервалов температур (рис. 100, участки
/—2ч-7—5). При ефо=1% (жесткое закрепление образца при
Рис. 100. Характер деформации образцов из стали 14Х2НЗМА, подвергнутых
действию сварочного термодеформационного цикла:
а—г — соответствуют =0,2; 1; 4 и 10%, где 0,2 и 1 при свободном и жестко закреплен-
ном образце (обозначения приведены на рис. 41)
156
Tmax) появляются первые заметные искажения по сравнению с ди-
латометрической кривой для свободно подвешенного образца. Фазо-
вая деформация в интервале превращения аустенита начинает
уменьшаться, а при увеличении интенсивности деформирования
(еч>о ДО 4%) получает отрицательное значение. В последнем случае
е^, отражает увеличение объема при превращении аустенита и
повышенную текучесть металла. При этом влияние повышенной
текучести является преобладающим. Поскольку деформация попе-
рек образца, вызванная указанными процессами, имеет противопо-
ложные знаки, можно в «чистом» виде и количественно оценить
процесс повышенной текучести. В интервале 7—8 наблюдается
также замедление роста сопротивления деформированию, которое
может в этот период оставаться неизменным или даже снижаться.
Отмеченное выше для исследованных сталей имеет место в верхней
части интервала превращения аустенита, где превращение идет с
максимальной скоростью.
Следует отметить, что Тя, соответствующая началу превраще-
ния основной массы аустенита в пределах точности эксперимента
(±10°С), не изменяется в результате деформирования с приняты-
ми в работе интенсивностями деформаций (е^о до 10%) по срав-
нению с дилатометрическими данными. У стали 40ХН2МА не изме-
няется и температура конца превращения аустенита Тк, у сталей
15Х2МФА и 14Х2НЗМА Тк соответствует ТКм (температуре конца
массового превращения аустенита), т. е. деформация способствует
интенсификации превращения аустенита в верхней части темпера-
турного интервала превращения.
При е,|,о^§>4% наблюдается существенное развитие высокотемпе-
ратурной деформации е^т (участок 1—3). При Ец,о~ 10% и ^л~1 %
в некотором интервале температур выше Т„ (участок 4—5) наблю-
дается повышение интенсивности развития деформации. Для стали
40ХН2МА этому соответствует интервал ниже температуры 550° С,
для стали 14Х2НЗМА — 670° С, для стали 15Х2МФА — 735° С.
На кривых сопротивления деформированию им соответствует спад
роста напряжений. Учитывая тот факт, что любое структурное
превращение сопровождается снижением сопротивления деформи-
рованию, можно предположить, что в указанном выше интервале
температур у каждой стали происходит частичное превращение
аустенита, которое, в свою очередь, должно привести к изменению
соотношения структурных составляющих. Используя описанную
выше методику количественной оценки структурных составляющих
на образцах с деформацией и без нее, было количественно оценено
влияние последней на изменение микроструктуры (табл. 16).
Частотное распределение показывает, что приложенные на-
пряжения и деформации сдвигают максимум распределения значе-
ния Нц в сторону их уменьшения. Это указывает на то, что в усло-
виях приложения напряжений к моменту начала мартенситного
превращения создаются условия для его активизации в начальной
высокотемпературной части интервала превращения. При этом
157
Таблица 16
Сталь W55O, ‘С/с е , , фо % бфА’ % ефА’ % S м, % М', % ЛГ. % ss, % % % Ло’ %
40ХН2МА 30 0 0 0 96 4 92 — — 4
30 10 1 2 92 80 12 2 — — 4
2 0 0 0 63 — — 33 — — 4
2 10 1 2 50 — — 46 — — 4
14Х2НЗМА 30 0 0 0 10 ^5 15 70 5
10 1 2 10 — — 83 28 55 7
образуется высокотемпературный мартенсит или верхний бейнит,
имеющие меньшую Нц, чем структуры в образцах без приложения
внешних напряжений. Таким образом, имея частотное распределе-
ние Яц для стали 40ХН2М.А (рис. 101) при деформации аустенита
8фД^;2%, можно разделить образующийся мартенсит по микро-
твердости на мартенсит М', образующийся в начальной стадии пре-
вращения с 590<Я|л<750, и М" — мартенсит, образующийся в низ-
котемпературном интервале превращения с Яц>750. Данное раз-
деление мартенсита на М' и М" и их соотношение позволяют коли-
чественно оценить влияние приложения временных деформаций на
превращение аустенита. Количество верхнего бейнита Бв в стали
14Х2НЗМА при приложении временных деформаций той же интен-
сивности возрастает почти в 2 раза.
Наибольшую активизацию превращения аустенита вызывает
деформирование при скоростях охлаждения, близких к критиче-
ским. Так, в условиях деформирования образцов из стали
40ХН2МА, обеспечивающих полу-
чение е^о до 10%, наблюдается
большее изменение количествен-
ного соотношения структурных
составляющих при а>550 = 2° С/с,
чем при (£>550=30° С/с.
Изменения параметров СТДЦ,
помимо количественного влияния
на превращение аустенита, про-
являющегося в смещении темпе-
ратур превращения и изменении
соотношения структурных состав-
ляющих, вызывает также качест-
венные изменения характера и
строения продуктов превращения.
Известно, что тип мартенсита оп-
ределяет его механическую и тех-
fl
Рис. 101. Частотное распределение п
микротвердости Ну 5о на образцах
стали 40ХН2МА, претерпевших воз-
действие СТДЦ:
-------Ч„ - |0%: --------Чо*0
158
Рис. 102. Скользящие дислокации у вершины двойника (а) и при пересечении
двойником границы зерна (б) [179]; X 20 000
нологическую прочность. Например, повышенная склонность о. ш. з.
и сварных швов к образованию холодных трещин связывается с на-
личием в их структуре двойникового мартенсита [16].
Это, по-видимому, связано с особенностями дислокационной
структуры и высоким уровнем микронапряжений в двойниковом
мартенсите [40]. Во-первых, следует отметить неравномерность и
распределении дислокаций по кристаллам двойникового мартенси-
та и зерну в целом. С помощью электронной микроскопии показано,
что у вершины двойника создается чрезвычайно высокая плотность
дислокаций. Пересечение двойников с границами зерен вызывает
их искажение и возникновение скользящих дислокаций, проникаю-
щих в соседние зерна (рис. 102) [149]. Во-вторых, при встрече
двойника с любым препятствием возникает локальная концентра-
ция напряжений, если ограничивается зона необходимой деформа-
ции перед вершиной двойника.
Часто при сварке легированных сталей имеет место образова-
ние в сварном соединении смешанной бейнитно-мартенситной
структуры. Условиями перехода от мартенситной к смешанной
структуре могут быть уменьшение скорости охлаждения, пластиче-
ская деформация аустенита, недостаточная или чрезвычайно высо-
кая степень гомогенизации аустенита и т. п. Ряд сталей с повышен-
ным содержанием легирующих элементов и невысоким содержани-
ем углерода, имеющих весьма высокие критические скорости ох-
лаждения и сильно сдвинутую вправо перлитную область, получают
в широком диапазоне сварочных режимов преимущественно бей-
нитную структуру.
Непременной составляющей закаленной структуры является
о- Ьго количество зависит от состава стали, скорости охлажде-
ния в интервале температур превращения аустенита и характера
продуктов превращения. Количество Ао тем больше, чем ниже ин-
тервал /мн ГМ{, т. е. чем больше содержание углерода и легиру-
щих элементов (за исключением Со и А1). В сталях, в которых
159
превращение заканчивается при положительных температурах,
количество Ао не превышает 10—12%. Это относится к структуре
конструкционных среднелегированных сталей как после термообра-
ботки, так и после сварки в зонах сварного соединения. При неиз-
менных Тми и Тмк количество Ао возрастает с уменьшением скоро-
сти в интервале температур превращения. Это связывается с явле-
нием стабилизации аустенита. Весьма примечательно повышение
количества Ао в случае смешанного бейнитно-мартенситного пре-
вращения. При понижении Тмк в область отрицательных темпера-
тур количество Ао в структуре при нормальной температуре увели-
чивается до 20% и более.
Определенная специфика превращения аустенита при сварке
заключается в том, что оно протекает в условиях умеренных ско-
ростей охлаждения по сравнению с закалочными скоростями при
термообработке. При этом по мере снижения температуры ско-
рость охлаждения уменьшается в квадратичной или кубической
зависимости. Это обусловливает так называемый самоотпуск. об-
разующихся продуктов превращения аустенита. Несомненно, что
структурные изменения, характерные для отпуска, получают, тол ь-
ко частичное развитие.
При самоотпуске закаленной структуры возможны следующие изменения по
мере снижения температуры [6]. Первое — сегрегация углерода на дефектах
кристаллической решетки. Это приводит к образованию примесных атмосфер на
дислокациях и кластеров, представляющих собой зоны обогащения углеродом
вдоль кристаллографических плоскостей {100} и {112} соответственно в решетке
реечного и пластинчатого мартенсита. Процесс протекает в период охлаждения,
выдержки при нормальной температуре и последующего нагрева. Процесс конт-
ролируется скоростью диффузии углерода. Для среднелегированной стали про-
цессы сегрегации углерода на дислокациях протекают в ~102 раз медленнее,
чем в низкоуглеродистой стали, в соответствии с уменьшением во столько же раз
коэффициента диффузии углерода [61].
Второе структурное изменение при самоотпуске — распад твердого раствора
и выделение тонкодисперсных промежуточных карбидов из мартенсита. В угле-
родистых сталях эта стадия отпуска происходит при температурах 100—300° С.
Одновременно с выделением карбидов происходит понижение концентрации
углерода в пересыщенном твердом растворе a-фазы и уменьшение тетрагональ-
ности решетки мартенсита.
В среднелегированных сталях легирующие элементы не оказывают сущест-
венного влияния на зарождение карбидных частиц, которое зависит в основном
от пересыщенности а-раствора углеродом. Рост карбидных частиц замедляется
вследствие снижения скорости диффузии углерода (элементами Сг, V и Мо)
и повышения прочности межатомных связей в а-решетке (элементами Со, Si, Сг,
Мо и W), что затрудняет переход атомов через границу а — раствор — карбид. В
результате пересыщенность твердого раствора углеродом сохраняется ниже тем-
пературы 400й С. К этим же температурам сдвигается граница образования
структуры отпущенного мартенсита [102].
Таким образом, вторичная структура сварного соединения
среднелегированных сталей после сварки может состоять из смеси
частично отпущенного мартенсита, свежезакаленного мартенсита,
в котором частично прошел процесс сегрегации углерода на дисло-
кациях, и нескольких процентов Ао. В некоторых случаях в состав
смеси входит составляющая нижнего бейнита. Соотношение со-
ставляющих в смеси и степень их самоотпуска может изменяться
160
в широких пределах в зависимости от состава и удельной погонной
энергии сварки.
Непосредственно после сварки указанная ниже структура свар-
ных соединений не стабильна и в ней при комнатной температуре
в течение некоторого периода времени происходят структурные из-
менения. При выдержке закаленной углеродистой стали при тем-
пературе 20° С возможны следующие структурные изменения: уси-
ление ближнего порядка, фиксируемое по эффекту Мессбауэра;
сегрегация углерода на дислокациях; двухфазный распад мартен-
сита, регистрируемый рентгенографически и сопровождаемый из-
менением физических свойств [2].
Первое изменение связано с процессом разупорядочения твердого раствора
углерода в a-железе, которое реализуется путем перемещения атомов углерода
из тетраэдрических в более энергетически выгодные октаэдрические поры решет-
ки. Это сопровождается образованием кубического мартенсита в одних микро-
объектах и увеличением тетрагональности мартенсита в других [6].
Сегрегация углерода на дислокациях развивается в пределах сотен часов
для углеродистой и нескольких месяцев для легированных сталей. Распад мар-
тенсита с выделением промежуточных карбидов при комнатной температуре про-
текает крайне медленно и развивается в течение нескольких месяцев и даже лет.
Распад мартенсита с образованием карбида не может происходить до за-
крепления дислокаций атомами углерода [142]. Атомы легирующих элементов
замещения, скапливаясь вокруг дислокаций, могут влиять на сегрегацию угле-
рода в атмосферах вокруг них. Если взаимодействие углерода с атомами леги-
рующих элементов сильнее, чем с атомами железа, то концентрация углерода
в атмосферах оказывается выше и закрепление дислокаций сильнее (например,
в случае легирования стали карбидообразующими элементами). Если указанное
взаимодействие менее сильно, то легирующие элементы замещения (некарбидо-
образующие) оказывают обратное действие [7]. В связи с этим можно предпо-
ложить, что в легированных сталях после сварки в период, когда возможно
образование холодных трещин, распад мартенсита маловероятен.
Данные по распаду Ао при нормальных температурах весьма
ограничены. А. В. Мордвинцевой показано, что непосредственно
после сварки в течение одного года происходит процесс деформи-
рования сварных соединений с затухающей интенсивностью: 25—
50% годовой деформации за первые 1—2 ч, 50—25% за 8—10 суток
и остальные 25% за последующие 11,5 месяцев. При этом процесс
продолжается и при дальнейшей выдержке. Процесс деформиро-
вания сопровождается повышением намагничиваемости о. ш. з.
сварных образцов. Наблюдаемые эффекты убедительно свидетель-
ствуют о том, что в сварном соединении происходит распад оста-
точного аустенита. Дополнительным доказательством этому слу-
жит устранение деформирования отпуском при температуре 150° С
и выше, а также обработка холодом при температуре —70° С в те-
чение 30 мин.
Подобные данные о кинетике распада Ао в образцах 14 марок
сталей, обработанных СТЦ, приведены в [76]. Судя по увеличению
намагничиваемости образцов при выдержке после СТЦ максималь-
ная интенсивность распада Ао имеет место в первые 2—3 ч. За
этот период увеличивается от 0,2 до 1,5% количества магнитной
фазы. При дальнейшей выдержке скорость распада уменьшается
на несколько порядков (см. рис. 93).
6—2049 161
При многослойной сварке стали больших толщин процессы фор-
мирования конечной структуры металла сварных соединений суще-
ственно усложняются. СТДЦ при многослойной сварке имеют ряд
отличий от СТДЦ при однослойной сварке [109]. Во-первых, повы-
шение скоростей охлаждения, особенно при ручной сварке и уклад-
ке корневого шва. Во-вторых, все слои шва и их о. ш. з., за исклю-
чением последнего, подвергаются неоднократному последующему
нагреву. При этом Ттах второго и последующего циклов может
изменяться в широких пределах от температур закалки до низкого
отпуска в зависимости от способа сварки, погонной энергии, пред-
варительного и сопутствующего подогревов. То же можно сказать
и о суммарном времени выдержки при различных температурах.
В-третьих, внутренние слои соединения испытывают непрерывный
процесс деформирования как в результате локальной деформации
при воздействии тепловых импульсов, так и вследствие общего
перераспределения деформаций и напряжений в сварном соеди-
нении.
Анализ СТЦ при различных технологических вариантах много-
слойной сварки показывает, что металл о. ш. з. подвергается отно-
сительно длительному последующему нагреву при температурах
100—500° С. Об этом же свидетельствует и структура о. ш. з. легиро-
ванных сталей, состоящая из отпущенного мартенсита и бейнита.
В этих условиях развиваются различные стадии отпуска струк-
туры.
В большинстве случаев последующий нагрев приводит к «отды-
ху» структуры, релаксации микронапряжений и, по-видимому, спо-
собствует повышению сопротивляемости образованию холодных
трещин. Однако в ряде случаев склонность к холодным трещинам
при многослойной сварке возрастает по сравнению с однослойной.
С одной стороны, это объясняется увеличением насыщения свар-
ного соединения водородом вследствие затруднения его выхода в
атмосферу, с другой — высказываются предположения, что при по-
следующем нагреве возможно развитие процессов, охрупчивающих
о. ш. з. и, наряду с водородом, повышающих склонность к трещи-
нам. К ним относят деформационное и динамическое старение,
дисперсионное твердение и т. п. [55, 210].
Неметаллические включения
в металле сварных соединений
Существенное влияние на сопротивляемость стали холодным
трещинам могут оказывать неметаллические включения в зависи-
мости от их состава, формы и размеров. По мнению ряда исследо-
вателей включения могут облегчать зарождение холодных трещин
либо вследствие образования горячих надрывов в о.ш.з., либо
вследствие концентрации напряжений в микрообъемах тела и гра-
ниц зерен. Особую роль играют легкоплавкие (плавление ниже TG
стали) включения, главным образом пленочного типа или игло-
образные, остропластинчатые твердые и хрупкие включения.
162
Рис. 103. Электронографический снимок реплики межкристаллического излома,
на котором зафиксированы темные частицы сульфидов; Х6000 [227]
В легированных конструкционных сталях обычной мартеновской выплавки
содержится всех видов включений до 0,05% объема [17]. Размеры большинства
включений составляют 2—12 мкм. При горячей прокатке оксиды принимают вы-
тянутую форму с надорванными краями. Исключение составляет корунд, кото-
рый плохо деформируется, обламывается и располагается в виде цепочек. Суль-
фиды Мп, Zr, Ti достаточно пластичны и тоже принимают вытянутую форму при
прокатке. Сульфиды эвтектического состава могут давать горячие надрывы.
В результате прокатки образуется волокнистая структура, в которой волокна
зафиксированы вытянутыми неметаллическими включениями. Границы аустенит-
ных зерен в результате миграции при гомогенизации слитка, прокатке и после-
дующей термообработке смещаются на значительные расстояния от зон сраста-
ния кристаллитов в слитке. Поэтому включения в одинаковой степени распреде-
лены по телу и границам зерен. Только наиболее мелкие включения, какими
являются большинство корундовых включений и сульфидов (~2—3 мкм), могут
тормозить и даже останавливать мигрирующие границы. В результате эти вклю-
чения сосредоточиваются на границах аустенитных зерен.
Мелкие шаровидные сульфиды, случайно распределенные в основном метал-
ле, при нагреве в о. ш. з. до высоких температур (для эвтектических сульфидов
свыше 1000° С) расплавляются. В случае их расположения на границах аусте-
нитных зерен или остановки на них мигрирующих границ сульфиды диффузионно
распространяются вдоль границ в виде непрерывных тонких жидких пленок.
В микроструктуре после охлаждения они часто наблюдаются в виде тонких
включений сигарообразной формы или горячих микротрещин. По данным микро-
рентгеноспектрального анализа, в районе трещин отмечено увеличение концент-
рации серы в несколько раз по сравнению с ее концентрацией в теле зерна [192].
В работе [227] предполагается, что при нагреве сульфиды могут распола-
гаться вдоль границ в виде тонких пленок вследствие действия сжимающих сил
в этот период (рис. 103, а). Во время охлаждения растягивающие напряжения
слегка удаляют зерна друг от друга, и жидкие сульфиды собираются в шаро-
видные или цилиндрические частицы, оставляя на поверхности зерен каверны
с чистой металлической поверхностью (рис. 103, б). Такие несплошности, по мне-
нию авторов, могут инициировать водородные, ламелярные и другие виды хо-
лодных трещин.
6* 163
Зависимость сопротивляемости металла сварных соединений
холодным трещинам от его структуры
Структура металла сварных соединений легированных сталей —
один из основных факторов, обусловливающих образование холод-
ных трещин. Результаты исследований, которые установили бы
прямую связь между характеристиками структуры и склонностью
к трещинам, практически отсутствуют. Это объясняется большой
трудоемкостью самих исследований и сложностью оценки характе-
ристик структуры, непосредственно связанных с образованием тре-
щин. Имеется довольно много результатов исследований, в которых
устанавливались зависимости сопротивляемости трещинам от не-
которых косвенных параметров, характеризующих структуру (на-
пример, температур превращения аустенита), а также от свароч-
ных металлургических и технологических факторов. На основании
анализа этих результатов можно сделать определенные выводы о
степени влияния отдельных характеристик структуры на склон-
ность к холодным трещинам. Учитывая существенную роль водо-
рода в образовании трещин, его концентрацию в сварных соедине-
ниях при исследованиях либо сводили к минимуму, либо поддер-
живали на некотором фиксируемом уровне.
Для выявления влияния первичной структуры определяли со-
противляемость высокопрочных сварных швов, получающих при
сварке преимущественно мартенситную структуру в условиях из-
менения Осв от 5 до 50 м/ч [82]. Исследование выполняли на леги-
рованных сталях 43ХЗСНМВФА, ЗЗХЗСНМВФА, 28ХЗСНМВФА,
25ХГСА, а также 13%-ных хромистых сталях 10X13, 20X13 и
40X13 толщиной 2—3 мм. Сварные швы получали путем проплав-
ления образцов с полным проваром по толщине вольфрамовым
электродом в атмосфере аргона. Сопротивляемость швов трещи-
нам оценивали по методу ЛТП2 на установке ЛТП2-5 с использо-
ванием образцов, имеющих форму круглых дисков со сварным
швом по диаметру. Образцы сваривали в массивном медном за-
жимном приспособлении на режимах, обеспечивающих на всех ско-
ростях сварки полное проплавление и, по возможности, одинако-
вую ширину шва с лицевой стороны (для 6 = 3 мм, /Св = 65-?245 А,
Цд= 144-25 В, цсв=5~50 м/ч, qlv — 61004-2090 Дж/см). Условия
сварки выбирали с расчетом получения близких по своим парамет-
рам СТЦ для всех скоростей сварки. Практическое постоянство
циклов было обеспечено благодаря применению массивного медно-
го зажимного приспособления, в котором закрепляли и сваривали
образцы.
Из результатов испытаний (рис. 104) видно, что характер влия-
ния режима сварки на сопротивляемость образованию холодных
трещин в металле шва неодинаков для различных сталей. По ха-
рактеру этого влияния испытанные стали можно разделить на две
группы. Для сталей 1 группы, содержащих 0,3% С и более, увели-
чение иСв в пределах 5—50 м/ч приводит к возрастанию сопротив-
ляемости образованию холодных трещин. Для сталей II группы,
164
6p min’
900
800
700
600
500
ЧОО
300
200
100
Неус-
тойки
вал
ячеис-
тая
Ячеистая
Ячеисто
Зендри -
тпая
Стол5ча- Равноосно-
то-денд- дендрит-
ритная пая
Рис. 104. Зависимость сопротивляемости высокопрочных сварных швов холод-
ным трещинам apmin от типа первичной структуры; л —число травлений до вы-
явления границ зерен
содержащих 0,25% С и менее, увеличение скорости сварки в тех
же пределах сопровождается снижением сопротивляемости образо-
ванию трещин. Указанные две группы стали различаются и по тра-
ектории разрушения. В швах сталей I группы на всех режимах
сварки образуются преимущественно продольные трещины в цент-
ральной зоне шва, а в швах сталей II группы — поперечные тре-
щины.
Из рис. 104 следует, что минимальной сопротивляемостью тре-
щинам обладают швы, имеющие ячеисто-дендритную структуру.
Изменение первичной структуры швов за счет уСв как в сторону
равноосной дендритной, так и в сторону неустойчивой ячеистой
структуры сопровождается повышением сопротивляемости шва хо-
лодным трещинам. Эта зависимость может быть объяснена на ос-
новании установленной связи очагов холодных трещин с граница-
ми аустенитных зерен [161]. В швах с ячеисто-дендритной структу-
рой аустенитные зерна имеют сравнительно большие размеры, а
их границы —- протяженный линейный характер. По мере разветв-
ления первичной структуры при переходе к столбчатому дендрит-
ному и тем более равноосному дендритному типу кристаллизации
границы зерен своими очертаниями все более совпадают с конту-
рами первичной структуры. Вместе с этим происходит уменьшение
размера аустенитного зерна.
Состояние границ аустенитных зерен характеризуется кристал-
лографической разориентировкой и сегрегацией на них примесей
и легирующих элементов. МХН на границах может быть оценена
степенью их травимости. При проведении данного исследования
травимость границ оценивали числом k, обратным числу травлений
п и переполировок шлифа до выявления границ (см. рис. 104).
6*-2049 165
Границы аустенитных зерен в швах, имеющих ячеисто-дендритную
структуру, отличаются максимальной травимостью, в то время как'
в швах с развитой дендритной структурой травимость границ ми-
нимальна. Выявление границ в низкоуглеродистых швах с ячеи-
стой структурой, имеющих высокий уровень сопротивляемости тре-
щинам, представляет большие трудности. В этом случае зеренную
структуру швов можно наблюдать благодаря различному селек-
тивному отражению света от соседних зерен на макрошлифах или
свободной поверхности швов.
Дискуссионным является вопрос о роли МХН в образовании
холодных трещин в о. ш. з. в связи с оплавлением аустенитных зе-
рен и появлением на них горячих надрывов. Предположение о
связи холодных трещин с горячими надрывами высказано в [192]
применительно к сварке с подогревом крупногабаритных узлов из
судостроительной высокопрочной стали HY-80 (18Х2НЗМ) толщи-
ной 40 мм с содержанием 0,02—0,03% S. В о.ш.з. обнаружены
межкристаллические трещины, которые не исчезали при изменении
термических условий сварки и содержания водорода в наплавлен-
ном металле. При повышенном содержании водорода появлялись
макротрещины, которые рассматривались как результат раскрытия
горячих микротрещин под его действием. Образование микротре-
щин в о.ш.з. стали 18Х2НЗМ при глубоком проплавлении авторы
работы [197] связывают с высокими растягивающими напряжения-
ми при охлаждении, которые приводят к образованию горячих на-
дрывов при недостаточной пластичности металла ниже ГСОл.
Надрывы образуются, если отношение Mn/S меньше некоторого критического
значения для данного содержания С. Добавка Мп повышает температуру плав^
ления сульфидов и предотвращает образование сплошных жидких пленок на
границах аустенитных зерен, а вместе с этим и склонность металла к горячим
надрывам. По данным [230], наиболее эффективно введение РЗМ. Если Mn/S
рекомендуется в пределах 130—175, то РЗМ/S только 2,8 (для Ce/S всего 1,4).
Это объясняется высоким сродством РЗМ с S и высокой температурой плавле-
ния их соединений.
Горячие надрывы обнаружены в о. ш. з. кольцевых швов толстостенных
сосудов из конструкционной мартеновской стали 20Х2МА (0,013—0,017% S), сва-
ренных электрошлаковой сваркой [73]. Надрывы выявлены на участке замыка-
ния кольцевого шва, где жесткость закрепления шва максимальна. Их образо-
вание сопровождается видоизменением сульфидных включений (Mn-FeS, суль-
фостекол и оксисульфидов) в зоне сплавления по сравнению с включениями
в основном металле. Включения измельчаются, расслаиваются (сульфиды от
оксидной подложки) и приобретают вид цепочек и пленок по границам аустенит-
ных зерен. Этот процесс происходит при условии перегрева и действия больших
напряжений при высоких температурах. Перемещение границ при росте зерна
приводит к их совпадению с включениями, а напряжения способствуют распре-
делению включений вдоль границ зерен в виде жидких пленок.
При охлаждении происходит разрыв пленок с образованием горячих надры-
вов. В о. ш. з. средней менее жесткой части шва изменения включений выраже-
ны слабее и микронадрывы отсутствуют. Перераспределение включений проис-
ходит менее интенсивно при сокращении времени пребывания при температурах,
близких к солидусу, т. е. при понижении q/v. Процесс перераспределения вклю-
чений имеет существенное значение при электрошлаковой сварке и дуговой одно-
слойной сварке толстого металла [143]. Количество микронадрывов уменьшается
при микролегировании стали теллуром и церием. Микронадрывы практически
отсутствуют в сталях после электрошлакового переплава (ЭШП), снижающего
166
Рис. 105. Влияние высокотемператур-
ной деформации на сопротивляемость
стали 18Х2ШМА холодным трещи-
нам Gpmm; Гд- температура дефор-
мации; б/д —без деформации;
I 2 и 3 — деформация I. 2—5 и 5—10%
соответственно
б„т;п, МПа
800 к____
600 -
А00 -
200
S до 0,008% [73]. Количество микронадрывов также уменьшается при примене-
нии присадочных проволок с пониженной Геол.
С целью выявления условий образования холодных трещин в
о. ш. з. от горячих микронадрывов выполнено исследование, кото-
рое заключалось в испытании сварных образцов, претерпевших
различную пластическую деформацию при высоких температурах
в процессе сварки [79]. Образцы стали 18Х2Н4МА (до 0,015% S)
размером 8x80x240 с продольной V-образной разделкой свари-
вали вручную электродами УОНИИ 13/55. В центре образец был
ослаблен двумя поперечными пропилами. В процессе сварки образ-
цы вдоль продольной оси подвергали пластической деформации
растяжения при определенных температурах СТЦ в диапазоне
1400—400° С. После охлаждения до комнатной температуры образ-
цы испытывали на образование поперечных холодных трещин в
о. ш. з. по методу ЛТП2 по схеме растяжения продольной постоян-
ной нагрузкой.
При деформации до 1 % во всех интервалах приведенных выше
температур изменений сопротивляемости образованию трещин
не наблюдается (рис. 105). Металлографический анализ о.ш.з.
не фиксирует каких-либо различий в структуре металла образцов,
подвергнутых деформации и сваренных без дополнительного дефор-
мирования. При увеличении степени деформации образцов в про-
цессе сварки до 2% и более наблюдается значительное падение
сопротивляемости трещинам после деформирования в интервале
температур 1400—1350 и 500—450° С. Внешний осмотр сварных
образцов, претерпевших такую деформацию, не выявил никаких
дефектов, в том числе и горячих трещин в шве и о. ш. з.
Металлографические исследования позволили установить нали-
чие в о.ш.з. небольшого количества микронадрывов по границам
зерен (рис. 106). По-видимому, эти горячие микронадрывы служат
причиной снижения сопротивляемости стали образованию холод-
ных трещин. В о. ш. з. сварных образцов, деформированных в ин-
тервале температур 500—450° С на величину деформации свыше
2%, были выявлены отдельные выделения и поры на границах зе-
рен. Эти микродефекты, вероятно, и вызывают в данном случае
снижение сопротивляемости образованию поперечных холодных
трещин.
6**
167
Рис. 106. Горячие микронадрывы в околошовной зоне образцов из стали
18Х2Н4МА, подвергнутых высокотемпературной деформации в интервале 1400—
1350° С:
а — деформация ~~ 2%; б — деформация ~ 5%
Таким образом, при определенной интенсивности развития высо-
котемпературньг< деформаций и напряжений в о. ш. з. возможно
снижение сопротивляемости холодным трещинам вследствие обра-
зования горячих надрывов на оплавленных границах зерен. Однако
это маловероятно для случаев ручной дуговой и автоматической
сварки под флюсом, при которых высокотемпературные деформа-
ции не превышают 1%, и более вероятно для электрошлаковой
сварки жестких узлов, когда указанная деформация, по-видимому,
составляет более 2%.
Одним из доказательств последнего вывода могут служить мно-
гочисленные случаи повышения склонности к холодным трещинам
легированных сталей после ЭШП, вакуумно-дугового переплава
(ВДП) и других рафинирующих обработок. Так, в [54] при ручной
дуговой сварке жестких проб «круглый вварыш» из поковок стали
12Х1МФ мартеновской выплавки и после ВДП установлено, что
стойкость против трещин в первом случае выше, чем в последнем
(соответственно температура подогрева для устранения трещин
100 и 250°С). Это объясняется значительным ростом аустенитного
зерна в связи с меньшим количеством неметаллических включений.
В [215] показано, что сталь 25Г, выплавленная в электропечах
с вакуумной дегазацией и содержащая 0,008% S, более склонна к
холодным трещинам, чем та же сталь мартеновской выплавки с
0,035% S. Трещины образовывались в теле толстостенного
(6 = 75 мм) кованого коллектора парогенератора высокого давле-
ния при вварке патрубков ручной дуговой сваркой электродами
с низким пределом текучести и подогревом до температуры 200° С.
168
Ресульфация электропечных сталей с целью увеличения содержа-
ния S до 0,020% позволила получать сварные соединения без тре-
щин при снижении температуры подогрева до 150° С. Благоприят-
ное влияние S объясняется увеличением количества сульфида мар-
ганца с 0,03 до 0,168% (по площади). При охлаждении вследствие
более высокого коэффициента термического сокращения у суль-
фидов, чем у стали, около включений образуются усадочные мик-
ропустоты (у окислов и силикатов другое соотношение коэффици-
ентов и они остаются в тесном контакте с матрицей). В микропу-
стотах происходит абсорбция молекулярного водорода; кроме то-
го, он растворяется в сульфидах. В микропустотах водород со-
храняется до температуры 200° С, что уменьшает концентрацию
активного диффузионного водорода в металле.
Влияние степени гомогенизации аустенита на сопротивляемость
о. ш. з. холодным трещинам довольно четко выявляется при анали-
зе результатов испытаний применительно к сварке проволоками
с различными температурами плавления и основного металла в
различных исходных структурных состояниях.
Исследование сопротивляемости трещинам о. ш. з. сварных со-
единений высокопрочных сталей с различными составами швов
было выполнено по методу ЛТП2 с помощью установки ЛТП2-5
[80]. Плоские круглые образцы толщиной 2—3 мм сваривали встык
аргонодуговой сваркой вольфрамовым электродом. Образцы имели
V-образную разделку, в которую укладывали присадочный пруток.
Переплав прутка обеспечивал минимальную степень перемешива-
ния основного и наплавленного металлов, что необходимо при про-
ведении данных исследований. Результаты испытаний показали,
что снижение 7’ЛИк и ТСОл присадочных проволок приводит к повы-
шению сопротивляемости о. ш. з. трещинам. Наблюдается довольно
тесная связь между сопротивляемостью о. ш. з. с мартенситной
структурой и разностью температур ДТ=ГЛом—ТСмш (рис. 107).
Эта зависимость хорошо согласуется с данными по внутризеренной
МХН в о. ш. з., характеризующей степень гомогенизации аустенита
(см. рис. 75).
Рис. 107. Зависимость сопротивляемо-
сти околошовной зоны холодным тре-
щинам (Jpmin от разности температур
АТ ликвидуса основного металла
Глом и солидуса металла шва ТСМш:
□ — сталь 43ХЗСНМВФА;
— сталь 42Х2ГСНМА;
О—сталь 28ХЗСНМВФА;
ф— сталь 20X13

169
Имеются работы, в которых показано, что в отдельных случаях
изменение исходной структуры стали может способствовать сниже-
нию склонности о.ш.з. к трещинам [217 и др.]. Высказано мнение,
что предварительная термообработка стали, приводящая к образо-
ванию стабильных карбидов и их коалесценции, затрудняет раство-
рение карбидов в аустените при кратковременном сварочном на-
греве. В результате ограничивается содержание углерода и леги-
рующих элементов в аустените, и его превращение при охлаждении
смещается в более высокотемпературную область.
Автором совместно с С. О. Цориевым исследованы исходные
состояния нескольких промышленных марок сталей: среднеуглеро-
дистых перлитного и мартенситного классов трех систем легирова-
ния: 1) с одним карбидообразующим элементом (Сг) и различным
содержанием углерода (ЗОХГСА, 27ХГСНМЛ, 35ХГСЛ и 40ХГСЛ
толщиной 14 мм); 2) с комплексом карбидообразующих элементов
(40Х2ГНМВРА толщиной 2 мм); 3) не содержащих карбидообра-
зующих элементов (сталь 45 толщиной 14 мм). Изучено свыше 30
исходных состояний, полученных различной термической, термоме-
ханической и горячей обработкой и их сочетаниями. Сопротивляе-
мость сталей холодным трещинам оценивали путем испытаний по
методу ЛТП2. Стали толщиной 14 мм испытывали на установке
ЛТП2-3 с применением тавровых образцов, а стали толщиной
2 мм — на установке ЛТП2-5 с применением плоских круглых об-
разцов. Результаты испытаний приведены в табл. 17.
Минимальную сопротивляемость трещинам имеет литой и горя-
чекатаный металл. Гомогенизация не изменяет, а ковка несколько
повышает сопротивляемость литого металла трещинам. Нормали-
зация с высоким отпуском, закалка с низким и высоким отпуском,
отжиг на п. п. нс изменяют сопротивляемости сталей, содержащих
небольшой процент одного карбидообразующего элемента (сталь
35ХГСЛ), и заметно повышают этот показатель у сталей с боль-
шим содержанием сильных карбидообразующих элементов
(40Х2ГНМВРА). Высоко- и низкотемпературная термомеханиче-
ская обработка оказывает незначительное (немонотонное в зави-
симости от степени деформации при ТМО) влияние на сопротив-
ляемость трещинам. Наиболее значительное повышение сопротив-
ляемости трещинам дает отжиг на з. п. При этом его эффективность
возрастает с увеличением содержания углерода и суммарного со-
держания карбидообразующих элементов. При отсутствии карбидо-
образующих элементов в стали (сталь 45) отжиг на з. п. не приво-
дит к положительному эффекту.
Повышение сопротивляемости о. ш. з. трещинам в результате
некоторых видов предварительной обработки стали в состоянии
поставки обусловлено комплексом причин. Однако во всех этих
случаях отмечено смещение превращения аустенита в более высо-
котемпературную область, что определенно свидетельствует об
уменьшении степени гомогенизации аустенита при одинаковом теп-
ловом режиме сварочного нагрева и охлаждения. Этот вывод так-
же подтверждается снижением максимальной твердости в о. ш .з.,
170
Таблица 17
Сгаль, способ сварки Прелваршельная обрабои<а Изменения сопро1ивляемос'1и трещинам Да по срав- нению с состоянием поставки, МПа
ЗОХГСА [74], автомати- ческая под флюсом ОСЦ-45 проволока Св-08 Состояние поставки (про- катка, Н + ОВ), Отжиг на п. п. Отжиг на з. п.: 680° С 30 ч 750° С 30 ч 680—750° С 30 ч Opmin —250 Не изменяет + 250 + 300 +350
27ХГСНМЛ, ручная ду- говая, электрод Э85-Ф Состояние поставки (литье) н+ов ковка (обжатие 40%) отжиг на з. п. 700° С 30 ч Н + отжиг на з. п. 700° С 30 ч Opmin —330 Не изменяет + 50 + 100 + 100
35ХГСЛ [43], ручная ду- говая, электрод Э85-Ф Состояние поставки (литье Н+ОВ) Гомогенизация Закалка Отпуск на з. п. 700° С 30 ч Отжиг на з. п. 740° С 8, 16 и 30 ч Отжиг на з. п. 760° С 30 ч Отжиг на з. п. 740° С 30 ч + Н с 870° С + ОВ +закалка с 950° С + ОС CFpmin = 0 Не изменяет + 230 + 120, +280, +320 +270 + 100 + 100
40Х2ГНМВРА, аргоно- дуговая вольфрамовым электродом, присадочная проволока 18ХМА Состояние поставки (прокат- ка, ОВ). Закалка Закалка + ОН Закалка+ ОВ ВТМО —20, 40 и 60% НТМО —20, 40 и 60% Отжиг на п. п. Отжиг на з. п. 740° С 8 ч Opmin — 170 *+320 +370 + 430 +320,0+100 + 240, —70, +100 +620 + 1700
Примечание. Н — нормализация, ОВ — высокий отпуск, ОН — низкий отпуск;
з. и. — зернистый перлит, и. п. — пластинчатый перлит; ВТМО— высокотемпературная тер-
момеханичсская обработка при 950° С и % обжатия, НТМО — низкотемпературная термо-
механическая обработка при G50° С и % обжатия. Закалка, отжиг на п. п., Н, ОВ и ОН
выполнены по стандартным режимам для данных сталей.
171
существенным сокращением ее ширины, а также результатами ме-
таллографического анализа (рис. 108).
В о. ш. з. стали, сваренной в состоянии поставки, наблюдается
мартенситная структура, а в состоянии отжига на з. п. в ней обра-
зуется значительное количество бейнита и остаточного аустенита
(см. рис. 95). Последние выявляются как отдельные участки с по-
ниженной твердостью. На расстоянии 0,5 мм от линии оплавления
в зоне отожженной стали имеются остатки неполностью растворен-
ных карбидов. Если градиент температур у линии сплавления
принять ~ 300° С/мм, а температуру на линии сплавления 1400°С,
можно полагать, что коагулированные карбиды в этой стали не пол-
ностью растворяются при ТтйХ до 1250° С. Это обстоятельство при-
водит к ограниченному росту аустенитного зерна в отожженной
стали, поскольку миграция их границ тормозится частицами кар-
бидной фазы (рис. 109).
Таким образом, можно сделать выводы о связи сопротивляемо-
сти металла сварных соединений холодным трещинам с МХН.
Следует различать, по крайней мере, три вида этой неоднородно-
сти: 1) ликвационную, возникающую в результате перераспределе-
ния примесей и легирующих элементов между твердой и жидкой
фазами в процессе кристаллизации шва и оплавления зерен в
о.ш.з.; 2) внутризеренную, связанную главным образом с замедлен-
ным растворением карбидов в аустените; 3) зернограничную, обра-
зующуюся вследствие сегрегации примесей на границах зерен и
других поверхностях раздела. Отдельные виды МХН оказывают
различное влияние на сопротивляемость металла сварных соедине-
ний холодным трещинам, поэтому неправильно вообще говорить о
влиянии МХН без уточнения ее вида.
Ликвационная МХН, за некоторым исключением, не влияет на
образование холодных трещин. Доказательством тому служит рас-
положение очагов трещин в подавляющем большинстве случаев
на границах аустенитных зерен, а не в зонах срастания кристал-
литов в шве и оплавленных участках о. ш. з., где пики МХН макси-
мальны. Степень МХН практически одинакова всегда, когда возни-
кает твердо-жидкое состояние: при завершении кристаллизации
шва и при оплавлении зерен в о. ш. з. В то же время этим случаям
соответствует различная сопротивляемость трещинам. И наконец,
рафинирующие переплавы и обработки стали, снижающие степень
ликвационной неоднородности, не только не повышают сопротивля-
емости о. ш. з. трещинам, но часто понижают ее.
Внутризеренная МХН, характеризующая гомогенность аустени-
та, имеет непосредственное отношение к процессу образования хо-
лодных трещин. Чем выше ее степень, тем, как правило, выше со-
противляемость легированных сталей образованию трещин. Эта
тенденция обусловлена смещением начала процесса превращения
аустенита при охлаждении в область более высоких температур,
появлением бейнитной составляющей в структуре, уменьшением
размеров мартенситных пластин в связи с неоднородным характе-
ром превращения в отдельных участках зерна. В случае весьма
172
Рис. 108. Распределение твердости
HV (а) и макроструктура (б, в)
в околошовной зоне стали
40Х2ГНМВРА; ХЗО
и б — исходное состояние — нор-
мализация и высокий отпуск; >О и
в — отжиг на зернистый перлит
(740° С—16 ч);М —шов Св-18ХМА,
□ О — переплав основного металла
173
Рис. 109. Размер зерна в околошовной зоне стали 40Х2ГНМВРА в исходном со-
стоянии, нормализация и высокий отпуск (а) и отжиг на зернистый перлит (б);
Х200
высоких степеней внутризеренной неоднородности, когда в аусте-
ните сохраняются мельчайшие нерастворившиеся частицы карби-
дов, резко ограничивается рост аустенитных зерен. В мелкозерни-
стой структуре ограничивается межзеренная микропластическая
деформация, способствующая возникновению очагов трещин, а так-
же уменьшается устойчивость аустенита и облегчается зарождение
бейнитной составляющей структуры.
Зернограничная МХН при повышении ее степени приводит к
снижению сопротивляемости шва и о.ш.з. трещинам. Прежде все-
го это свидетельствует о повышенной плотности дефектов кристал-
лической решетки на границах зерен как вследствие большого
угла разориентировки решеток в смежных зернах, так и вследст-
вие локальной деформации металла в приграничных участках зерен
при завершении низкотемпературного превращения аустенита.
Одновременно это указывает на скопление некоторых примесей и
легирующих элементов, главным образом углерода, в приграничных
зонах аустенитных зерен. Последнее может приводить к снижению
температуры окончания превращения аустенита и повышению тет-
рагональное™ решетки мартенсита в указанных зонах, а также из-
менять поверхностную энергию и понижать прочность сцепления
по границам.
Непосредственным процессом, окончательно формирующим мик-
роструктуру металла сварных соединений и ее особенности, опре-
деляющие сопротивляемость холодным трещинам, является пре-
вращение аустенита. Поэтому в ряде исследований предприняты
попытки установить связь склонности к холодным трещинам с па-
раметрами аустенитного превращения, например Тк превращения
аустенита в условиях сварки. Эту температуру выбирали по тем
соображениям, что именно на. этапе завершения превращения ау-
стенита окончательно формируется так называемый структурный
фактор, обусловливающий возможность образования трещин
174
К. Коттрелл при исследовании серии плавок конструкционной ле-
гированной стали с помощью пробы типа CTS показал, что одно-
значной связи между относительной длиной трещин и Гк не имеет-
ся. Холодные трещины в пробе образуются, если Тк<2904-245° С
соответственно для высокого и низкого содержания водорода в шве.
Автором получены принципиально те же результаты (рис. НО).
Сопротивляемость трещинам определяли путем испытаний свар-
ных тавровых образцов по методу ЛТП2, а Тк с помощью дилато-
метра ЛТП4-2 и магнитометра ЛТП9-2. Следует только отметить,
что критическое значение в последнем случае составляет
~350° С. Другими словами, это означает, что холодные трещины
могут возникать и при бейнитном превращении аустенита в сталях
при сварке и выявляться испытаниями по методу ЛТП2.
В [115] сопоставлен показатель сопротивляемости о.ш.з. трещи-
нам (по методу ЛТП2) с различными температурными и дефор-
мационными характеристиками превращения аустенита при сварке
конструкционных легированных сталей (рис. 111). Ни одна из
дилатометрических характеристик не обнаружила той же последо-
вательности в своем изменении, что показатель сопротивляемости
трещинам. По-видимому, при исследовании различных промышлен-
ных марок стали большое влияние на сопротивляемость трещинам
оказывает их металлургическая природа, что не позволяет уста-
новить взаимосвязи с дилатометрическими характеристиками.
Подобная работа выполнена совместно с Г. М. Якушиной и
Н. Н. Новиковым с использованием результатов исследования
влияния легирующих элементов на сопротивляемость образова-
нию холодных трещин применительно к металлу шва на высоко-
прочной стали 42Х2ГСНМА [85]. В опытных плавках в пределах
данной системы легирования варьировали содержание всех леги-
рующих элементов, а также дополнительно вводимых W, Со и Си
(см. рис. 97). Сопротивляемость металла шва трещинам оценивали
по методу ЛТП2 с помощью установки ЛТП2-5. Плоские круглые
образцы толщиной 3 мм сваривали путем проплавления вольфра-
мовым электродом в среде аргона на режиме: /св = 804-90 А,
/7Д= 134-14 В и усв = 8 м/ч. Результаты испытаний (рис. 112) пред-
ставлены в виде изменений показателя сопротивляемости трещи-
Рис. НО. Сопоставление сопротив-
ляемости околошовной зоны хо-
лодным трещинам Gpmin с темпе-
ратурой конца превращения аусте-
нита при сварке Тмк:
□ О —дилатометрия при ау550== 5 и
20° С/с; — магнитометрия при
ПУ550=5 и 20° С/с: / — 60ХЗНЗМФА’
2 — 40ХНЗА; 3 — 35ХГСН4А; 4
30ХН2МФА; 5 — 40ХФА; 6 — 40Х
7 — 35Х; 8 — 23Х2НВФА; 9
I8X2H3MA; 10 — 18XH4BA; 11 -
20ХНЗА; 12 - ЗОХГСА; 13 - 15ХНЗА,
14 — У7; 15 -У8
175
Рис. 111. Сопоставление сопротивляемости околошовной зоны холодным трещи-
нам Op min с различными температурными (а) и деформационными (б) харак-
теристиками превращения аустенита при сварке конструкционных легированных
сталей; Гн, Тма и Тк — температуры, начала, максимальной скорости и конца
превращения соответственно; е/ max, £/ и е0 — условная максимальная, наблю-
даемая фазовая дилатация и остаточная деформация
Рис. 112. Влияние легирующих элементов на изменение сопротивляемости хо-
лодным трещинам Дсгр min металла шва системы легирования 42Х2ГСНМА
нрм Аор min в зависимости от содержания легирующих элементов
по сравнению с исходным составом плавки, имеющим минималь-
ное содержание исследуемого элемента. Для исходных составов,
соответствующих приблизительно составу стали 42Х2ГСНМА,
бртш = 200±50 МПа. Колебания показателя связаны с некоторой
разницей в их составах.
Все элементы по их влиянию на оРтт можно разделить на две
группы: повышающие и понижающие этот показатель. Его повы-
шение имеет место при увеличении содержания Mo, Si, W и Ni
(>3,5%). Содержание до 3,2% Си способствует слабому возраста-
нию показателя. Он практически не изменяется при легировании
до 2% Мп и до 3,5% Ni. Наиболее резкое снижение oPmin происхо-
дит при увеличении от 0,2 до 0,5% С. К снижению <тртщ приводит
также легирование Мп (>2%), Сг и Со. Небольшое снижение
Орты наблюдается при увеличении от 0,01 до 0,06% Р. 0,004—
0,02% S не оказывает влияния на сопротивляемость трещинам.
Изменение состава, несомненно, оказывает комплексное влия-
ние на развитие высокотемпературных процессов, превращение
аустенита и в конечном счете на первичную и вторичную структуру
сварных швов. Металлографический анализ и измерение твердости
показали, что все швы имели мартенситную структуру с небольшим
количеством Ао и твердость свыше HV 700, а в швах с 0,2% С
HV 450. При увеличении содержания всех элементов твердость
повышается на HV 50—100. Исключение составляют швы с Со, у
которых наблюдалось снижение твердости. Дилатометрические ха-
рактеристики всех плавок стали, полученные с помощью дилато-
метра ЛТП4-4 в условиях имитированного СТЦ, сопоставлены с
Орты (см. рис.98). Между ©рты и Тми не наблюдается однозначной
связи. При этом с увеличением содержания различных легирую-
щих элементов наблюдается разная тенденция в изменении <тртт
с понижением Тмя. Так, например, при увеличении содержания Сг
и Мп Up min понижается, а при увеличении содержания Мо и W —
повышается.
Дополнительно рассмотрено влияние легирующих элементов на
первичную структуру сварных швов и сегрегацию на границах ау-
стенитных зерен, которую оценивали числом повторных травлений
п до выявления границ. Комплексный учет всех изменений, вызы-
ваемых введением отдельных легирующих элементов, позволяет
отметить, что снижение Opmin при увеличении содержания от 0,1 до
0,5% С можно объяснить неблагоприятным изменением всех упо-
мянутых выше факторов, а именно упрочнением металла шва (уве-
личение HV, снижение 7\га), укрупнением размера первичных
кристаллитов и аустенитных зерен, усилением степени зерногра-
ничной МХН. Снижение opmin при легировании Мп и Сг, по-види-
мому, связано с упрочнением металла шва и усилением степени
МХН по границам зерен. При легировании Со opmin снижается,
несмотря на значительное уменьшение упрочнения (снижение HV
и резкое возрастание Тмн) и отсутствие изменений первичной
структуры. В этих условиях снижение арпнп можно объяснить лишь
177
усилением степени МХН по границам зерен. Ослабление зернпгра-
ничной МХН приводит к возрастанию opmin при снижении Тын и
неизменной первичной структуре шва для случая легирования W.
Повышение apmm при легировании Мо, Si и Си объясняется
благоприятными изменениями первичной структуры шва и состоя-
ния границ аустенитных зерен. Роль этих факторов настолько зна-
чительна, что в случае легирования Мо oPmin возрастает, несмотря
на одновременное понижение Тип и упрочнение шва. Увеличение
содержания до 3,5% Ni не приводит к заметным изменениям ука-
занных выше факторов. Положительное влияние Ni при введении
его более 3,5%, видимо, связано с образованием двухфазной мар-
тенситно-аустенитной структуры шва (остаточный аустенит в швах,
содержащих 4,5% Ni, составлял более 20%).
Таким образом, на основании обобщенного анализа причин из-
менения Opmin показано, что для швов, имеющих мартенситную
структуру, повышение apmin объясняется благоприятным изменени-
ем первичной и вторичной структур, а именно измельчением пер-
вичных кристаллитов и аустенитных зерен и усилением степени их
фрагментации и уменьшением зернограничной МХН. Понижение
tfpmin во всех случаях обусловлено главным образом усилением
зернограничной МХН. Непосредственной связи сопротивляемости
шва трещинам с количеством стабильного остаточного аустенита
не установлено.
По дилатометрическим характеристикам невозможно прогнози-
ровать сопротивляемость стали трещинам. Для этого необходимы
прямые испытания сварных соединений. Дилатометрические харак-
теристики не отражают особенностей структуры, зависящих от ме-
таллургической природы стали. Температурные дилатометрические
характеристики могут быть использованы для определения потен-
циальной возможности образования холодных трещин в стали при
заданном СТЦ, если превращение аустенита заканчивается ниже
температуры 350° С (см. рис. 110); для оценки тенденций в изме-
нении Opmin одной и той же стали по относительному положению
Тип или Тмк при изменении СТЦ, исходного состояния стали и дру-
гих условий (рис. 113). В последнем случае широко применяют
анализ с помощью диаграмм АРА.
Совместно с В. С. Калмыковым исследован критический состав
структуры о.ш.з., при котором зона становится потенциально
склонной к образованию холодных трещин. За основную характе-
ристику структуры принято содержание в ней мартенсита. Иследо-
вание проводили по методу ЛТПЗ на семи промышленных марках
легированных сталей с содержанием от 0,08—0,4% С. Содержание
мартенсита в структуре образцов, предназначенных для испытаний
на замедленное разрушение, изменяли в широких пределах, регу-
лируя СТЦ. Содержание мартенсита оценивали по методике коли-
чественного металлографического анализа (см. рис. 84). Признака-
ми появления склонности к замедленному разрушению служили
получение минимальных разрушающих напряжений, меньших па
10%, чем разрушающие напряжения при кратковременном пагру-
178
Рис. 113. Зависимость сопротив-
ляемости стали 40Х2ГНМВРА с
различной исходной структурой
холодным трещинам оР min от тем-
пературы начала превращения
аустенита Тп (по данным табл. 17
и рис. 94)
ММ
Рис. 114. Критическое сочетание факто-
ров, обусловливающих возникновение
потенциальной склонности легированных
сталей к замедленному разрушению
и образованию холодных трещин при
сварке; 1—15—марки сталей по табл. 18.
(Гтах= 13004-1320° С, размер зерна 50—
90 мкм)
жении, и переход при этом от внутрикристаллического вязкого к
хрупкому межкристаллическому разрушению.
Полученнные результаты (табл. 18) показали следующее:
1) склонностью к замедленному разрушению при отсутствии диф-
фузионного водорода обладают легированные стали с содержани-
ем 0,3% С и более; 2) критическое содержание мартенсита, при
котором появляется склонность к замедленному разрушению, за-
висит от содержания в нем углерода; 2) в сталях с содержанием
менее 0,2% С склонность к замедленному разрушению появляется
при определенном критическом сочетании содержания мартенсита
и диффузионного водорода; 4) при достаточно высоком критиче-
ском содержании диффузионного водорода склонной к замедлен-
ному разрушению становится структура бейнита при отсутствии
мартенсита. Эти результаты графически в виде трехмерной поверх-
ности представлены на рис. 114. Обработкой экспериментальных
данных по методу наименьших квадратов на ЭВМ ЕС 1030 с ис-
пользованием стандартной подпрограммы DLLSD получена зависи-
мость
М=460 С2 + 455 СНЛ+216 (Нд)2 - 526 С - 456 Нд + 169,
где М — содержание мартенсита, %; С — содержание углерода в
стали, %; Нд — концентрация диффузионного водорода, см3/100 г.
На рис. 114 приведена поверхность, точки на которой представ-
ляют собой критические сочетания содержания мартенсита, угле-
рода и водорода, достаточные для появления потенциальной склон-
ности стали к замедленному разрушению применительно к о.ш.з.
В ранних работах исследователи высказывали мнение, что хо-
лодные трещины возникают в процессе распада Ло. Объемные из-
менения, сопровождающие этот распад, вызывают структурные на-
179
Таблица 18
I № (см. | 1 рис. 114) 1 Сл аль С, % Д1кр. % Нд - 0 НЛЖР< см3/100 г М = 0 Критическое сочетание
Л4. % нч см3/100 г
1 40ХН2МА 0,40 30
2 40ХН2МА 0,40 — — 20 0,10
3 40ХН 0,40 30 — —~ —
4 ЗОХГСА 0,30 50 — — —
5 30ХГСА 0,30 — — 35 0,15
6 ЗОХГСА 0,30 — 0,29 — —
7 15Х2МФА 0,15 — — 78 0,12
8 18Х2Н4МА(Ш) 0,10 — 0,42 — —
9 18Х2Н4МА(Ш) 0,15 — 0,38 — ——
10 18Х2Н4МА(Ш) 0,15 — — 25 —
11 18Х2Н4МА(Ш) 0,17 — — 10 0,20
12 14Х2НЗМА 0,15 — — 10 0,35
13 08Х15Н5Д2Т 0,08 — — 90 0,10
14 15Х2МФА 0,15 78<МКР Критическое состояние
15 08Х15Н5Д2Т 0,08 90<АТкр не достигается
Примечание. Мкр и Яд кр — содержание в структуре мартенсита или диффузи-
онного водорода, по отдельности достаточных для появления склонности о. ш. з. к замед-
ленному разрушению; М и Нд — одновременное содержание мартенсита и водорода, со-
ставляющих некоторое критическое сочетание, достаточное для склонности о. ш. з. к за-
медленному разрушению.
пряжения, которые вместе со сварочными приводят к образованию
трещин в мартенсите, охрупченном водородом. Имеются в виду
первые порции мартенсита, образовавшиеся из Ао, в которых со-
держится повышенное количество растворенного водорода. Поэто-
му образование трещин зависит не от суммарного количества Ао,
а от его количества, которое превращается в течение определен-
ного времени после сварки.
Однако сведения, накопленные в последнее время о природе
холодных трещин, и прямые эксперименты не подтверждают за-
метной роли Ао в образовании трещин. Прежде всего количество
Ло в о. ш. з. многих низколегированных сталей весьма невелико и
составляет 1—3%. При этом распад Ло через 1 ч после сварки весь-
ма незначителен, однако и в течение этого периода наблюдается
образование трещин. По данным авторов [187], в о.ш.з. различных
плавок стали 18Х2НЗМ количество Ло = 0,6-? 1,2% и его распад в
течение двух суток после сварки вообще не зафиксирован. Поэто-
му считают, что распад Ло не может быть фактором, способствую-
щим образованию трещин.
В ряде исследований для выявления роли Ло применено охлаж-
дение стали непосредственно после сварки до глубоких отрицатель-
ных температур. Охлаждение, приводя к распаду Ло, должно было
бы вызвать трещины и исключить их образование при последую-
ще
щем нагреве. Однако охлаждение до —70° С полностью подавляет
процесс образования трещин в течение всего периода выдержки
при этой температуре (до 24 ч) [72]. После нагрева до комнатной
температуры процесс образования трещин протекает с той же ин-
тенсивностью, что и в период сразу после сварки в образцах, остав-
ленных при нормальной температуре.
Для уточнения роли Ао в образовании трещин проведено иссле-
дование, в котором сопоставлены количество распавшегося Ао и
максимальная скорость его распада в первые 10 ч после сварки с
Opmin [76]. Характеристики по распаду Ао получены с помощью
аустометра АТП9-3 для ряда марок сталей, образцы которых об-
работаны СТЦ. Opmm определяли по методу ЛТП2 путем испытания
тавровых образцов. Сопоставление полученных результатов не
позволило установить прямой связи между характеристиками про-
цесса распада Ао и показателем сопротивляемости холодным тре-
щинам.
Исследовано также влияние глубокого охлаждения образцов
после сварки (до —120°С) на Орты в последующий период после
нагрева [76]. opmin определяли испытанием сварных тавровых об-
разцов по методу ЛТП2. Образцы после сварки в течение 30 мин
выдерживали при температуре ниже —150° С, что гарантировало
практически полный распад Ао. Испытания образцов после охлаж-
дения до отрицательных температур в течение 1 ч и образцов,
выдержанных это же время перед испытанием при комнатной тем-
пературе, дали одни и те же результаты. Следовательно, отсутст-
вие Ао в структуре околошовной зоны не оказывает влияние на
развитие процесса замедленного разрушения, приводящего к обра-
зованию холодных трещин.
Однако исключать влияние Ао на процесс образования холод-
ных трещин было бы неправильно. При количествах более 10%
остаточный аустениг играет положительную роль в повышении
сопротивляемости трещинам (см. рис. 98). При таком количестве
Ао может способствовать релаксации напряжений II рода и слу-
жить препятствием для образования однородного крупноигольча-
того мартенсита. При количестве, меньшем 10%, Ао присутствует
в структуре в виде отдельных вкраплений в едином каркасе мар-
тенсита. При большем количестве Ао его прослойки, по-видимому,
могут разделять матрицу мартенсита на отдельные участки в пре-
делах зерна.
При достаточно большом количестве неметаллических вклю-
чений определенного вида при сварке низколегированных и леги-
рованных сталей появляется склонность к ламелярным трещинам
или слоистому растрескиванию [68, 173]. Наиболее часто такие
трещины возникают в горячекатаных раскисленных кремнием
низколегированных сталях (типа 15ГМД, 15ХГНМ и др.). Они
образуются в тавровых и угловых соединениях, особенно выпол-
ненных многослойными швами, в которых лист подвергается дей-
ствию сварочных напряжений нормально к плоскости прокатки.
Трещины имеют ступенчатый характер со сравнительно длинными
181
горизонтальными участками (террасами), которые совпадают с
плоскостью прокатки и расположением неметаллических включе-
ний. Стали, склонные к ламелярным трещинам, в состоянии по-
ставки обладают пониженными пластическими свойствами в на-
правлении поперек толщины листа.
Для выявления взаимосвязи между этими показателями МИС
рекомендует испытание специальных образцов на растяжение
[170]. Заготовки образцов изготовляют приваркой к верхней и
нижней поверхностям листа пластин-концевиков. Можно приме-
нять сварку трением, контактную и ручную дуговую. Из заготовок
вытачивают цилиндрические образцы для механических испытаний
с диаметром рабочей части, равным 0,6 толщины испытуемого
листа. По данным [190], образование ламелярных трещин возмож-
но при Еф= 154-20% и S<0,015%. Весьма склонной к трещинам
сталь становится при Ег|-~8% и 5^0,02%.
Указанные значения пластичности не могут быть прямо привле-
чены для описания процесса разрушения. Известно [173], что при
образовании ламелярных трещин в сварных жестких образцах
наблюдаемая пластическая деформация оценивается намного
меньшими значениями, а в отдельных случаях разрушение проис-
ходит ранее наступления общей пластичности. Это объясняется
тем, что СТДЦ и насыщение металла водородом оказывают суще-
ственное влияние на склонность к трещинам. Поэтому следует
считать косвенным показателем подобно С3кв, который определяет
только потенциальную склонность стали к ламелярным трещинам.
Для стали в исходном состоянии этот показатель является инте-
гральной характеристикой количества и характера включений.
Для оценки склонности к трещинам в конкретных условиях сварки
следует применять технологические сварочные пробы, конструкция
которых позволяет воспроизводить этот вид трещин (см. рис. И,
№ 8), или испытание сварных тавровых образцов на замедленное
разрушение по методу ЛТП2 (см. рис. 16) и образцов с угловым
швом по методу Лихайского университета.
С целью установления количественных зависимостей сопротив-
ляемости сталей 14Х2ГМР, 14ХМНДФР и 12ХМ (до 1,4% Мп)
ламелярным трещинам от металлургических и технологических
факторов выполнено исследование с использованием испытаний по
методу ЛТП2 [108]. Применяли образцы двух типов: тавровые (I)
и угловые (II). При испытаниях образцов I типа разрушающие
напряжения были направлены поперек толщины листа, а образцов
II типа —вдоль плоскости листа. Анализ результатов (рис. 115)
показал, что уровень orpmin определяется скоростью охлаждения.
Все стали имели одинаковую тенденцию к снижению Opmin с ее
увеличением. Существенное влияние на Opmin оказывает схема на-
гружения в соответствии с типом образца. Испытаниям на образ-
цах I типа соответствовали более низкие opmin, что связано с ани-
зотропией механических свойств, обусловленных наличием неме-
таллических включений. Включения представляют собой сложные
сульфиды марганца и железа и оксисульфиды. В з.т.в. они имеют
182
большие размеры, вероятно, вследствие их раскрытия при дейст-
вии СТДЦ.
Испытания не выявили разницы при испытании образцов раз-
личных типов для стали 12ХМ. При w550>25oC/c в о.ш.з. образо-
вывались холодные трещины вида откол. Сталь 12ХМ, обладающая
удовлетворительной стабильностью свойств вдоль и поперек про-
ката не склонна к ламелярпым трещинам (рис. 116). Применение
ЭШП для сталей 14ХМНДФР и 14Х2ГМР значительно повысило
сопротивляемость трещинам. При малых w550 трещины вообще не
образовывались, а при больших — возникали трещины вида откол
и отсутствовала разница при испытании образцов разных типов.
Переплав позволил резко снизить количество включений за счет
уменьшения от 0,027 до 0,007% S и исключить склонность стали
к ламелярным трещинам.
Испытания стали 14Х2ГМР в условиях сварки электродами с
различной влажностью покрытия показали снижение сопротив-
ляемости ламелярным трещинам с увеличением содержания диф-
фузионного водорода в наплавленном металле. Сопротивляемость
ламелярным трещинам изменяется по зависимостям от скорости
охлаждения и содержания водорода, подобным для холодных тре-
щин вида откола.
Отдых сварных соединений при длительной выдержке при ком-
натной температуре приводит к исчезновению склонности к ламе-
лярным трещинам, а в процессе испытаний соединения разруша-
ются вязко при нагрузках, значительно превышающих сопротив-
ляемость ламелярным трещинам в период непосредственно после
сварки. Все это дает основание рассматривать ламелярные трещи-
ны не как механическое разрушение, определяемое пластическими
свойствами исходного листа поперек толщины, а как сварочный
дефект, который по ряду формальных признаков можно отнести к
холодным трещинам.
Фрактографическое изучение излома ламелярных трещин на стали 15ГМД
показывает, что разрушение представляет собой образование полостей около
включений [172]. Большинство включений имеет сферическую или эллиптическую
форму и по составу является сульфидами или силикатами марганца с небольшим
содержанием серы. Несмотря на то что сульфидов больше, чем силикатов, по-ви-
димому, последние связаны с возникновением трещин, поскольку они обусловли-
вают более высокую концентрацию напряжений. Сульфиды играют большую
роль при распространении трещин. Они усиливают анизотропию свойств при
механических испытаниях. Это положение подтверждается тем, что отсутствие
длинных тонких силикатов с острыми очертаниями в стали 18Х2НЗМ при нали-
чии сульфидов делает ее не склонной к ламелярным трещинам. В то же время
наличие большого количества крупных сульфидов оказывает влияние на ее свой-
ства в направлении толщины листа. Мелкие сульфиды вообще не влияют на
свойства стали.
Имеются предположения, что наряду с включениями и упрочнением зоны
термического влияния склонность к ламелярным трещинам снижается в резуль-
тате старения в условиях СТДЦ [188]. Механические испытания поперек толщи-
ны листа при различных температурах путем замедленного растяжения (удеф«
«0,025 мм/с) выявили у сталей, склонных к ламелярным трещинам, провал
пластичности в интервале температур 240—300° С. Для стали 15ХГНМ с содер-
жанием 0,02% S после часовой выдержки при температуре 300° С отмечено
уменьшение е^до 8% по сравнению с исходными 27% при комнатной темпе-
183
Схема нагружения
Рис. 116. Степень анизотропии
свойств сталей 14ХМНДФР (а),
14Х2ГМР (б), 12ХМ (в)
и 14ХМНДФР-ЭШП (г):
О — поперек проката; ф — вдоль
Рис. 115. Сопротивляемость низколегированных сталей холодным трещинам
Op mm в условиях различных схем нагружения (№ 1 и 2) и скоростей охлаж-
дения (w550):
И — по схеме № 1, трещины в околошовной зоне; □ — по схеме № 2, трещины в корне
шва; — испытание при отрицательной температуре — 25° С; Т — трещины в околошовной
зоне
ратуре. Максимальную склонность к трещинам имеют участки з. т. в. много-
слойного шва, находящиеся длительное время в интервале температур 200—
300° С. По данным [178] при испытании сварных образцов полностью раскис-
ленных низколегированных сталей по методу Лихайского университета, преду-
сматривающему начало нагружения в процессе сварки, ламелярные трещины
возникают при комнатной температуре в процессе выдержки под постоянной
нагрузкой. Нагружение в период охлаждения не оказывало заметного влияния
на критическую нагрузку, вызывающую трещины. Опыт применения метода
ЛТП2 показал, что ламелярные трещины легко воспроизводятся при испытании
сварных образцов на замедленное разрушение при комнатной температуре. Воз-
можно, развитие старения зависит от состава исследуемых сталей. Вопрос'
о роли старения может быть решен после накопления данных о возникновении
ламелярных трещин при сварке широкого ряда сталей.
Для выявления влияния последующего нагрева о. ш. з. при мно-
гослойной сварке на ее сопротивляемость холодным трещинам вы-
полнены исследования с использованием как сварных образцов,
так и образцов с имитацией СТЦ. Поскольку в многослойных
сварных соединениях крупногабаритных конструкций часто обра-
зуются холодные трещины вида частокол, применяли испытания
по методу ЛТП2 плоских образцов по схеме растяжения постоян-
ным усилием вдоль сварного шва с помощью машины ЛТП2-7.
Образцы размером 10X100x320 имели две продольные разделки,
сходящиеся друг с другом под углом 22° [109]. При данной конст-
рукции образца различные участки о.ш.з. 1-го шва при сварке
2-го шва претерпевали последующий нагрев до разных Ттах- Свар-
ку выполняли в медном охлаждаемом водой приспособлении с
целью воспроизведения термических циклов, характерных при
многослойной ручной сварке большой толщины металла. Испыты-
вали бейнитные стали 14Х2НЗМА и 18Х2Н4МА, сваренные элект-
родами типа 08ГН2МТ и ОЗГХНЗМД.
Результаты испытаний показали: сопротивляемость трещинам
образцов с двумя швами снижается примерно в 2 раза по сравне-
нию с образцами с одним швом; трещины имеют межкристалличе-
ский характер и образуются на участках о.ш.з. 1-го шва, претер-
певшей последующий нагрев до 4004-650°С (рис. 117). Оча-
ги холодных трещин возникали в корне сварного соединения, что
можно объяснить повышенным перегревом и более высокой кон-
центрацией водорода по сравнению с концентрацией на лицевой
поверхности соединения. Испытаны различные варианты образцов:
с укладкой двух сварных валиков друг на друга в одну разделку
с последующим растяжением постоянным усилием; с двумя и тре-
мя параллельными разделками с последующим изгибом постоян-
ной нагрузкой (в приспособлении ЛТП2-6). Размеры швов и рас-
стояния между разделками выбирали таким образом, чтобы ис-
пытуемые участки о.ш.з. l-ro шва претерпевали последующий
нагрев до температур 400—650° С. Во всех случаях был получен
эффект последующего нагрева l-ro шва при наложении следующих
швов (см. рис. 26, б). Образец с двумя параллельными разделками
для испытания изгибом корневой части принят для серийных испы-
таний применительно к условиям многослойной сварки (см.
рис. 25).
7-2049 185
Для установления закономерностей влияния последующего на-
грева проведены исследования на образцах с имитацией СТЦ по
методу ЛТПЗ. После СТЦ (Ттах= 1380° С и ау55о = 30° С/с) образцы
подвергали последующему нагреву при различных температурах в
диапазоне 300—600° С с выдержкой от 1 мин до 2 ч [89]. По окон-
чании нагрева образцы электролитически наводороживали до
концентрации Нд=0,14-1 см3/100 г и испытывали на замедленное
разрушение.
Результаты испытаний сталей различных классов (марок
15Х2МФА, 14Х2НЗМА и 40ХН2МА) (рис. 118 и 119) показали: все
стали имеют провал Opmin в его зависимости от температуры по-
следующего нагрева в интервале температур 300—550° С; провал
Opmin наблюдается только для структурного состояния о.ш.з.
(Ттах^ 1200° С) и в присутствии диффузионного водорода в стали;
Орты в указанном провале зависит от состава и в бейнитных ста-
лях с содержанием 3—4% Ni составляет ~50% оРтш после одно-
кратного СТЦ.
Очаг замедленного разрушения имеет межкристаллический ха-
рактер. Установлено минимальное время выдержки при заданной
температуре, при которой oPmin становится меньше, чем после од-
нократного СТЦ. Для стали 14Х2НЗМА при температуре нагрева
400° С это время составляет 1 мин, а самая низкая прочность до-
стигается при выдержке всего 15 мин. Минимальная концентрация
водорода, при которой структура о. ш. з. после нагрева по приве-
денному выше режиму становится потенциально склонной к замед-
ленному разрушению, примерно в 1,5 раза ниже, чем для структу-
ры без последующего нагрева. Второй термический цикл с Ттах=
= 6004-850° С исключает снижение замедленной прочности в
результате последующего нагрева при отмеченных выше опасных
температурах. Рассмотренные результаты испытаний позволяют
предположить, что снижение замедленной прочности при последу-
ющем нагреве связано с обратимой отпускной хрупкостью [102].
Электронно-микроскопические исследования показывают нача-
ло распада пластинчатых элементов бейнитной структуры и неко-
торое увеличение карбидных выделений. Отмечена также повы-
ч)
Рис. 117. Расположение поперечных холодных трещин в околошовной зоне 1-го
шва, претерпевшей последующий нагрев от 2-го шва:
а — поверхность со стороны корня шва; б — сечение образца
186
МПа
Рис. 118. Влияние температуры Т
последующего нагрева на относитель-
ное изменение сопротивляемости за-
медленному разрушению
•Op min (T)/(Jp mm (20) различных сталей
после имитации сварочного термиче-
ского цикла:
ттах=1380° С» ^600/500=30° С/с; последую-
щий нагрев до Т, Яд==0,5 см3/100 г;
/ — сталь 15Х2МФА; 2 — сталь 40ХН2МА;
3 и 5 — сталь 14Х2НЗМА; 4 — сталь
40ХН2МА, без водорода
Рис. 119. Влияние температуры Т после-
дующего нагрева на сопротивляемость
стали 14Х2НЗМА замедленному разру-
шению Op min применительно к различ-
ным участкам зоны термического влия-
ния:
/ — Tmax=1380° С, без водорода; 2, 3 и 4 —
7^^=1000, ,2°0 и 1380° С соответственно,
с водородом; 5 и 6 — Тюах=1380е С, последу-
ющий нагрев под нагрузкой 350 и 450 МПа
соответственно, с водородом
шейная травимость границ аустенитных зерен при использовании
реактивов на основе пикриновой кислоты, что может свидетель-
ствовать о сегрегации на них фосфора. Качественные данные, по-
лученные с помощью микроанализатора «Камебакс», показывают
большую неравномерность распределения фосфора внутри зерна
и повышение его уровня примерно в 2 раза на поверхности меж-
кристаллического излома трещины, чем при однократном нагреве.
Особенность отпускной хрупкости в данном случае состоит в том,
что она проявляется при статическом нагружении (обычно она
выявляется при динамических испытаниях). По-видимому, этому
способствует обязательное насыщение водородом, который служит
дополнительным охрупчивающим фактором.
7*
ГЛАВА IV
ВЛИЯНИЕ ВОДОРОДА В МЕТАЛЛЕ
СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
НА ОБРАЗОВАНИЕ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН
Влияние водорода на процесс образования холодных трещин
установлено в первых исследованиях, посвященных данному виду
трещин. Многие исследователи классифицируют холодные трещи-
ны как проявление водородной хрупкости стали. Влиянию водоро-
да на склонность стали к образованию холодных трещин посвяще-
но исключительно большое количество работ, в которых установле-
но много качественных и количественных закономерностей [53,
72, 111, 146 и др.]. Несмотря на это, до настоящего времени оста-
ются дискуссионными следующие основные вопросы: в какой мере
явление водородной хрупкости обусловливает склонность стали к
холодным трещинам наряду со структурным фактором; какой вид
водородной хрупкости и соответствующий ему механизм разруше-
ния проявляется при образовании трещин. Ответы на эти вопро-
сы будут способствовать более правильному выбору металлурги-
ческих и технологических средств для борьбы с холодными тре-
щинами.
Насыщение сварных соединений водородом
При сварке водород в металл сварного соединения попадает из атмосферы
дуги в результате его растворения в жидком металле и путем термодиффузии
из менее нагретых зон основного металла. Максимальная растворимость водо-
рода в жидком железе наблюдается при температуре 2450° С и составляет при
нормальном давлении 40,5 см3/100 г. При температурах, близких к ТПл> раство-
римость находится в пределах 28—26,6 см3/100 г. Предпологается, что к моменту
кристаллизации сварочной ванны равновесие между газовой и жидкой фазами
не успевает установиться. Вследствие быстрого изменения температуры в зоне
сварки возможно некоторое пересыщение жидкого металла водородом [53].
Количество поглощенного металлом сварочной ванны водорода находится
в зависимости от его парциального давления в атмосфере дуги и в соответствии
с законом Сивертса:
[Н]— £н
где [Н] —концентрация растворенного атомарного водорода; —коэффициент
растворимости, зависящей от температуры и состава стали; рн 2 н — общее пар-
циальное давление атомарного и молекулярного водорода; х— степень диссоциа-
ции молекул при заданной температуре (рис. 120).
Парциальное давление водорода определяется его процентным содержанием
в сварочной атмосфере, которое для применяемых сварочных материалов изме-
няется в очень широких пределах.
Присутствие в атмосфере дуги кислорода, фтора, хлора способствует обра-
зованию соединений водорода, не растворимых в жидком железе (ОН, HF,
188
НС1 и др.). Благоприятное действие оказывает составляющая флюсов CaF2.
В результате реакции с SiO2 с образованием SiF4 и реакции последнего с водо-
родом образуется HF. Причем эта реакция развивается интенсивно с увеличе-
нием кислотности флюса. В основных шлаках SiO2 находится в связанном со-
стоянии, поэтому при их применении HF образуется в меньшем количестве [53].
Введение в основные покрытия низколегированных электродов 20—30% двуокиси
титана способствует, подобно SiO2, образованию HF в атмосфере дуги.
Точное определение парциального давления водорода в атмосфере дуги за-
труднительно. В [166] применительно к электродам предлагается приближенная
оценка
/?н = 100 р/( 18 сс + 100 cw),
где cw и сс — содержание влаги и CaCo3+MgO3 в покрытии соответственно, %;
р — общее давление в дуге.
Расчетные данные с использованием указанной методики определения рн
и сравнение их с экспериментальными данными приведены на рис. 121. Отклоне-
ние экспериментальных данных от расчетных в отдельных случаях весьма значи-
тельно. Это можно объяснить тем, что помимо влаги в покрытии источником
водорода могут быть влага из окружающей воздушной атмосферы, влага, входя-
щая в ржавчину на поверхности проволоки и кромках заготовок, а также кон-
денсированная влага на поверхности свариваемого металла. При сварке покры-
тыми электродами или в атмосфере защитных газов возможен подсос влажного
воздуха в зону дуги, а также попадание в нее водорода из воздуха в резуль-
тате диссоциации влаги в периферийных частях столба дуги (~2000 К) и пере-
мещения его в центральные части дуги путем термодиффузии [146].
Это подтверждается экспериментальной зависимостью концентрации водо-
рода в наплавленном металле от абсолютной влажности воздуха и времени года
[19, 146]. В течение года абсолютная влажность воздуха может меняться в ши-
роких пределах: от 2—4 (зимой) до 20—22 г/м3 (летом). В наплавленном метал-
ле электродов УОНИИ 13/45, прокаленных при температуре 480—500° С, кон-
центрация водорода может изменяться от 0,5 до 5 см3/100 г. Влияние влажно-
Рис. 120. Зависимость концентрации
водорода Яд в наплавленном метал-
ле от его содержания в атмосфере
дуги (Н2) (данные М. Маллетта):
/ — теоретическая по закону Сивертса при
1600° С; 2 — экспериментальная; немедлен-
ное охлаждение; 3 — экспериментальная,
охлаждение через 10 мин
Рис. 121. Зависимость концентрации во-
дорода Нд в наплавленном металле ос-
новных электродов от содержания влаги
в покрытии (Wt %) [166]. Кривые —
расчетные данные для 2300° С; точки —
экспериментальные данные лабораторий
разных стран
1891
сти воздуха проявляется в различной степени в зависимости от способа сварки.
Лучшая защита обеспечивается при аргонодуговой и автоматической сварке под
•флюсом, худшая —при аварке в СО2 и ручной дуговой покрытым электродом [19].
Существенное значение имеют также кинетические факторы, зависящие от
рода и полярности тока и характера переноса металла в дуге. При автомати-
ческой сварке под флюсом концентрация водорода в металле шва уменьшается
при снижении сварочного тока, при переходе от переменного тока к постоянно-
му, а при постоянном токе — от прямой полярности к обратной [53]. Напряже-
пие дуги при сварке под основным флюсом на постоянном токе не оказывает
влияние на содержание водорода в наплавке, однако при сварке под кислым
флюсом повышение напряжения дуги (соответственно увеличение ее длины)
ведет к уменьшению его содержания. Последнее объясняется увеличением объ-
ема расплавленного флюса и повышением содержания кислорода в атмосфере
дуги и металле шва. При ручной сварке электродами с основным покрытием
увеличение напряжения дуги (и ее длины) также снижает содержание водорода
в наплавке. Это, видимо, связано с увеличением кислорода в атмосфере дуги,
которое обусловлено захватом дугой большего объема окружающего воздуха.
Как подтверждение в [53] приведены данные об одновременном увеличении
кислорода и азота воздуха в наплавке.
По другим сведениям (Г. Л. Петров), увеличение напряжения дуги при
•сварке подобными электродами приводит, наоборот, к некоторому увеличению
водорода в наплавке. По-видимому, захват воздуха дугой при ручной сварке
может оказывать двойственное влияние в зависимости от его влажности. При
повышенной влажности воздуха попавшая в дугу влага играет большую роль
в насыщении металла водородом, чем кислород. Повышение содержания кисло-
рода в атмосфере дуги путем введения в состав флюсов и покрытий электродов
прокатной окалины низкоуглеродистых сталей и применения смесей защитных га-
зов с кислородом заметно снижает содержание водорода в наплавленном метал-
ле [129]. Разработанные авторами этой работы низкокремнистые окислительные
флюсы (АН 17 и др.), с суммарным содержанием окислов железа до 9% при
сварке низколегированными проволоками дают в наплавленном металле в 2—3
раза меньше содержание водорода по сравнению с флюсами аналогичного соста-
ва без окалины. Применение смеси СО2+О2 (20%) приводит к снижению водо-
рода в наплавленном металле на 20%.
Имеются данные [63] о том, что насыщение водородом происхо-
дит преимущественно при прохождении капель электродного ме-
талла через дугу. Поэтому его концентрация в наплавленном ме-
талле зависит от размера капель: с уменьшением капель степень
насыщения возрастает, а с переходом к струйному переносу —
уменьшается. Различные виды электромагнитного перемешивания
сварочной ванны существенно повышают содержание водорода в
наплавленнОхМ металле [21]. По-видимому, этот эффект можно объ-
яснить увеличением поверхности капель электродного металла
вследствие их деформирования и увеличением времени их пребы-
вания в атмосфере дуги в результате движения по удлиненной
спиралеобразной траектории в дуговом промежутке.
Процесс выделения водорода из жидкого металла по мере сни-
жения его температуры начинается в хвостовой части сварочной
ванны. Наиболее интенсивное развитие этот процесс получает при
кристаллизации шва. Образующаяся твердая фаза, в которой рас-
творимость водорода в несколько раз меньше, чем в жидкой фазе
(для железа при 1539е С и давлении 10 МПа соответственно 7,9 и
23,2 см3/100 г), выделяет водород в расплав. Избыточный водород
в расплаве конденсируется в мельчайшие пузырьки, которые всплы-
вают на поверхность сварочной ванны и выделяются в атмосферу.
190
Процессы, затрудняющие выделение водорода из твердой фазы в
жидкую и образование зародышей газовых пузырей будут способ-
ствовать увеличению конечного содержания водорода в шве.
После кристаллизации шва идет процесс выделения избыточ-
ного водорода из пересыщенного твердого раствора вследствие сни-
жения его растворимости в металле при понижении температуры
и структурных превращениях (в железе при у->а-превращении
растворимость уменьшается скачкообразно при температуре
910°С от 4,35 см3/100 г в у-фазе до 2,96 см3/100 г в a-фазе). Про-
текание этого процесса подтверждается наблюдаемым выделением
газа из сварного соединения и появлением газовых пузырьков на
его поверхности, покрытой глицерином, в течение 1 суток и более
после сварки. Выделение водорода на внешней поверхности стиму-
лируется высоким градиентом концентраций на границе твердой к
газообразной фаз. Интенсивность выделения зависит от скорости
процессов диффузии водорода к поверхности, десороции атомарно-
го водорода на поверхности, его молизации и общего содержания
водорода в металле. Процесс выделения идет необратимо, посколь-
ку парциальное давление водорода в воздухе незначительно.
Поглощение водорода металлом (или окклюзия) определяется размещением
его атомов в междоузлиях решетки (решеточная растворимость), связью с де-
фектами решетки, накоплением в микро- и макропустотах и адсорбцией на
внутренних и внешних поверхностях. При высоких температурах определяющей
является решеточная растворимость, при низких — дефектность структуры ме-
талла. Атомы водорода, растворенные в решетке железа, находятся в некотором
промежуточном состоянии, отличающемся от состояния атомарного водорода
в газовой фазе обобщением его валентных электронов со свободными электро-
нами металла. Не исключена возможность частичной ионизации атомов водоро-
да [98]. В пустотах возможно существование водорода в молекулярном со-
стоянии.
Различают следующие виды внутренних пустот: ловушки субмикроскопиче-
ских размеров (скопления вакансий и дислокаций, плоскости сдвига, границы
зерен и блоков и др.), поры или коллекторы микроскопических размеров (газо-
вые поры, полости около неметаллических включений и карбидов и т. п.).
При переходе в ловушки водород остается в атомарном состоянии. Процесс
обратим, т. е. возможен обратный переход водорода в кристаллическую решет-
ку. Переход водорода в коллекторы сопровождается его молизацией и в значи-
тельной степени является необратимым процессом. Переход водорода в пустоты
имеет тот же механизм, что и при выходе его на поверхность. Однако интен-
сивность накопления в них водорода уменьшается с увеличением парциального
давления атомарной его фракции. В ловушках парциальное давление нарастает
непрерывно до значения, при котором начинается обратное растворение атомар-
ного водорода в решетке.
В коллекторах оно незначительно и возрастает только при высоких давлени-
ях молекулярного водорода или повышенной температуре, когда условия равно-
весия соответствуют диссоциации молекулярного водорода. В результате захвата
водорода пустотами его абсорбция в металле во много раз больше, чем решеточ-
ная растворимость в железе при комнатной температуре (~0,01 см3/100 г).
Сталь после выплавки содержит количество водорода: кислая мартеновская 3—4,
основная мартеновская и электродуговая — 5—9, вакуумированная 2 см3/100 г.
После вылеживания в течение нескольких месяцев и прекращения выделения
водорода в атмосферу остаточный водород в стали составляет 0,5—1,0 см3/100 г
Сведения о Микроскопическом распределении водорода весьма ограничены
и иногда противоречивы. В [157] с помощью электронно-микроскопической авто-
радиографии показано, что водород в железе и других металлах сравнительно
191
Рис. 122. Зависимость коэффициента
диффузии водорода Da в металле шва
от температуры [199]:
------коэффициент решеточной диффузии;
------эффективный коэффициент диффузии;
• - 06Г; - 06ХЗМТ; А - 08ХЗМТ;
+ — 07Х2НТ
равномерно распределен в объеме
зерен. В стали Х17Н5МЗ водород
локализуется на межфазных по-
верхностях раздела аустенит —
мартенсит, границы обогащаются
водородом лишь в местах, где
имеются выделения карбидной или
интерметаллидной фаз. Последнее
связано с возможностью того, что
вакантные места на границах за-
няты примесями с большей энерги-
ей взаимодействия с границей, чем
у водорода, или с различием
строения межфазных поверхностей
и границ зерен.
Известные экспериментальные
данные о выделении пузырьков во-
дорода на границах зерен при на-
блюдении микрошлифов, покрытых
иммерсионной жидкостью, не всег-
да характеризуют равновесное рас-
пределение водорода. Границы мо-
гут быть путями ускоренной диф-
фузии или местами с благоприят-
ными условиями для зарождения
пузырьков водорода. При наводо-
роживании в газообразном водо-
роде или электролитическим спосо-
бом водород обогащает границы
зерен из-за их повышенной диф-
фузионной проницаемости. Есть
предположение, что водород взаи-
модействует с границами зерен в
железе при сегрегации на них при-
месей сурьмы и олова. Термообра-
ботка, снижающая сегрегацию при-
месей на границах зерен, уменьша-
ет склонность к межкристалличе-
ской хрупкости при том же содер-
жании водорода. Важную роль в
распределении водорода могут иг-
рать напряжения. Водород, отсут-
ствующий на границах в равновесном состоянии, попадает на них в процессе
деформации.
Вследствие малости размеров атомов водорода их диффузионная подвиж-
ность в железе выше, чем других элементов внедрения (углерода и азота). При
этом в менее плотно упакованной а-решетке она больше, чем в у-решетке (энер-
гия активации соответственно 13 400 и 41 500 Дж/моль). В реальных поликри-
сталлических металлах диффузия водорода определяется не только его переме-
щением в решетке (решеточная диффузия), но и перемещением по границам зе-
рен и блоков, дефектам решетки (дислокациям и вакансиям) и задержкой при
встрече с внутренними пустотами в металле. Распространено мнение, что на
величину коэффициента диффузии перемещение водорода по границам не оказы-
вает существенного влияния, так как водород, обладая малыми атомными раз-
мерами, перемещается в объеме зерна так же легко, как и по границам. Эффек-
тивный коэффициент диффузии водорода при комнатной температуре, рассчитан-
ный по кинетическим кривым выделения, на один-два порядка меньше, чем ко-
эффициент решеточной диффузии, полученный экстраполяцией от высоких темпе-
ратур (D н соответственно 2-10-64-2-10-7 и 2Л0“5 см2/с, а энергии активации
25 0004-31 130 и 13 400 Дж/моль) (рис. 122). Это объясняется существенным
влиянием пустот в металле на диффузию водорода [199].
192
При низких температурах скорость диффузии водорода в железе контроли-
руется скоростью выхода его атомов из ловушек [97]. Выход водорода из кол-
лекторов в этих условиях и при сравнительно малом общем насыщении водоро-
дом практически исключен. В интервале тёмператур 60—350° С на подвижность
водорода оказывает влияние процесс освобождения водорода из коллекторов
[199]. При температурах выще 60° С существующее равновесие между атомар-
ным решеточным йодородом и молекулярным в пустотах начинает смещаться
в сторону атомарного. При этом коллекторы в указанном отношении имеют
различные свойства. Из полостей около сульфидов марганца происходит медлен-
ное, но непрерывное выделение водорода. Частицы легированных карбидов
действуют долговременно: при низкой температуре водород остается около них
неограниченное время [198].
При температурах свыше 350° С выделение водорода происходит по зако-
номерностям решеточной диффузии. Интенсивность выделения водорода из
коллекторов замедляется, если их поверхность загрязнена включениями или
окисными пленками. Аналогичное действие оказывают указанные загрязнения на
выделение водорода через внешнюю поверхность металла. На это также оказы-
вает влияние механическая и химическая обработка поверхности. После грубой
механической обработки проницаемость мембран из стали примерно на порядок
больше, чем после их полирования. В то же время химическое полирование и
травление азотной кислотой повышают проницаемость [24].
На диффузионную подвижность водорода в решетке железа оказывают
влияние примеси, легирующие элементы и тип структуры стали. Углерод и крем-
ний весьма существенно замедляют диффузию водорода, за ними по своему
действию следуют хром и никель [24]. По мере уменьшения скорости диффузии
в углеродистой стали структуры располагаются в следующем порядке: пластин-
чатый перлит, сорбит, зернистый перлит, троостит и мартенсит.
Способы определения содержания водорода
в наплавленном металле
Для удобства рассмотрения влияния водорода на образование
холодных трещин целесообразно различать следующие формы его
в зависимости от состояния и положения в металле: атомарный
(или ионизированный) решеточный равновесный, растворимый в
кристаллической решетке до предела растворимости; атомарный
решеточный неравновесный, растворимый сверх предела раствори-
мости; атомарный в субмикроскопических ловушках; молекуляр-
ный в микро- и макроколлекторах. При повышении температуры
указанные формы переходят друг в друга в обратной последова-
тельности: из низких форм в более высокие (атомарный неравно-
весный в равновесный и т. д.).
В зависимости от подвижности водорода в металле целесооб-
разно, хотя бы условно, различать следующие его составляющие:
диффузионно-подвижный водород в металле, способный к диффу-
зии при появлении градиентов температур, концентраций и напря-
жений в результате внешних воздействий на металл (Нд.м); водо-
род, связанный с дефектами структуры и не способный к диффузии
в металле при заданных внешних воздействиях на него (Нс).
Нд.м включает все формы атомарного решеточного водорода.
Поскольку всегда существует градиент концентраций водорода на
поверхности металла, то имеет место непрерывный выход водорода
в атмосферу. Через определенный весьма продолжительный проме-
жуток времени практически весь Нд.м должен десорбироваться из
193
Рис. 123. Карандашная проба для
определения диффузионного водоро-
да в наплавленном металле [53, 134]:
а — метод оценки по объему собранного
газа; б — метод оценки по объему вытес-
ненной жидкости; 1 — образец; 2 — эвдио-
метр; 3 — пробка; 4 — запирающая жид-
кость; 5 — шкала; 6 — краны
металла. Свободно выделившийся за заданный промежуток време-
ни диффузионный водород (Нд) приближенно принимают за ис-
ходное содержание Нд.м. В сумме Нд.м, не успевший выделиться из
металла, и Нс составляют остаточный водород Но. Суммарное ис-
ходное количество водорода в металле, включая все его формы и
составляющие, принято называть полным НП=НД+НО.
В сварочной практике для оценки степени насыщения сварного
соединения водородом применяют ряд способов определения отно-
сительного и абсолютного содержания Нд в наплавленном метал-
ле. Большое распространение получила «карандашная» спиртовая
проба [53]. В медную охлаждаемую водой изложницу электродом
наплавляют образец («карандаш») овального сечения размерами
~8Х 12x70 мм. После наплавки образец 1 очищают от шлака,
охлаждают в воде и помещают в специальную пробирку (эвдио-
метр) 2 со спиртом 4 (рис. 123, а). Широкая часть пробирки име-
ет диаметр 15 мм и длину 100 мм, узкая — соответственно 8 и
120 мм. Объем пробирки тарирован, и на ее внешних стенках на-
несены деления 5 в единицах объема.
Пробирку с образцом плотно закрывают резиновой пробкой 3
с осевым и поперечным отверстиями. Затем ее резко переворачи-
вают и устанавливают в емкость, наполненную спиртом. Выделяю-
щийся Нд собирается в узкой части пробирки, вытесняя из нее
спирт в емкость. В таком положении пробирки выдерживают в те-
чение 1—3 суток. Наиболее интенсивно водород выделяется в
первые 10 ч, а через 3 суток его выделение практически прекраща-
ется. Объем Нд относят к массе образца и выражают в см3/100 г.
Испытывают не менее трех образцов и полученные результаты
усредняют. Важно строгое соблюдение постоянным режима сварки
образцов, так как его изменение приводит к существенному изме-
нению Нд. Даже в указанных условиях разброс результатов изме-
рений доходит до 25% среднего значения. Результаты вне поля
этого разброса считают недействительными, а эксперимент по за-
меру водорода повторяют.
194
Выделившаяся в эвдиометре газовая смесь состоит из водоро-
да (примерно 85%), окиси углерода и других газов, в том числе
и паров спирта. Количество последних зависит от парциального
давления насыщенных паров спирта при данной температуре. При
комнатной температуре объем Нд за счет паров спирта необходи-
мо уменьшить примерно на 6%.
Применительно к автоматической сварке под флюсом наплавку
выполняют на пластину с отверстием диаметром 8 мм [53]. Под
пластину против отверстия устанавливают разъемную медную из-
ложницу, в которую выливается расплавленный металл шва и
формуется образец диаметром 10 мм. Все остальные процедуры
аналогичны описанным выше применительно к наплавке электро-
дом.
В ФРГ (по DIN 8572) и Японии (по JIS Z 3113) применяют
подобные методы, в которых в качестве жидкой среды используют
глицерин. Образец изготовляют наплавкой валика длиной 115 мм
на пластину из низкоуглеродистой стали размером 12x25x130 мм.
Для снижения вязкости глицерина и облегчения движения через
него пузырьков водорода его подогревают до температуры 45° С.
Емкость с глицерином и эвдиометры помещаются в термостат с
такой температурой.
Применяемые в качестве жидких сред спирт и глицерин могут
растворять некоторое количество водорода (их равновесная раст-
воримость при 20° С составляет соответственно 6,67 и
0,51 см3/100 г). Количество растворяющегося в спирте водорода
возрастает с уменьшением величины выделяющихся пузырьков.
При равных условиях глицериновая проба показывает примерно
на 20% большее количество водорода, чем спиртовая. Поэтому
приведенные методы дают только относительную оценку Нд и мо-
гут быть применены для сравнения различных технологических
вариантов сварки. Для этой цели можно рекомендовать эвдио-
метр, позволяющий судить о количестве выделившегося газа по
объему вытесненной жидкости (рис. 123, б) (134]. Это позволяет
учитывать пузырьки газа, остающиеся на поверхности образца, и
применять глицерин, сравнительно мало растворяющий водород,
без его подогрева. Желательно иметь один прибор с эталонным
образцом для определения холостой поправки, учитывающей из-
менение внешней температуры и атмосферного давления в момент
снятия показаний.
Для определения Нд без потерь в жидкости разработаны мето-
ды, предусматривающие его выделение в вакуум (МИС и ЛПИ).
По методу МИС [225], положенного в основу международного
стандарта ИСО 3690, в качестве измерительного прибора применя-
ют U-образную стеклянную колбу 1, наполовину заполненную
ртутью 2 (рис. 124). Ртуть применена в качестве запирающей
жидкости, поскольку она практически не растворяет водород. Ле-
вое плечо колбы запаяно и выполнено в виде тонкой измерительной
трубки, правое — с помощью специальной насадки 3, снабженной
кранами, может быть соединено с форвакуумным насосом или с ат-
195
Атмосфера
Рис. 124. Вакуумный метод МИС определения диффузионного водорода в свар-
ном образце [225]:
а — исходное состояние; б — начало испытаний; в — окончание испытаний; 1 — стеклянная
колба; 2 — ртуть; 3 — насадка с кранами; 4 — образец; 5 — магнит
мосферным воздухом. В исходном состоянии левое плечо полностью
заполнено ртутью. Исследуемый образец 4 вводят в правое плечо
колбы и помещают на поверхность ртути. Затем его закрывают
насадкой, продувают азотом с целью просушки образца и подклю-
чают к вакуумному насосу.
В результате возникновения вакуума ртуть в левом плече опус-
кается и в нем образуется вакуумное пространство с давлением
~ 1,33-10-1 Па, равным парциальному давлению паров ртути при
20° С. Образец из правого плеча колбы с помощью магнита 5 пере-
водится в левое плечо и остается в нем на поверхности ртути в те-
чение 72 ч. После окончания испытания образец тем же способом
переводится в правое плечо, и оно соединяется с атмосферой. В ле-
вом плече ртуть подымается, при этом в его верхней части остается
столб Н выделившегося из образца Нд.
Для точного определения объема Нд вводят поправку, учитыва-
ющую его сжатие, пропорциональное разности уровней ртути в пле-
чах колбы. Образец для испытаний изготовляют наплавкой валика
на составную пластину из низкоуглеродистой стали общим разме-
ром 10x25x118 мм. В центре пластины имеются четыре элемента
шириной 7,5 мм. При сварке пластину помещают в жесткое медное
охлаждающее приспособление. После сварки образец закаливают
в воде, охлаждают в смеси сухого льда со спиртом и разламывают
на части ударом молотка. Центральные элементы наплавленной
пластины помещают в прибор для испытаний. Одновременно иссле-
дование выполняют в комплекте из восьми измерительных колб.
Метод МИС по сравнению с глицериновой и спиртовой пробами
показывает в среднем соответственно в 1,5 и 2 раза большее коли-
чество водорода для аналогичных технологических вариантов свар-
ки [14]. Отмечается также меньший разброс и хорошая воспроизво-
димость результатов. Недостатком метода МИС является примене-
ние ртути (^4кгв каждой колбе), что не всегда безопасно в ра-
боте.
196
По методу ДЛИ (11],
положенного в\основу
ГОСТ 23338—78,\ в ка-
честве измерительного
прибора применяют
стеклянную вакуумную
систему, в которой за-
пирающей жидкостьго
служит ди бутил фтолат\
(растворимость водо-'
рода 0,04 см3/100 г)
(рис. 125). Образец 8
помещают в колбу 5
при открытых кранах 1,
2 и 3 и закрытом кране
4. В системе создается
вакуум при открытых
Рис. 125. Вакуумный метод ЛПИ определения
диффузионного водорода в сварном образце
[Н]:
1—4 — краны; 5 — колба; 6 — вакуумметрическая лам-
па; 7 — манометр; 8 — образец
кранах /, 2 и 4 и за-
крытом кране 3. При достижении вакуума 2,66 Па одновременно
закрываются краны 1 и 2, затем кран 4 и выключается вакуумный
насос. В вакууме образец выдерживается в течение 5 суток. Яд
фиксируется манометром 7 по разности уровней жидкости в левом
и правом его плечах. Общее количество Нд, приведенное к 0°С и
9,8-10-2 МПа, рассчитывают с учетом температуры окружающего
воздуха и холостой поправки на потерю вакуума в результате уте-
чек.
Образец изготовляют наплавкой валика на пластину из низко-
углеродистой стали размером 8X25X100 мм с дополнительными
выводными планками. При сварке образец помещают в жесткое
медное охлаждающее устройство. Сразу после сварки его закали-
вают в воде, освобождают от вводных планок, зачищают и про-
мывают в ваннах со спиртом, ацетоном и этиловым эфиром в те-
чение 10 с в каждой. Промытый образец просушивают над элек-
трической плиткой в течение 30 с. Результаты по методу ЛПИ
сопоставимы с результатами по методу МИС. Преимущества метода
ЛПИ состоят в применении вместо ртути безопасной запирающей
жидкости дибутилфтолата. Недостаток метода — частый выход из
строя элементов стеклянной вакуумной системы.
В ИЭС им. Е. О. Патона разработан метод с использованием
хроматографа марки ЛХМ-8МД — прибора, применяемого в ме-
таллургии для анализа состава газовой смеси (И4]. Установка
(рис. 126) состоит из реакционной металлической камеры 2, кото-
рая металлическими трубками через вентиль забора газа 3 соеди-
нена с хроматографом 4, калиброванным по водороду. Регистра-
ция сигналов осуществляется самописцем 5. Для работы исполь-
зован газ-носитель аргон 6 или азот. После сварки образца и
подготовки по технологии, принятой в методе МИС, его помещают
в камеру. Последнюю устанавливают в печь 7 с температурой
197
Рис. 126. Хроматографический метод
ИЭС определения диффузионного
водорода в свар/ом образце [114]:
1 — образец; 2 — реакционная камера; 3 —•
вентиль забора /газа; 4 — хроматограф;
5 — самописец; 6 — аргон; 7 — печь
150° С, при которой существенно ускоряется выход Нд, но еще не
наблюдается перехода остаточного водорода в Нд. В результате
подогрева образца время испытания сокращается с 5 суток до 2 ч.
По мере выделения из образца водорода через камеру с помо-
щью вентиля периодически пропускается газ-носитель, смесь кото-
рого с водородом анализируется хроматографом. Самописец после-
довательно записывает приращение объема выделяющегося Нд.
Результаты по хроматографическому методу сопоставимы с ре-
зультатами по методу МИС. Преимущества хроматографического
метода заключаются в следующем: в установке отсутствует ртуть,
нет легко бьющихся стеклянных деталей, длительность анализа
всего 1,5—2 ч, требования к удалению с поверхности жидкостей
менее жестки, чем при других методах, так как в хроматографе в
анализируемой смеси определяется только содержание водорода.
Сопоставление результатов, полученных по различным методам,
приведено в табл. 19.
Попытки установления корреляции между данными, полученны-
ми по различным методам, не всегда дают удовлетворительные ре-
зультаты, видимо, из-за неподдающихся учету изменений условий
выделения водорода в жидких средах. Такие попытки продолжа-
ются.
Так, в [22(У] приведено соотношение, см3/100 г,
//jis=0,78Hnw—1,4,
Таблица 19
Электрод Содержание Н, в наплавленном металле, см3/ 100 г, при методах Источник
Спиртовая проба Глицерино- вая проба лпи МИС Хромато- графичес- кий
«Руен», прокалка 300° С 2,26 2,33 — 4 — [14]
УОНИИ 13/45 — 1 — 2,4 2,1 [П4]
АНО-11 — 2,4 R 4,8 4,5 [П4]
Св-08ГН2МТ 0,5 — 2 — —— —
198
где Hjis — водород, определенный с помощью глицериновой пробы
по стандарту JISiZ 3113; Hnw — водород, определенный вакуумным
методом МИС. \
Распределение водорода в сварном соединении
Для анализа влияния водорода на образование холодных тре-
щин в околошовной зоне чрезвычайно важно знать его перераспре-
деление в сварном соединении при сварке и послесварочный период.
Делаются попытки полупить соответствующие данные эксперимен-
тальным и расчетным путем. Один из наиболее часто применяемых
качественных экспериментальных методов заключается в наблюде-
нии за интенсивностью появления пузырьков водорода на полиро-
ванном шлифе сварного образца, покрытом иммерсионной жидко-
стью, например глицерином. Шлиф приготовляют сразу после свар-
ки образца в охлажденном до температуры —60° С состоянии.
В [111] при наблюдении поперечного шлифа однослойного сварного
соединения установлено, что сразу после сварки в о. ш. з. начинает
поступать водород. В случае ферритно-перлитного шва в течение
первых 20—60 мин после охлаждения в этой зоне повышается кон-
центрация водорода. При этом уже начальная его концентрация
весьма значительна и, видимо, является результатом диффузии
водорода из шва при повышенных температурах. Затем следует
рассасывание концентрации водорода за счет выделения в атмосфе-
ру и диффузии в основной металл до равномерного распределения
по соединению.
В низкоуглеродистом основном металле этот процесс завершает-
ся примерно за 2—3 ч. В углеродистой стали (сталь 45) с закален-
ной о. ш. з. в связи с замедлением в ней диффузии процессы накоп-
ления и рассасывания водорода протекают в несколько раз медлен-
нее, чем в низкоуглеродистой стали. В стали 15ХН4МДА процесс
распределения водорода продолжается 22—24 ч и более [53]. В слу-
чае аустенитного шва начальная концентрация водорода в о. ш. з.
остается такой же, как и при применении низкоуглеродистого шва.
После охлаждения сразу начинается процесс рассасывания водоро-
да в основной металл с большей скоростью для низкоуглеродистой
стали и меньшей — для углеродистой стали 45. В стали 15ХН4МДА
перераспределение водорода завершается в течение 10—13 ч. При
этом концентрация водорода в шве остается неизменной.
Другие результаты получены в [72] применительно к сварке ста-
ли ЗОХГС аустенитной проволокой под флюсом. Тем же методом
показано, что в зоне сплавления имеет место более высокая концен-
трация водорода (в виде пикового распределения), чем при сварке
ферритным швом. Автор работы [146] объясняет полученные данные
тем, что водород, попавший в зону за счет термодиффузии из основ-
ного металла и из жидкой сварочной ванны, не смог уйти из зоны
сплавления ввиду того, что аустенитный шов является запорным
слоем. Видимо, с другой стороны такой же запорный слой пред-
ставляет собой закаленная о. .ш.з., особенно в легированных сталях.
199
I
Сделаны попытки получить количественное распределение пол-
ного водорода Нп в поверхностном слое шлифов сварных образцов
с помощью локального вакуум-плавления электронным лучом или
лучом лазера с последующим масс-спектральнымканализом продук-
тов испарения [18, 160]. Результаты имеют болыпое поле рассеива-
ния. Указанные методы обладают низкой разрешающей способно-
стью, так как диаметр и глубина кратера составляют десятки и
более микрометров [157]. Кроме того, механическая подготовка по-
верхности образца в связи с созданием градиентов температур и
напряжений может привести к перераспределению водорода. Таким
образом, достоверные данные по распределению водорода в сварных
соединениях, полученные экспериментальными способами, практи-
чески отсутствуют.
В последнее время некоторые авторы рассчитывают распределе-
ние водорода в сварных соединениях, в том числе многослойных, с
помощью ЭВМ [49, 221]. При этом основные трудности связаны не
столько с математической стороной, сколько с физическими предпо-
сылками и проверкой достоверности полученных решений. Необхо-
димо, во-первых, иметь температурные .зависимости эффективных
коэффициентов диффузии для основного и наплавленного металлов,
полученных в условиях СТЦ, во-вторых, располагать данными о
действительном содержании Нд в наплавленном металле, в-третьих,
знать закономерности перехода Но в Ндм и обратно при нагреве и
охлаждении. Важно правильно выбрать начальные и граничные ус-
ловия.
Автором совместно с Н. И. Егоровым разработан алгоритм, по-
зволяющий с помощью ЭВМ рассчитать распределение Ндм при
однослойной и многослойной сварке в щелевую и Х-образную раз-
делки. Тепловое поле рассчитывают по схеме точечного подвижно-
го источника теплоты внутри бесконечного тела с учетом отражения
теплоты от поверхностей листа. Результаты расчета скорректиро-
ваны с экспериментальными данными по [109] с помощью поправоч-
ного коэффициента к энергии источника, который изменяется в за-
висимости от положения сварного слоя в соединении. Распределе-
ние Ндм рассчитывают путем численного решения методом
конечных разностей дифференциального уравнения 2-го закона
Фика, описывающего неизотермическую диффузию водорода в двух-
мерной системе координат.
Эффективный коэффициент диффузии водорода £>н и закономер-
ности перехода Но в Ндм и обратно для металла шва и основного
металла в условиях СТЦ определяют экспериментально [107]. В ка-
честве начальных условий принято, что исходная концентрация Нд
в шве Сш.о и Но в основном металле См.о распределены равномерно.
За граничные условия приняты: на свободных поверхностях концен-
трация водорода С=0, по оси OZ (рис. 127) и линии, соответствую-
щей участку основного металла, нагреваемого до 7’max^400° С,
dcfdy=Q.
Совместно с Н. И. Егоровым, В. В. Покидышивым, А. В. Козло-
вым и Л. В- Грищенко рассчитано распределение водорода в много-
200.
Рис. 127. Распределение диффузионного водорода Нд.м по характерным сечени-
ям многослойного соединения стали 14Х2НЗМА. толщиной 40 мм с щелевой раз-
делкой, выполненного проволокой Св-08ГСМТ при То и Тс = Ю0°С (Тс в тече-
ние 2 ч после сварки)
после сварки;-----и.......—• через 2 и 24 ч после сварки
слойном соединении со щелевой двусторонней разделкой стали
14Х2НЗМА толщиной 40 мм проволокой Св-08ГСМТ при qjv =
=70 кДж/см. При этом Сш.о и См.о составляли соответственно 5 и
2 см3/100 г, а температуры предварительного То и сопутствующего
Гс подогревов в течение 2 ч после сварки — 20, 100 и 200° С.
Полученные результаты (рис. 127—129) позволяют проследить
изменение Нд.м во времени в различных точках шва и о. ш. з. в за-
висимости от толщины листа и То и Тс. Наибольший интерес пред-
ставляют вертикальные сечения по центру шва (/—/), зоне сплав-
ления (2—2) и о. ш. з. (3—3), непосредственно примыкающей к
линии сплавления, а также горизонтальные сечения, отстоящие от
поверхности на '/г, ’А и */в толщины листа (4—4, 5—5 и 6—6). Пос-
ле окончания сварки распределение Нд.м по толщине неравномерно.
В шве и зоне сплавления наибольшая концентрация Нд.м наблюда-
ется в поверхностных слоях, в о. ш. з. — в точках, отстоящих на
расстояние более ’/4 толщины от поверхности. В процессе дальней-
шего перераспределения Нд.м его концентрация в шве непрерывно
уменьшается, особенно интенсивно в поверхностных слоях. В зоне
сплавления изменение концентрации Нд.м имеет подобный харак-
тер, но протекает с меньшей интенсивностью. В центре соединения
концентрация Нд.м практически не изменяется в течение суток.
В о. ш. з. в точках, отстоящих от поверхности на расстояние более
201
Рис. 128. Изменение концентрации водорода Нд.м во времени в зоне сплавления
(а) и о. ш. з. (б) многослойного соединения стали 14Х2НЗМА, выполненного
проволокой Св-08ГСМТ при То и Тс = 100оС (Тс в течение 2 ч после сварки),
в зависимости от положения сечения (см. рис. 127) и толщины стали 6
Рис. 129. Изменение концентрации водорода
Нд.м в зоне сплавления (2—2) многослойного
соединения стали 14Х2НЗМА толщиной 40 мм
в зависимости от То и Тс (Тс в течение 2 ч
после сварки):
О — сечение 6—6; ф —сечение 4—4 (см. рис. 127);
после сварки,--------------и .... через 2 и 24 ч
после сварки
’А толщины, коцентрация Нд.м непрерывно повышается и ее макси-
мум достигается через достаточно большое время. Оно зависит от
толщины металла, удаления рассматриваемой точки от поверхности,
а также от состава шва (коэффициента диффузии водорода в шве
-Он.ш), То и Тс- С уменьшением толщины и увеличением Он.ш, То и
Тс это время уменьшается. Так, максимум концентрации Нд.м до-
стигается для толщины 12 мм сразу после окончания сварки, для
толщины 40 мм в точках, удаленных на 10 мм от поверхности, через
4 ч, а находящихся в центре соединения — более чем через 1 сутки.
Величина максимальной концентрации Нд.м в о. ш. з. определяется
главным образом Сш.о и См.о и в центре соединения большой тол-
щины может достигать 30—40% суммы Сш.о и Скл.
Расчет показывает, что То и Тс практически не влияют на мак-
симальную концентрацию Нд.м в о. ш. з. Подогрев уменьшает вре-
мя ее достижения или сокращает время пребывания о. ш. з. в со-
стоянии насыщения повышенным количеством Нд.м. Более чувстви-
тельна к То и Тс концентрация Нд.м в зоне сплавления. Подогрев
несколько увеличивает концентрацию Нд.м после окончания сварки
и заметно снижает ее в последующий период.
Несомненно, приведенный расчет требует дальнейшего совер-
шенствования. Например, необходимо уточнить перераспределение
Нд.м в зоне сплавления в связи с оплавлением о. ш. з. Необходима
также разработка методов экспериментальной проверки результа-
тов расчета.
202
Влияние водорода на сопротивляемость сталей
\ холодным трещинам
В настоящее время еще не представляется возможным устано-
вить количественную связь между склонностью какой-либо зоны
сварного соединение с действительной концентрацией в ней водо-
рода. Большинство экспериментальных исследований по влияник>
водорода на склонность к трещинам связывают эту характеристи-
ку с содержанием Нд в наплавленном металле. При этом Нд опре-
деляют одной из водородных проб по его количеству, выделившему-
ся из наплавки, закаленной в воду. В первом приближении,,
видимо, можно считать, что с увеличением Нд, при прочих равных
условиях, возрастает и локальное содержание водорода в зонах
сварного соединения. К настоящему времени накоплены многочис-
ленные данные о влиянии Нд на склонность сварных соединенийг
сталей к холодным трещинам. Эти зависимости в основном харак-
теризуют интенсивность изменения показателя сопротивляемости
трещинам с увеличением Нд в наплавленном металле (рис. 130).
Испытания на замедленное разрушение образцов в условиях
имитации о. ш. з. позволяют получить зависимости между артщ
и действительным содержанием Нд в зоне очага разрушения (рис.
131). Также могут быть получены данные о Нд.кр, при котором:
сталь в структурном состоянии о. ш. з. становится потенциально'
склонной к замедленному разрушению (рис. 114).
Приведенные данные позволяют сделать следующие основные
выводы.
1. Снижение сопротивляемости сталей холодным трещинам
связано с повышением концентрации главным образом диффузи-
онного водорода в сварном соединении.
2. Наиболее существенное влияние на сопротивляемость тре-
щинам, проявляющееся в интенсивном ее снижении, Нд оказывает
в случае образования в шве или о. ш. з. смешанной перлитно-мар-
тенситной, бейнитно-мартенситной структур или структуры ниж-
него бейнита.
3. Влияние Нд при изменении в пределах, характерных для
сварочных процессов, становится менее значительным, если в
сварном соединении образуется мартенситная структура, особенно
с увеличением содержания углерода в стали.
4. При содержании в стали 0,3% С (и более) о. ш. з. со струк-
турой, содержащей 50% (и менее) мартенсита, становится потен-
циально склонной к замедленному разрушению и образованию
холодных трещин без наличия диффузионного (свободно выделяю-,
щегося в атмосферу) водорода.
Существует мнение, что диффузионный водород в металле
Нд.м, образовавшийся из Но в процессе сварочного нагрева, играет
определенную роль в разрушении. Это подтверждается выделени-
ем небольшого количества пузырьков Нд на покрытой глицерином
поверхности образцов после имитации в них СТЦ. Многократное
воспроизведение в образцах СТЦ сначала приводит к повышению
205
Рис. 131. Зависимость сопротивляе-
мости замедленному разрушению
<Ур min сталей в условиях имитирован-
ного СТЦ (йУбоо/5оо=ЗО° С/с) от со-
держания диффузионного водорода
Нд в зоне разрушения (данные
В. С. Калмыкова и автора):
/—сталь 40ХН2МА, 96% мартенсита; 2 —
сталь 15Х2МФА, 75% мартенсита; 3 —
сталь 14Х2НЗМА, 10% мартенсита
Рис. 130. Влияние диффузионного
водорода Нд в наплавленном ме-
талле на сопротивляемость раз-
личных сталей холодным трещи-
нам (тавровый образец по мето-
дике ЛТП2-3, электроды УОНИИ
13/45):
— — — Яд=4 см3/100 г;__________Яд=
= 1 см3/100 г
сопротивляемости замедленному разрушению, затем последняя ос-
тается неизменной (у стали 40Х2НМА после третьего цикла). Это
в определенной мере свидетельствует о том, что мартенситная
структура со средним содержанием углерода обладает склонностью
к замедленному разрушению и при практическом отсутствии Нд.м.
Несомненно, этот вывод требует дальнейшего уточнения и подтвер-
ждения.
Образование холодных трещин в присутствии Нд следует рассматривать как
проявление водородной хрупкости, которая во многих случаях, видимо, допол-
няет хрупкость, обусловленную мартенситной составляющей в структуре. Разли-
чают водородную хрупкость I и II родов, а в пределах каждого — несколько ее
видов [57]. Хрупкость I рода возрастает с увеличением скорости деформирова-
ния. Она проявляется при высоком содержании водорода в металле (несколько
десятков см3/100 г). Уже в процессе насыщения создаются источники водородной
хрупкости, например скопления в несплошностях металла молекулярного водо-
рода, паров воды, метана под большим давлением и т. п. Возможно образова-
ние микротрещин без приложения внешних нагрузок. Хрупкость II рода, наобо-
рот, уменьшается с увеличением скорости деформирования и при больших ско-
ростях полностью исчезает.
Хрупкость II рода отличается от хрупкости I рода отсутствием источников
водородной хрупкости в металле перед приложением нагрузки. Выделяют необра-
тимую, обратимую хрупкость и водородную статическую усталость. Необрати-
мая хрупкость имеет место при достаточно большом содержании водорода,
обусловливающем образование пересыщенного твердого раствора. При длитель-
ном действии напряжений происходит распад твердого раствора с образованием
постоянных источников водородной хрупкости, например молекулярного водоро-
да, гидридов и т. п.
Обратимая хрупкость развивается при насыщении водородом, близком к пре-
делу его растворимости. В условиях медленного нагружения источники водород-
204
ной хрупкости образуются вследствие
диффузионного перераспределения во-
дорода и исчезают через некоторое
время после снятия нагрузки. Здесь
обратимость понимается в смысле по-
явления хрупкости при повторении
медленного нагружения и ее исчезно
вения после разгрузки. Разновидно-
етью обратимой хрупкости служит во-
дородная статическая усталость, ко-
торая проявляется при длительном
действии постоянных напряжений,
превышающих некоторую критиче-
скую величину.
Исходя из того, что склонность к
холодным трещинам при сварке раз-
вивается в условиях замедленного
деформирования, ее можно рассмат-
ривать как проявление обратимой
хрупкости, в частности водородной
статической усталости. Для объясне-
ния указанной водородной хрупкости
предложены следующие гипотезы: мо-
лекулярного давления, адсорбционная
и максимальных трехосных напряже-
ний. Одна из модификаций гипотезы
молекулярного давления связывает
развитие хрупкости с соотношением
диффузионной подвижности водорода
и скорости деформации [97]. Соглас-
но ей водород образует на дислока-
циях атмосферы Коттрелла, которые
увлекаются движущимися дислока-
циями во время деформации. При до-
стижении дислокациями коллекторов
часть атомов водорода проникает в
Рис. 132. Схема локального пересы-
щения твердого раствора водородом
в зоне максимальных трехосных на-
пряжений:
а — зона 2 концентрации водорода около
острия трещины /; б — выделение пузырь-
ков 3 водорода на поверхности растущей
трещины 4 [213]
них и переходит в молекулярную форму,
создавая там повышенное давление.
В адрес гипотезы молекулярного давления высказано много критических
замечаний. Их существо сводится к тому, что гипотеза не может объяснить ряд
тонкостей водородной хрупкости [57]. Например, объясняя зависимость хрупкости
от скорости деформации и температуры, она не дает объяснения обратимому ха-
рактеру хрупкости.
Адсорбционные гипотезы основаны на предположении, что водородная
хрупкость обусловлена действием водорода как поверхностно активного веще-
ства [57]. Роль его проявляется в процессе распространения трещины только
при замедленной скорости ее развития, обеспечивающей диффузионный приток
водорода к вершине трещины. По Н. Петчу, водород адсорбируется в скопле-
ниях дислокаций у препятствий (субмикротрещинах Стро) и, понижая поверх-
ностную энергию, облегчает их переход в нестабильное состояние и развитие
в микро- и макротрещины. Однако развитие трещин контролируется работой
пластической деформации в металле, окружающем трещину. Поскольку эта
работа может быть на несколько порядков больше, чем поверхностная энергия
(особенно в достаточно пластичных металлах), ее изменение под действием
водорода не сыграет решающей роли в зарождении и развитии микротрещин.
Поэтому адсорбционные гипотезы в таком виде не признаются корректными.
Гипотеза максимальных трехосных напряжений (А. Трояно и др.) связы-
вает водородную хрупкость с локальным пересыщением твердого раствора водо-
родом в местах с указанным напряженным состоянием (рис. 132) [59]. При
медленном нагружении водород вследствие диффузии собирается в высоконапря-
женных участках решетки. Такие зоны располагаются около пустот, особенно
имеющих несимметричную форму, например вблизи вершин субмикротрещин.
205
В твердом растворе о. ц. к. решетки атомы водорода могут находиться лишь в
ее тетраэдрических промежутках, значительно меньших диаметра атома водо-
рода.
Пересыщение твердого раствора водородом может привести к значительной
локальной деформации кристаллической, решетки, затрудняя пластическую де-
формацию в зоне трехосного напряженного состояния из-за локального упрочне-
ния микрообъемов. Ослабляя межатомные связи, уменьшая поверхностную»
энергию, водород способствует раскрытию субмикротрещин [57]. Таким образом,,
хотя охрупчивание происходит благодаря миграции водорода к пустотам внутри
металла, хрупкое разрушение вызывается водородом, оставшимся в твердом
растворе.
В [213] при наблюдении растущих холодных микротрещин в сварных образ-
цах стали 18Х2НЗМ, покрытых иммерсионной жидкостью, отмечалось регуляр-
ное выделение пузырьков водорода (рис. 132). Эта картина периодически возни-
кающих на стенках трещины пузырьков, которые увеличивались в объеме и за-
тем лопались, по мнению авторов, может быть объяснена с привлечением гипо-
тезы трехосных напряжений. Когда концентрация в области трехосных напря-
жений достигает критической величины, происходит разрыв атомных связей»
вызывая образование трещины или развитие уже существующей. Когда трещина
распространяется, часть атомарного водорода, находившегося в металле впереди
вершины исходной трещины, выделяется вследствие понижения напряжений.
Этот водород диффундирует по вновь раскрывшимся поверхностям трещин»
образуя в определенных местах зародыши пузырьков молекулярного водорода.
В последнее время получают развитие так называемые дислокационные тео-
рии водородной хрупкости, учитывающие взаимодействие водорода с дислока-
циями. Согласно одним предположениям при приложении напряжений водород»
находящийся в твердом растворе, диффундирует к активным плоскостям сколь-
жения и образует на них атмосферы Коттрелла, которые препятствуют движем
нию дислокаций и вызывают преждевременное разрушение [59]. Согласно дру-
гим предположениям в процессе деформации дислокации с водородными атмос-
ферами транспортируют водород к границам зерен. В результате возможно обра-
зование значительной сегрегации водорода у границ зерен. Последняя облегчает
зарождение и распространение трещин в стыке границ или в вершине дислока-
ционных скоплений, когда напряжения достигают критических значений [57].
Природа разрушения под влиянием водорода, возможно, связана с искажениями
решетки, препятствующими рассеянию скопления дислокаций, со снижением;
поверхностной энергии, понижением когезионной прочности и другими явления-
ми [58].
Представления авторов работы [52] о водородной хрупкости основаны на»
образовании более прочных связей между водородом и металлом, чем эти связи
при физической адсорбции. Для металлов и водорода, имеющего определенное
сходство с металлами, характерен процесс хемосорбции. В результате изменя-
ются силы взаимосвязи поверхностных атомов, происходит их перераспределе-
ние, возрастает параметр решетки, вследствие чего облегчаются деформирование
и разрушение твердых тел. Облегчается разрыв межатомных связей в вершинах
трещин, процесс зарождения и генерации подповерхностных источников дислока-
ций и выход их на поверхность трещин. В микромасштабе хемосорбция водорода*
приводит не к охрупчиванию металла, а к его «пластификации». Развивающийся
в макромасштабе подвод водорода дислокациями к их скоплениям обусловли-
вает охрупчивание металла. Отсутствие разницы в характере разрушения при.
наводороживания в газообразном водороде или электролитическим путем сви-
детельствует об определяющей роли хемосорбции. При этом авторы [52] выска-
зывают сомнения по поводу вероятности механизмов охрупчивания согласно
другим гипотезам.
Чрезвычайно малое относительное содержание водорода при его равномер-
ном распределении в решетке не может обеспечить значительное пересыщение
твердого раствора в зоне максимальных трехосных напряжений. Так, при усло-
вии растворения в железе 1 см3/100 г водорода на 1 атом будет приходиться
примерно 2000 атомов железа. При троекратном пересыщении твердого раствора
в зоне трехосных напряжений это соотношение будет составлять 1 : 700. Наибо-
лее интенсивное торможение дислокаций в железе, фиксируемое в результате
206
появления водородного зуба текучести, наблюдается при температурах ниже
—173° С, т. е. при температурах, при которых отсутствует водородная хруп-
кость. Физическая адсорбция свойственна всем газам, однако она не всегда при-
водит к существенному охрупчиванию металла.
Высказываются мнения, что проявлению водородной хрупкости может спо-
собствовать влияние водорода на величину внутренних напряжений, температуру
начала превращения аустенита в стали и другие физические процессы. В [62]
в армко-железе, сталях 10, 50 и У9А после электролитического наводороживания
рентгенографически определяли изменения интегральной интенсивности дифрак-
ционных линий (211) и (510) и ширины линии (310) по сравнению с отожжен-
ным состоянием. Интенсивность дифракционных линий связана со смещением
отдельных атомов из равновесных положений в решетке и отражает уровень
искажений (напряжений) III рода. Максимальные значения искажений-/ы~"1 2 до
0,12-10~8 см зафиксированы в стали У9А. Ширина линий связана с неоднород-
ным изменением межплоскостных расстояний, приводящим к размытию линий на
рентгенограммах, и отражает уровень напряжений II рода 4. При наводорожи-
вании они возникают вследствие локальной упругой деформации зон около
микропустот, заполненных молекулярным водородом. При предельном электро-
литическом насыщении водородом (в присутствии мышьяковистого катализатора
в течение 5 ч) изменение ширины линии (310) АВ составило 1 и 2 мм (при диа-
метре камеры 280 мм) соответственно для стали 50 и армко-железа. При этом
напряжения II рода оценивали соответственно величинами 60 и 120 Н/м2. При
выдержке на воздухе при 20 и 200° С в течение нескольких суток искажения
III рода исчезают почти полностью, а напряжения II рода уменьшались пример-
но на 30%. Последнее свидетельствует о том, что молекулярный водород остает-
ся в микропорах. Чем выше температура, тем быстрее протекают эти процессы.
Имеются сведения, что водород может оказывать влияние на
превращение переохлажденного аустенита. При этом его влияние
зависит от количества растворенного водорода. В [155] показано,
что при искусственном введении в чистое железо водорода до 1,8%
ат. (до 5000 см3/100 г, т. е. один-два атома водорода на атомную
решетку) наблюдается стабилизация переохлажденного аустенита
и снижение температуры начала его превращения. В [174, 175] для
высокоуглеродных и низколегированных сталей установлено, что
высокотемпературное газовое насыщение водородом аустенита до
5—6 см3/100 г практически не оказывает влияния на температуры
перлитного и мартенситного превращения при охлаждении. В [159]
для стали 20ХНЗА, наводороженной до 10 см3/100 г, при охлажде-
нии со скоростью 1—3° С/с отмечено снижение температуры начала
бейнитного превращения аустенита на 20° С.
Для установления влияния водорода на превращение аустенита
в условиях СТДЦ выполнены исследования с использованием дила-
тометра ЛТП4-4 [47]. Предварительно наводороженные образцы
подвергали воздействию имитированного СТЦ на установке ЛТПЗ-6.
Из результатов исследований (табл. 20) следует, что Нд при со-
держании его в аустените к началу мартенситного превращения в
пределах, характерных для сварки данных сталей, практически не
влияет на температуры начала и конца этого превращения. Фазо-
вая дилатация также практически остается неизменной. При ими-
1 Напряжения I рода приводят к смещению линий на рентгенограммах
в результате одинакового относительного изменения межплоскостного расстоя-
ния у всех плоскостей, ориентированных под одним углом к действующим напря-
жениям.
207
Таблица 20
Сталь Число образцов Содержание водорода, см3/100 г т max °C гн. «с ГКМ’ °с гк, ос Ч/-% *<>/ %
нл НДА
40ХН2МА 3 0 0 1302 (+з; —7) 0 302 (+8; -6) 206 (+9; -6) 25 0,68 (±0,02) 0 0
3 3 2,2 1305 (+Ю) 0 297 (+4; -6) 200 (+5; -8) 25 0,69 (±0,05) 0 0
18Х2Н4МА(Ш) 4 0 0 1307 (+13; -7) 0 377 (+13; -17) 284 (+13; -17) 120 (±5) 0,56 (±0,05) 0 0
4 12 8 1300 (+Ю) 0 377 (+13; -7) 283 (+17; -13) 125 (±25) 0,51 (+0,1; —0,04) 0 0
3 0 0 1307 (+3; -7) 1,8 387 (+3; -2) — — 0,83 (±0,12) 10
3 12 8 1313 (+7; -13) 1,8 391 (+24; -Н) 0,89 (+0,12; —0,18) 10
08Х15Н5Д2Т 3 0 0 1300 (+7; -.3) 0 90 (±5) — <25 0,38 (+0,05) 0 0
3 10 8 1310 (±5) 0 90 (±Ю) <25 * 0,39 (+0,03; —0,01) 0 0
Примечание. Нд и НдА — содержание диффузионного водорода соответственно перед имитацией сварочного цикла и в аустените
перед превращением; остальные обозначения см. рис. 41.
тации в образцах стали 18Х2Н4МА(Ш) временных деформаций и
напряжений температурные интервалы превращения аустенита не
изменяются как в присутстви, так и в отсутствие Нд. Однако вели-
чина деформации в период фазового превращения в наводо-
роженных образцах зафиксирована большей на 10—15%, чем
в образцах без Нд. Последнее свидетельствует о небольшом сни-
жении сопротивления деформированию в процессе фазового пре-
вращения в присутствии Нд.
Отмеченные возрастание напряжений II рода под влиянием во-
дорода и снижение температуры начала превращения аустенита,
зафиксированное только в отдельных случаях, не существенны,
чтобы за ними признать определяющую роль в водородном охруп-
чивании. Водородное охрупчивание при сварке проявляется при
содержании Нд на порядок меньшем, чем в рассмотренных иссле-
дованиях.
Полученные результаты, видимо, можно объяснить тем, что от-
носительное количество водорода в стали не велико (один атом на
несколько сотен кристаллических решеток), а поэтому его воздей-
ствие на процессы, происходящие в объеме металла, мало веро-
ятно. Более вероятно влияние водорода на процессы, связанные с
явлениями на поверхностях раздела и плоскостях скольжения, на
которых водород в виде моноатомных слоев может собираться в
относительно больших количествах.
В заключение следует отметить, что механизм водородного
охрупчивания — весьма сложный процесс, проявляющийся в раз-
личных формах в зависимости от рода и структуры металла, уров-
ня насыщения водородом и других факторов. Водородное воздей-
ствие на металл связано с тонкими трудно исследуемыми процес-
сами на уровне атомных и дислокационных взаимодействий. Этим
можно объяснить наличие многих теорий и гипотез водородной
хрупкости, для уточнения которых требуется проведение дополни-
тельных исследований.
ГЛАВА V
МЕХАНИЗМ ОБРАЗОВАНИЯ
РАЗЛИЧНЫХ ВИДОВ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН
На основании рассмотренных выше особенностей развития фи-
зических процессов при сварке легированных сталей, а также вы-
явленных зависимостей их сопротивляемости трещинам от метал-
лургических и технологических факторов можно сформулировать
некоторые представления о природе и механизме образования тре-
щин. Несомненно, эти представления пока не выходят за рамки ги-
потез, поскольку многие вопросы, касающиеся образования холод-
ных трещин, еще мало изучены. Однако, учитывая результаты по-
следних исследований и современные физические воззрения, можно
сформулировать наиболее вероятные представления о процессах
хрупкого разрушения при образовании трещин.
Основные положения хрупкого разрушения металлов сводятся
к следующему. Процесс разрушения состоит как минимум из двух
этапов: зарождения очага разрушения устойчивых размеров и его
развития до макроразрушения. В сталях обыкновенного качества
очаги разрушения могут образоваться в процессе их металлургиче-
ского производства в виде крупных неметаллических включений,
надрывов и расслоений при прокатке и других несплошностей.
В высококачественных сталях, к которым относятся легированные
стали, как правило, такие микронесплошности отсутствуют. По
крайней мере, при электронно-микроскопических исследованиях
при увеличении до 100 000 раз при разрешающей способности
10~2 мкм они не фиксируются. При рассмотрении разрушения плас-
тичных и полухрупких тел не используют представления о наличии
случайно возникших гриффитсовых трещин, а для объяснения появ-
ления зародышей трещин привлекают различные дислокационные
механизмы [110]. При этом основная предпосылка заключается в
том, что разрушению всегда предшествует локальное пластическое
течение (1].
Разрушение возникает в результате блокировки полос скольже-
ния. Согласно дислокационной модели Зинера — Стро в месте оста-
новки полосы скольжения образуется скопление дислокаций, а у его
вершины возникает растягивающее напряжение. При опеределен-
ных силовых и энергетических условиях происходит упругий разрыв
атомных связей в металле около скопления дислокаций, который
затем развивается в субмикротрещину. Ее рост может ускоряться
за счет поглощения вновь поступающих в эту зону дислокаций.
Субмикротрещины по своей природе аналогичны дислокациям и
210
поэтому взаимопревращаемы. После
снятия нагрузки они могут исчезнуть
в результате перераспределения дефек-
тов структуры. Устойчивость субмикро-
трещин зависит от структуры металла
и напряженного состояния. При дли-
тельном действии нагрузки или ее воз-
растании субмикротрещины подраста-
ют по механизму упругого разрыва
атомных связей до микротрещин. Пос-
Рис. 133. Схема межкристалли-
ческого разрушения в соответ-
ствии с моделью Зинера — Стро
[9Ц
ледние при соответствующих условиях,
когда их размеры становятся больше
критических, развиваются в макрораз-
рушение по механизму, связанному с
локальной пластической деформацией
в зоне около острия движущейся трещины.
Модель Зинера — Стро может быть привлечена для анализа
межкристаллического разрушения, каким являются и холодные
трещины (рис. 133). Такую возможность высказал Мак-Лин при-
менительно к механизму вязкого скольжения по границам зерен
191]. Максимальное нормальное напряжение Отах у головной части
скопления дислокаций, остановленных на стыке границ зерен, ори-
ентировано под углом <р = 70,5° к оси ОХ. Максимальное касатель-
ное напряжение ттах действует в плоскости перед скоплением, яв-
ляющейся продолжением плоскости скольжения. При отсутствии
релаксации напряжений в смежном зерне их величины определя-
ются соотношениями
Зтах /г- ху max
п= Lxs,
Gb s
где п — число дислокаций в скоплении; — приведенное касатель-
ное напряжение, равное одноименной компоненте от внешней на-
грузки минус локальное напряжение трения решетки; v — коэффи-
циент Пуассона; G — сдвиговый модуль упругости; Ь— вектор
Бюргерса; L — длина участка границы зерна, принимаемая равной
V* диаметра зерна d.
В соответствии с силовыми соотношениями субмикротрещина
образуется, когда атах становится равной когезионной прочности
границы (прочности сцепления ог). При этом критерий разруше-
ния принимает вид
Г 2/3 Gb Г/2
тдар—[ л(1—v) d. ’rJ
При рассмотрении энергетических критериев разрушения усло-
вием возникновения субмикротрещины являются равенство при-
роста приведенной поверхностной энергии fn образующейся тре-
щины уменьшению упругой энергии вследствие снятия напряже-
211
ний. Под приведенной понимается суммарная энергия,
включающая поверхностную энергию вновь образовавшейся по-
верхности трещины и энергию пластической деформации в припо-
верхностных участках. При этом критерий разрушения, соответст-
вующий развитию скоплений дислокаций в субмикротрещины при
условии плоской деформации, описывается соотношением
_ Г 12Оуп у/2
5КР~ [ (l-v)nd J ’
где уп — разность между удельными приведенной свободной энер-
гией поверхности и половиной свободной энергии границы зерна.
Если принять теоретическую or^:0,1 Е (~2-104 МПа), то си-
ловой и энергетический критерии будут равны друг другу при
уп~2 Дж/м2. Исходя из соотношения теоретической прочности и
среднего разрушающего напряжения следует, что необходимая для
упругого разрыва концентрация напряжений появляется при скоп-
лении ~ 102 дислокаций. При релаксации напряжений за счет ло-
кальной пластической деформации в смежном зерне количество
дислокаций в скоплении и значение уп соответственно возрастут.
Специфика процесса развития микротрещин в макроразрушение
связана с возникновением около ее вершины области пластического
течения в условиях плоской деформации. Согласно представлениям
линейной механики макроскопическое разрушающее напряжение [1]
b=^EGIC/l^,
где /Кр — критический размер микротрещины, начиная с которого
возможен непрерывный ее рост; Gic — критическая энергия разру-
шения, при которой трещина в условиях отрыва (или нормального
раскрытия) будет распространяться без дополнительного увеличе-
ния приложенного напряжения; Gic связана с коэффициентом ин-
тенсивности напряжения Kic соотношением
/C2c = £Gzc/(l-v)2,
Kic определяется экспериментально путем испытаний на вязкость,
разрушения. Значения GJC имеют порядок 104 Дж/м2. Таким обра-
зом, процесс зарождения трещин контролируется приведенной по-
верхностной энергией ~10 Дж/м2, а процесс их распространения —
энергией разрушения на несколько порядков большей. Это объяс-
няет часто наблюдаемый факт более легкого возникновения
зародышей трещин и необходимости повышения напряжений для
их развития в макроразрушение.
При анализе процесса образования холодных трещин следует
основываться на приведенных выше соотношениях, описывающих
хрупкое межкристаллическое разрушение. Влияние факторов струк-
туры и водорода необходимо рассматривать с позиций изменений
параметров <тг, уп и способности структуры к релаксации пиков на-
пряжений. В то же время следует учитывать влияние структуры на
развитие напряженного состояния через параметр п.
Замедленный характер разрушения, который наблюдается прак-
тически при образовании всех видов холодных трещин, может быть
212
Рис. 134. Схемы достижения
критического состояния, со-
ответствующего образова-
нию очагов разрушения:
Т — сварочный термический
цикл; Оц — напряжения второ-
го рода; ог — когезионная проч-
ность границ зерен
обусловлен двумя кинетическими схемами достижения критиче-
ского состояния, соответствующего возникновению очагов разруше-
ния (рис. 134). Согласно первой схеме имеет место непрерывный
медленный рост напряжений II рода оц в зонах их концентрации,
и при достижении ими когезионной прочности границ происходит
зарождение очагов трещин. Такая схема характерна для случая
длительного развития деформационных процессов в металле свар-
ного соединения. Согласно второй схеме очаг возникает в результа-
те постепенного снижения когезионной прочности в условиях при-
близительно постоянного уровня напряжений. Данная схема
соответствует развитию диффузионных процессов и структурных и
фазовых превращений. В зависимости от структуры металла свар-
ного соединения возможна либо преимущественная реализация од-
ной из схем, либо их сочетание.
Механизм образования холодных трещин вида откол в сварных
соединениях среднелегированных сталей, по всей вероятности, соот-
ветствует в основном первой схеме. Данные о развитии пластиче-
ской деформации при замедленном разрушении и локализации ее в
виде сдвигов по границам аустенитных зерен (см. рис. 54 и 55) по-
зволяют предположить, что образованию холодных трещин пред-
шествует микропластическое течение свежезакаленного мартенси-
та. Микропластическое течение обусловлено наличием в его
структуре высокой плотности незакрепленных, способных к сколь-
жению дислокаций [196]. В противоположность утвердившемуся
мнению о высоком сопротивлении мартенсита пластическому тече-
нию показано, что в действительности свежезакаленный мартенсит
обладает весьма низким сопротивлением микропластической де-
формации (рис. 135).
Рис. 135. Характер деформирования
свежезакаленной среднелегированной
стали (С = 0,39%) [196]:
------ непосредственно после закалки;
---------после «отдыха», стА — микроско-
пический предел текучести
213?
В спектре деформации микропластичность занимает диапазон
10-6—10-4 и проявляется при напряжениях выше предела неупру-
rocTW аА (или микроскопического предела текучести). При нагру-
жении до оа дислокационные петли необратимо расширяются в ре-
зультате движения краевых дислокаций на значительные расстоя-
ния. Исчерпание запаса краевых дислокаций приводит к затуханию
микропластической деформации. В дальнейшем пластическая де-
формация происходит только при нагружении свыше сгт и контро-
лируется движением винтовых дислокаций. Наблюдаемые конечные
высокая твердость и предел текучести мартенсита — результат
старения, при котором происходит закрепление дислокаций атома-
ми углерода.
Микропластическая деформация является термически активи-
руемым процессом (92]. Зависимость скорости микропластического
течения от температуры связывают с очень высоким для о. ц. к.
решетки напряжением Пайерлса. Преодоление дислокациями со-
противления скоплений примесей или мелких выделений также
осуществляется за счет термически активируемого перерезания.
Согласно оценочным расчетам скорость микропластического
•течения о. ц. к. металлов при температуре 20° С имеет порядок
10-9 1/с, а при температуре —70° С 10-18 1/с. В сплавах железа
микропластическая деформация проявляется только после предва-
рительной пластической деформации (при плотности дислокаций
JV=108-j-109 1/см2), так как для этого требуется наличие незакреп-
ленных дислокаций. Для отожженных сплавов характерно упругое
поведение почти до предела текучести вследствие закрепления
дислокаций атомами примесей. В свежезакаленной стали Af=
= 10I1-z-1012 1/см2, поэтому для нее скорость микропластической
деформации пропорционально увеличивается до 10-6—10~7 1/с
при температуре 20° С и до 10~15—10-16 1/с при температуре —70° С.
Эти значения скорости деформации совпадают с наблюдаемыми
при замедленном разрушении и позволяют объяснить торможение
данного процесса при отрицательных температурах ниже —70° С.
Поскольку мартенситное превращение происходит в интервале
температур, максимальная плотность дислокаций будет приходить-
ся на участки мартенсита, образовавшегося в последнюю очередь,
т. е. на приграничные зоны аустенитного зерна. При нагружении
закаливающейся стали непосредственно после СТЦ длительно дей-
ствующими напряжениями, превышающими аА, по границам зерен
развивается локальная микропластическая деформация. В резуль-
тате последней реализуется межкристаллическое разрушение по
•схеме Зинера — Стро при относительно низких значениях разру-
шающих напряжений (87]. При этом, видимо, основную часть дисло-
каций в их скоплениях у границ составляют дислокации, образовав-
шиеся в процессе мартенситного превращения п', а не генерируемые
.в процессе локального пластического течения под действием каса-
тельных напряжений. Такая схема разрушения в определенной
степени подтверждается клиновидным характером очаговых микро-
трещин, возникающих на стыках границ трех зерен, и фиксируемым
214
относительным смещением на смежных участках границ зерен^
К указанному следует добавить некоторое понижение сгг и уп в ре-
зультате повышения дефектности границ в процессе перестройки
решетки в соседних зернах при низкотемпературном мартенситном
превращении.
Имеются несколько иные взгляды на механизм образования
очагов трещин. В [195] замедленное разрушение свежезакаленной
стали интерпретируется как наложение эффекта генерирования сво-
бодных дислокаций при мартенситном превращении и ослабления
границ зерен вследствие динамического воздействия на них расту-
щих мартенситных пластин. Остановка пластин на границах спо-
собна вызвать на них зародыши трещин в виде дислокаций с
большим вектором Бюргерса. Микротрещины появляются в резуль-
тате микропластического раскрытия субмикроскопических разры-
вов в виде сверхдислокаций. В [127] предполагается, что началом
микротрещины служит разрыв в зоне пика напряжений, вызванно-
го выходом мартенситной пластины на границу, при релаксации
напряжений в результате микропластической деформации, стеснен-
ной в условиях объемного напряженного состояния.
Повышение сопротивляемости замедленному разрушению з-
процессе отдыха или низкого отпуска можно связать с закрепле-
нием дислокаций атомами углерода [196]. Одновременно происхо-
дит релаксация пиков напряжений на границах и понижение сте-
пени их дефектности в результате упорядочения системы дефектов-
кристаллической решетки. В [2] показано, что в свежезакаленных
сталях 40 и У7 сегрегация углерода на дислокациях в процессе вы-
держки при температуре 20° С приводит к возрастанию предела
упругости то,02 в 2—2,5 раза в течение 100 ч после закалки. До за-
вершения процесса сегрегации углерода на дислокациях другие про-
цессы низкотемпературного отпуска не получают развития [142].
В [87] выполнен оценочный расчет кинетики процесса сегрегации
углерода в о. ш. з. соединений стали 43ХЗНМВФА, сваренных арго-
нодуговым способом, с течением времени после сварки. Сопоставле-
ние периодов насыщения дислокаций углеродом и восстановления
сопротивляемости сварных соединений холодным трещинам пока-
зывает, что они соответствуют друг другу. Сталь 43ХЗНМВФА вы-
брана для расчета, поскольку в о. ш. з. ее соединений образуется
среднеуглеродистая мартенситная структура, склонность которой к
холодным трещинам практически не зависит от водорода. Кроме
того, сварку выполняли в среде аргона. Период отдыха для этой
стали составляет более 100 суток.
Диффузионный водород, если принять к сведению наиболее ве-
роятные механизмы обратимой водородной хрупкости, снижает коге-
зионную прочность по границам огг и понижает поверхностную*
энергию уп при образовании субмикротрещин. При этом роль во->
дорода несущественна, если мартенситное превращение обуслов-
ливает высокую степень охрупчивания структуры вследствие сни-
жения аг и облегчения образования больших скоплений дислока-
ций п' у границ зерен. Роль водорода в снижении сопротивляемости
21S
стали холодным трещинам ворастает в случае образования низко-
углеродистого мартенсита, бейнита или смешанных структур.
Водородное охрупчивание, связанное с диффузией водорода, раз-
вивается во времени более медленно, чем структурное, и поэтому
всегда служит дополнением к последнему. Если структурное ох-
рупчивание недостаточно для образования и развития очагов хо-
лодных трещин, роль водорода становится определяющей.
Это отражает одну из особенностей обратимой водородной
хрупкости, заключающейся в том, что она проявляется, если дру-
гие факторы (температура, структурные превращения и др.) не
создают в металле предельной степени хрупкости или вообще его
не охрупчивают. При усилении роли водорода имеет место пере-
ход от первой схемы достижения критического состояния ко вто-
рой. Наиболее часты, вероятно, промежуточные случаи совместной
реализации обеих схем. В результате, с одной стороны, уменьша-
ется величина средних разрушающих напряжений, с другой —
становятся склонными к трещинам структуры с невысокой плот-
ностью незакрепленных дислокаций.
Процесс замедленного разрушения при образовании рассмот-
ренных видов холодных трещин может развиваться в течение про-
должительного времени. При высоких сварочных напряжениях и
преобладающем развитии процессов в соответствии с первой схе-
мой разрушения чаще происходят в период непосредственно после
сварки (минуты, часы), при относительно низких напряжениях и
наиболее интенсивном развитии процессов согласно второй схемы—
через достаточно длительный период после сварки (часы, сутки).
Каждой из схем достижения критического состояния соответ-
ствует своя преобладающая морфология трещин. Микроскопиче-
ская деформация получает достаточно полное развитие в попе-
речном направлении по отношению ко шву, чему способствует
большая протяженность однородной закаленной о. ш. з. (рис.
135, а). В результате накапливаются высокие пики напряжений на
границах при сравнительно невысоких средних значениях попереч-
ной компоненты сварочных напряжений или напряжений от внеш-
ней нагрузки при испытаниях. Этому соответствует преимуществен-
ное образование продольных трещин вида откол и сравнительно
невысокие оРтт, полученные при испытаниях на замедленное раз-
рушение при нагружении поперек шва. Нагружение о. ш. з. в про-
дольном направлении воспринимается совместно с соседними слоя-
ми в основном металле и сварном шве, которые не обладают спо-
собностью к микропластической деформации. В данном случае
микропластическое течение в о. ш. з. будет сдерживаться соседними
«слоями или для его развития потребуются значительные продольные
нагрузки (рис. 135, б). Это обусловливает высокие значе-
ния показателя сопротивляемости поперечным трещинам при
испытаниях на замедленное разрушение продольной нагрузкой.
Понижение когезионной прочности границ зерен в результате
сегрегации примесей, например фосфора, водорода, или фазовых
выделений распространяется на все участки границ независимо от
216
направления. Очаги трещин начи-
нают возникать и развиваться пре-
имущественно на участках гра-
ниц, ориентированных перпенди-
кулярно к максимальной по ве-
личине продольной составляющей
сварочных напряжений. Этому со-
ответствует преимущественное
образование поперечных трещин
вида частокол в шве и о. ш. з.
Последнее часто наблюдается при
структуре низкоуглеродистого
мартенсита, бейнита или смешан-
ной и большом насыщении свар-
ного соединения водородом. В
этом случае при испытаниях свар-
ных образцов на замедленное раз-
рушение показатель сопротивляе-
мости поперечным трещинам ра-
а) 6)
Рис. 136. Схема развития деформа-
ций ei и ег при нагружении сварного
соединения непосредственно после
сварки поперек (а) и вдоль (б) шва:
вен показателю сопротивляемо- / — упругая деформация; 2 — микропла-
СТИ Продольным трещинам ИЛИ стическая деформация емп
меньше его. Меньшую величину
показателя получают за счет более высокой компоненты попереч-
ных сварочных напряжений в испытуемом образце, например на
концевых участках сварного соединения и концентраторов в местах
перехода от шва к основному металлу, непроваров в корне шва и
т. п., где поперечные напряжения имеют пиковые значения.
Холодные трещины вида отрыв, возникающие при применении
аустенитных электродных материалов, по-видимому, имеют меха-
низм образования, подобный рассмотренному выше в отношении
трещин типа откол. В зоне сплавления в зависимости от состава
основного и наплавленного металлов, степени проплавления и СТЦ
может образоваться структура высоколегированного мартенсита с
малым или средним содержанием углерода. В соответствии с по-
следним проявляется большая или меньшая роль водорода. В дан-
ном случае анализ воздействия водорода осложняется тем фактом,
что он локализуется в зонах сплавления и околошовной.
О механизме слоистого растрескивания или ламелярных трещин,
характерных при сварке низколегированных ферритно-перлитных
сталей, в связи с недостаточной изученностью процесса их обра-
зования можно говорить только предположительно. Исходя из
рассмотренных выше зависимостей сопротивляемости этого вида
трещин от состава и структуры сталей и технологических условий
сварки, можно считать, что их образование также обусловлено
факторами структуры и водорода. Во-первых, фактор структуры
проявляется в наличии внутренних микроскопических концентра-
торов напряжений в виде неметаллических включений. Во-вторых,
структурные превращения в з. т. в., протекающие с изменением
объема, могут привести к образованию очаговых микротрещин в
8—2049
217
результате расцепления металлической матрицы с включениями
или, по крайней мере, ослаблению их сцепления между собой.
Возможно, образование разрывов происходит в соответствии с
дислокационной моделью Екобори, согласно которой дислокацион-
ные скопления возникают в результате блокировки локальных
плоскостей скольжения включениями [35].
При образовании ламелярных трещин, по-видимому, имеет место
сочетание обеих схем достижения критического состояния. Первая
схема реализуется вследствие развития сварочной деформации в
период охлаждения сварного соединения. Часто развитие дефор-
мации продолжается и в последующий период в результате нало-
жения швов в других местах сварного узла или заполнения раз-
делки многослойных швов. Пониженная когезионная прочность на
границе раздела включение — металлическая матрица заложена
уже в исходной структуре материала. В процессе структурных пре-
вращений и в связи с сегрегацией водорода происходит ее дальней-
шее понижение. В результате этого процесса реализуется вторая
схема достижения критического состояния. Особенность разруше-
ния по границе раздела включение — матрица заключается в не-
обходимости разрыва окружающей включение сравнительно
пластичной матрицы. Вследствие этого ламелярные трещины обра-
зуются при условии существенной деформации соединения в про-
цессе сварки узла. Поэтому их образование характерно при раз-
витии изгибной сварочной деформации или накоплении усадочной
деформации при многослойной сварке.
Механизм образования холодных трещин при сварке высоколе-
гированных мартенситностареющих, ферритных хромистых сталей
и некоторых сплавов железа исследован недостаточно. Можно
полагать, что он имеет аналогию с механизмом трещин вида час-
токол. При этом снижение когезионной прочности границ зерен или
внутризеренных поверхностей раздела происходит вследствие
выделения на них карбидных, карбонитридных или интерметаллид-
ных фаз и сегрегации водорода. Если решающую роль играют фазо-
вые выделения, разрушение произойдет в процессе завершения
охлаждения после сварки. Замедленный характер разрушения бу-
дет выражен слабо. Если решающая роль принадлежит водороду,
то будет характерно замедленное разрушение в послесварочный
период.
ГЛАВА V!
СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ СОПРОТИВЛЯЕМОСТИ СТАЛЕЙ
ОБРАЗОВАНИЮ ХОЛОДНЫХ ТРЕЩИН ПРИ СВАРКЕ
Способы предотвращения холодных трещин в сталях при сварке
направлены на устранение отрицательного действия основных фак-
торов, обусловливающих их образование. В соответствии с этим
способы предотвращения трещин по их направленности можно ус-
ловно разделить на группы: регулирующие структуру металла свар-
ных соединений; снижающие содержание водорода в шве и о. ш..з.;
понижающие уровень сварочных напряжений I рода. При этом
часто один и тот же способ в той или иной степени оказывает воз-
действие на весь комплекс указанных факторов.
Регулирование структуры металла сварных соединений
С целью повышения сопротивляемости холодным трещинам ре-
гулирование структуры сводится к следующим мероприятиям:
уменьшению количества низкотемпературных продуктов превраще-
ния аустенита-мартенсита и нижнего бейнита; уменьшению тетраго-
нальное™ мартенсита, переводу его из двойниковой формы в дис-
локационную, снижению плотности незакрепленных краевых дисло-
каций, увеличению степени структурной и внутризеренной МХН
мартенсита, повышению дисперсности мартенситной и бейнитной
составляющих; уменьшению размера аустенитного зерна; снижению
граничной МХН, связанной с сегрегацией примесей на границах
.аустенитного зерна и предотвращению выделений дисперсных фаз
(карбидных, карбонитридных, интерметаллидных), особенно в ус-
ловиях многослойной сварки при длительном пребывании в зоне
температур старения, низкого и высокого отпуска; релаксации пиков
напряжений II рода на стыках границ зерен.
Ниже рассмотрены наиболее часто применяемые способы ре-
гулирования структуры.
Выбор рациональной системы легирования свариваемого ме-
талла. Этот способ может быть реализован на этапе конструктор-
ско-технологической проработки сварного узла при возможности
выбора основного металла из ряда материалов, имеющих пример-
но одинаковые служебные свойства, а также разработки состава
электродных материалов. В [208, 231] с помощью сварочных техно-
логических проб получены данные о влиянии отдельных элементов
на склонность к холодным трещинам вида откол и применительно
к Cr—Ni—Mo-сталям, содержащим 1—1,5% Мп и 0,15—0,26% С.
3* 219
Во всех случаях повышение склонности к трещинам вызывается
увеличением содержания С, затем — Мп и Сг. Влияние последних
элементов снижается при повышении содержания С. Содержание
1—3% Ni заметного влияния на склонность к трещинам не ока-
зывает.
Для среднелегированной стали системы Х2ГСНМА (см. рис.
112) наблюдаются те же тенденции. При 0,42% С отрицательный
эффект Мп и Сг проявляется только при их содержании свыше 2%,
а увеличение свыше 3,5% Ni приводит к повышению сопротивляе-
мости трещинам. Тот же эффект дают W и Мо при увеличении их
содержания до 1,5%. О подобном влиянии отдельных легирующих
элементов применительно к низколегированным сталям свидетель-
ствуют также относительные (к углероду) коэффициенты пропор-
циональности в выражении для Рст (1).
Приведенные результаты, а также данные рис. 97, 98 и ИЗ по-
зволяют сделать вывод о том, что характер и количественное влия-
ние отдельных элементов на сопротивляемость трещинам зависят от
содержания других элементов, температур и характера превраще-
ния аустенита. Наибольшее относительное снижение аРтш вызы-
вают элементы или их сочетание, которые наиболее интенсивно
понижают температуру начала превращения аустенита Гн. Данная
тенденция особенно сильно проявляется при снижении Гн в диапа-
зоне 400—250° С, т. е. применительно к легированным сталям в
области бейнитно-мартенситного превращения. apmin в данном
случае определяется главным образом соотношением структурных
составляющих.
При изменении Тп в диапазоне 250—150° С, т. е. в области мар-
тенситного превращения, зависимости оРтш от Гн практически не
наблюдается, о чем свидетельствует разброс экспериментальных
данных (см. рис. 98). Здесь определяющими становятся размер
зерна, степень сегрегации примесей на границах зерен, структур-
ная неоднородность и МХН мартенсита и другие его характеристи-
ки. В данном случае проявляется благоприятное влияние таких
элементов, как W и Мо. При Тн ниже 150° С основным фактором
повышения ор mm становится незавершенность процесса превраще-
ния аустенита и наличие остаточного аустенита в структуре свыше
10%. Этим можно объяснить положительное влияние Ni при содер-
жании его свыше 3,5%.
Влияние легирующих элементов на opmin сварного шва качест-
венно аналогично их влиянию на opmin о.ш.з. Однако оно ослож-
нено влиянием легирующих элементов и режима сварки на тип
образующейся при кристаллизации первичной микроструктуры.
Последняя в существенной степени определяет микрогеометрию гра-
ниц и развитие на них сегрегации примесей. Приведенное выше
относится в первую очередь к швам с мартенситной структурой,
у которых изменение сопротивляемости трещинам связано глав-
ным образом с состоянием границ аустенитных зерен.
С целью изучения комплексного влияния легирующих элемен-
тов на ор mm исследовано 28 промышленных марок сталей различ-
220
Рис. 137. Механические свойства
(а, в) и сопротивляемость холодным
трещинам ар min (б) среднелегиро-
ванных швов различных систем леги-
рования (1—12) в зависимости от со-
держания углерода; ав — предел
прочности; пТу — ударная вязкость
при наличии трещины:
1 — Х2Н4; 2 — Х2НВ, Х2НВФ; 3 — Х2НМ,
Х2НМФ; 4 — Х2НВБР; 5 — Х4Н4СК; 6 —
ХСНВФ; Х2СНВ2МФ; 7 — ХГС; S-ХГСН;
9 - ХГСНМ; 10 - ХГСНЗВ; 11 - Х2ГСНМ;
12 — Х2ГСНВМ
ных систем легирования с содержанием 0,12—0,5 С [86]. Опреде-
лялся комплекс характеристик сварных швов: сопротивляемость
холодным и горячим трещинам, механические свойства после за-
калки и низкого отпуска при температуре 220—270° С (ов, угол
изгиба а, ан и ударная вязкость образцов с трещинами ату при
20°С). Opmin определяли по методу ЛТП2 на установке ЛТП2-5 на
образцах толщиной 3 мм, сваренных аргонодуговым способом
путем проплавления вольфрамовым электродом.
Сопротивляемость среднелегированных сталей промышленных
марок продольным холодным трещинам в шве резко снижается с
увеличением содержания углерода (рис. 137). Наиболее низкий
уровень сопротивляемости имеют стали хромансили (системы 7—
10). Уровень повышается у комплексно-легированных сталей на
основе хромансилей с дополнительным легированием Мо (система
11), одновременным легированием Мо и W (система 12) или W и
Nb (система 4). Легирование до 3% Ni (система 10, сталь
40ХГСНЗВА) приводит к некоторому снижению сопротивляемости,
а 4% Ni и более способствует ее повышению (система 5). Таким
образом, на. промышленных марках стали полностью подтверди-
лось влияние С, Мо, W и Ni. Максимальный уровень сопротивляе-
мости холодным трещинам имеют стали системы Х2ГСНВМ. Вместе
221
с тем стали имеют достаточно высокий уровень сопротивляемости
горячим трещинам и показатели механических свойств. Далее по
мере ухудшения свойств следуют системы Х4Н4СК, Х2ГСНМ,
Х2НВБР и ХГС. Данные о влиянии легирующих элементов на
упомянутые выше параметры структуры носят отрывочный ха-
рактер.
Регулирование структуры тепловыми воздействиями. Известно
много работ, в которых рассмотрено влияние режима сварки на
сопротивляемость о. ш. з. холодным трещинам вида откол [75, 143,
153]. Это влияние проявляется через взаимосвязь q/v или q/vd с
параметрами СТЦ (/>эоо, Wo и Wo). Согласно [125], с возрас-
танием q/v увеличивается ^>эоо и уменьшаются Wo и Wo при-
менительно к однопроходной сварке листов встык в квадратичной
зависимости, а к наплавке на массивное тело в пропорциональной
зависимости. Помимо q/v тепловой режим сварки часто регулиру-
ют температурами предварительного То и сопутствующего Тс по-
догревов. Влияние То подобно q/v, но более сложно, так как про-
является через разность Т—То (Т — рассматриваемая температура).
Поэтому при применяемых значениях То (100—300° С) подогрев
наиболее сильно воздействует на Wo, а затем по убывающей сте-
пени на Wo и t> goo. Тс в основном замедляет Wo, То наиболее
интенсивно снижает Wo и ге»зоо при наплавке на массивное тело и
при сварке листов большой толщины. С уменьшением толщины
листов абсолютные изменения скоростей уменьшаются. Влияние
подогрева на абсолютные изменения 900, наоборот, возрастает
с уменьшением толщины листа. Влияние режима нецелесообразно
рассматривать с позиций кратности изменения абсолютных значе-
ний параметров СТЦ. Это связано с тем, что для различных сталей
существует свой диапазон оптимальных значений этих параметров.
Влияние теплового режима сварки следует оценивать с точки зре-
ния того, насколько эффективно его изменения переводят парамет-
ры СТЦ в указанный диапазон.
Изменение каждого из параметров СТЦ по-разному влияет на
сопротивляемость стали трещинам в зависимости от состава, ее
металлургической природы и диапазона скоростей охлаждения,
типичного для данного способа сварки. В зависимости от состава
стали разделяют на несколько групп в соответствии с характером
анизотермических диаграмм превращения аустенита в условиях
сварки [153]. Стали, склонные к трещинам, можно разделить на
группы по степени устойчивости аустенита при температурах раз-
личных типов превращения: I — с низкой устойчивостью при тем-
пературах перлитного превращения; II — с низкой устойчивостью
при температурах бейнитного превращения; III — с высокой ус-
тойчивостью при температурах перлитного и бейнитного превра-
щения. Для характеристики указанных групп сталей предлагается
пользоваться «характеристическими» скоростями охлаждения
при 550° С: w wnt и w2, соответствующими началу появления
избыточного феррита, перлита, мартенсита и образованию 100%
мартенсита.
222
Для сталей I группы (углеродистых и низколегированных, не
содержащих карбидообразующих элементов) наиболее важным
параметром цикла является w55o. Это объясняется тем, что в пре-
делах практически всех способов сварки путем регулирования ре-
жима можно обеспечить w55o<wn и получить перлитную или пер-
литно-бейнитную структуру, не склонную к трещинам. Влияние
/> 900 незначительно, так как зависящие от него процессы гомоге-
низации и роста зерна успевают завершиться за весьма короткое
время и практически не поддаются регулированию с помощью
режима сварки. Таким образом, для повышения сопротивляемости
трещинам для этой группы сталей эффективны повышение q/v и
применение предварительного подогрева. Оптимальные q/v и То
через соответствующий СТЦ могут быть выбраны по диаграммам
АРА (см. рис. 83) и диаграмме критических сочетаний факторов
трещинообразования (см. рис. 114).
Для сталей III группы (среднеуглеродистых среднелегирован-
ных, содержащих карбидообразующие элементы) при сварке в
широком диапазоне режимов характерно мартенситное превраще-
ние. Для них важным является 9Оо, поскольку гомогенизация
и рост зерна в связи с наличием карбидов в исходной структуре
замедлены и имеется возможность их регулирования с помощью
режима. Для повышения сопротивляемости трещинам эффективно
снижение q/v путем применения концентрированных источников
теплоты (автоматической сварки под флюсом на форсированных
режимах, сварки дуговой плазмой, электронно-лучевой, лазерной)
или перехода на многослойную сварку. При этом регулирование
9оо должно выполняться с учетом склонности стали к росту зер-
на, обусловленной ее металлургической природой, и устойчивостью
карбидов при растворении, зависящей от их состава, формы и раз-
меров.
Другой важный параметр — w3Oo, обусловливающий самоотпуск
мартенсита на этапе завершения охлаждения после сварки. Для
повышения сопротивляемости трещинам рекомендуется сопутству-
ющий подогрев, обеспечивающий задержку охлаждения в течение
некоторого периода при температуре несколько выше конца мар-
тенситного превращения.
Для сталей II группы (низкоуглеродистых среднелегированных,
содержащих карбидообразующие элементы, а также с повышенным
содержанием никеля) при сварке в широком диапазоне режимов
характерно превращение в области нижнего бейнита, а затем мар-
тенсита. По влиянию параметров цикла на сопротивляемость тре-
щинам эти стали находятся в промежуточном положении. При их
сварке рекомендуется умеренный предварительный подогрев (до
80—120° С), не вызывающий существенного возрастания t> 9Оо, но
вместе с тем обусловливающий w55Q<и обеспечивающий бейнит-
ное превращение при возможно более высоких температурах. Целе-
сообразен сопутствующий подогрев, приводящий к самоотпуску
мартенситной составляющей структуры, а также интенсивному уда-
лению Нд из соединения.
223
Влияние режима сварки на сопротивляемость сварных швов так-
же проявляется через рассмотренные выше изменения основных
параметров СТЦ. Однако существенное влияние на сопротивляе-
мость трещинам оказывает иСв. Для легированных швов, содержа-
щих 0,3% С и более, увеличение скорости сварки в пределах 5—
50 м/ч приводит к возрастанию сопротивляемости образованию
холодных трещин. Для швов, содержащих менее 0,25% С, увеличе-
ние скорости сварки в тех же пределах сопровождается снижением
сопротивляемости металла образованию холодных трещин. Такое
влияние иСв связывается с образованием различных типов первич-
ной микроструктуры у швов указанных составов (см. рис. 104).
В ряде случаев выявлено отрицательное влияние подогрева на
механические свойства сварных соединений и их сопротивляемость
трещинам. При То>200°С возможно чрезмерное укрупнение зерна
в о. ш. з., приводящее к снижению пластических свойств и ударной
вязкости металла соединения. Это ограничивает применение более
высокой температуры подогрева для конструкций, которые не под-
вергаются после сварки упрочняющей термообработке или отжигу.
При назначении температур сопутствующего подогрева, особенно
в условиях многослойной сварки, необходимо учитывать возмож-
ность развития процессов необратимой отпускной хрупкости в
о. ш. з. и шве в диапазоне температур 300—550° С, а также явлений
термического старения и синеломкости. Охрупчивание в результате
этих процессов, наложенное на закалочные и водородные явления,
может заметно снизить сопротивляемость соединений трещинам и
привести к появлению трещин вида частокол.
Выбирать тепловой режим сварки в последнем случае следует
таким образом, чтобы время пребывания металла в опасном интер-
вале температур не превышало экспериментально установленного
критического времени /кр. Совместно с Р. Д. Гончаровой разработа-
на программа для ЭВМ, с помощью которой при заданных q/v и
/Кр можно рассчитать максимально допустимые То и Тс для много-
слойной сварки в Х-образную разделку. Такой расчет для экспе-
риментально исследованной стали 14Х2НЗЛ4А (см. рис. 118) при-
менительно к сварке при q/v = 40 кДж/м и /кр = 3 мин показал до-
пустимую температуру не выше 112° С.
Данный расчет учитывает влияние подогрева только на «тепло-
вое охрупчивание» структуры и не учитывает его положительное
влияние на десорбцию Нд из соединения. С учетом последнего
максимально допустимая температура может быть несколько уве-
личена. Для окончательного ее определения необходим расчет по-
нижения концентрации водорода при подогреве (см. рис. 127—
129) и соответствующего повышения сопротивляемости трещинам
(см. рис. 131). Другими словами, необходима комплексная про-
грамма расчета на ЭВМ с учетом влияния подогрева на все связан-
ные с ним процессы.
При невозможности или нецелесообразности применения подо-
грева рекомендуется низкий или высокий отпуск сварных. узлов
непосредственно после сварки. Вследствие замедленного характе-
224
ра процесса образования холодных трещин имеется некоторый
резерв времени для доставки узла после сварки в термическую
печь. Чем меньше сопротивляемость стали образованию трещин,
тем меньше допустимый промежуток времени между этими опера-
циями. Так, по [131], сварные соединения высокопрочных сталей
30Х2ГСНВМ, 42Х2ГСНМА и т. п. следует отпускать при темпера-
туре 650—680° С не позже чем через 30 мин после окончания свар-
ки. Допустимый период до отпуска определяют опытным путем или
в результате испытаний на замедленное разрушение сварных сое-
динений по времени стабилизации кривой ор—/р. Температура низ-
кого отпуска не должна попадать в интервал необратимой отпуск-
ной хрупкости или синеломкости, а высокого — в интервал обра-
зования трещин повторного нагрева (550—650° С), если стали
склонны к развитию этих явлений.
Для устранения холодных трещин в ряде случаев (мартенсит-
ные стали небольших толщин) достаточен местный кратковремен-
ный отпуск с помощью индуктора ТВЧ с нагревом до температуры
700° С в течение 2—3 мин [122]. Для этой цели также могут быть
использованы и другие концентрированные источники теплоты.
Выбор состава металла шва. Состав металла шва оказывает
влияние на сопротивляемость о. ш. з. образованию холодных тре-
щин. Особенно заметно повышается сопротивляемость трещинам
вида откол при замене ферритно-перлитных электродных материа-
лов аустенитными. Менее изучено влияние состава швов в преде-
лах ферритно-перлитного класса электродных материалов. Выска-
зываются следующие предположения о возможных механизмах
воздействия металла шва на о. ш. з.
Благоприятный эффект аустенитного шва связывают с его лег-
коплавкостью, благодаря которой аустенитный металл в виде про-
жилок проникает по оплавленным границам зерен основного ме-
талла. Наличие таких прожилок в о. ш. з. делает ее более пластич-
ной и способной к релаксации напряжений. По другим
предположениям, аустенитный шов, имеющий сравнительно
большую растворимость водорода и малый коэффициент его диф-
фузии, снижает максимальную концентрацию Нд в о. ш. з. [111].
По [69] при сварке аустенитным швом происходит смещение нача-
ла превращения аустенита в о. ш. з. в область более высоких тем-
ператур, чем при сварке ферритно-перлитным швом. Этот эффект
связывают с развитием в первом случае более высоких временных
сварочных напряжений перед началом превращения аустенита в
о. ш. з. Есть мнение, что сопротивляемость о. ш. з. трещинам зави-
сит от разницы в температурах и времени превращения аустенита
в шве и о. ш. з. в процессе сварки при охлаждении. Чем меньше
эта разница, тем благоприятнее распределение сварочных напря-
жений на участке зона сплавления — о. ш. з.
Рассмотренные гипотезы не получили достаточного подтверж-
дения. Отмеченные эффекты либо носят частный характер, либо
не настолько существенны, чтобы объяснить наблюдаемые измене-
ния сопротивляемости трещинам. Так, наиболее часто наблюдает-
225
ся малая степень оплавления границ зерен о. ш. з. при сварке аус-
тенитными материалами и отсутствие в ней аустенитных прожи-
лок (см. рис. 70). По поводу влияния аустенитного шва на насы-
щение о. ш. з. водородом имеются противоречивые мнения, в том
числе суждение, что на линии сплавления возникает пик его кон-
центрации [72]. Испытания на замедленное разрушение образцов
при моделировании в них СТДЦ применительно к аустенитному
и ферритно-перлитным швам, показали, что сопротивляемость раз-
рушению в первом случае повышается всего на 15—30%. В то же
время в большинстве случаев применение аустенитного шва полно-
стью исключает образование холодных трещин.
На основании анализа имеющихся данных можно высказать
предположение, что влияние металла шва независимо от его типа
на сопротивляемость о. ш. з. определяется следующими основными
факторами: разностью температур кристаллизации основного ме-
талла и металла шва; способность насыщения металла шва водоро-
дом на этапе существования сварочной ванны и его десорбции в
последующий период.
Стойкость сварных соединений конструкций холодным трещинам
в немалой степени зависит от влияния металла шва на величину и
распределение сварочных напряжений.
Выше (см. рис. 107) приведена экспериментально установлен-
ная количественная зависимость между сопротивляемостью о. ш. з.
трещинам вида откол и АГ=ГЛОм—Тсмш [80]. Разница температур
АГ определяет степень перегрева о. ш. з. в области температур
завершения кристаллизации шва и интенсивность развития высоко-
температурных процессов таких, как гомогенизация аустенита, рост
зерна и др. Эта зависимость наиболее ярко проявляется для средне-
легированных сталей, претерпевающих при сварке, как правило,
мартенситное превращение, сопротивляемость которых трещинам
существенно меняется в зависимости от степени развития высоко-
температурных процессов. Опыт показывает, что при АГ=-Ы00°С
сопротивляемость о. ш. з. становится относительно высокой, а при
АГ>+200°С (аустенитные швы) образование холодных трещин
практически исключается.
В [44] выполнена работа по выбору электродных материалов для
сварки среднелегированных сталей ЗОХГСНА, 35ХГСЛ, 27ХГСНЛ,
40ХГСНЗВА и других марок подобных систем легирования. Выби-
рали состав наплавленного металла, имеющего пониженные темпе-
ратуры кристаллизации. Им оказалась модификация известной
проволоки 20Х2ГСНМВФА (Св.-ВЛ1-Д), в которой содержание
Мп повышено до 2%. Мп по своему действию на снижение ГСМш
близок к наиболее эффективным в этом отношении С и В. Введе-
ние последних свыше принятых для электродных материалов кон-
центраций (С>0,2 и В>0,005%) приводит к резкому снижению
сопротивляемости металла шва трещинам. При введении в комп-
лексно-легированный металл шва до 2% Мп, как это показано на
рис. 112, сопротивляемость его трещинам остается неизменной. Од-
новременно Мп более интенсивно, чем все другие легирующие эле-
226
ручной дуговой электродами
Н17 оценивали по методу
ЛТП2-3 на сварных тавро-
вых образцах толщиной
14 мм. Максимальная сопро-
тивляемость о. ш. з. средне-
ментах снижает Тмн И Тык и ДТ°С пип^МПа
увеличивает прокаливае-
мость стали, т. е. способству-
ет повышению прочности
шва в термоупрочненном
состоянии.
На основе проволоки
Св-ВЛ1-ДГ изготовлены
электроды с фтористо-каль-
циевым покрытием, которым
присвоена марка Н17/Св-
ВЛ-ДГ *. Сопротивляемость
холодным трещинам вида
откол при автоматической
сварке проволокой Св-ВЛ1- ;
-ДГ под флюсом АН-20 и
Рис. 138. Сопротивляемость о. ш. з. стали
40ХГСНЗВА холодным трещинам ор min
при сварке различными проволоками:
% ДТ=ТЛ0М Т’смш
легированных сталей получена при сварке проволокой Св-В Л1-ДГ и
электродами Н17 (рис. 138). При этом во всех случаях показатель
сопротивляемости находится в корреляции с ДГ==ТЛом—ГСМш. Сте-
пень оплавления о. ш. з. существенно меньше, чем при сварке дру-
гими сварочными проволоками (см. рис. 64). Сопротивляемость
трещинам самого шва при скоростях охлаждения w6oo/5oo< Ю° С/с
превышает сопротивляемость о. ш. з. исследуемых сталей. При бо-
лее жестких термических циклах и особенно при содержании угле-
рода и легирующих элементов по верхнему пределу шов сам ста-
новится весьма склонным к холодным трещинам. Стойкость швов
против горячих трещин достаточно высокая, если скорость автома-
тической сварки не превышает 25 м/ч.
Механические свойства однослойных швов приближаются к
свойствам свариваемых легированных сталей. В многослойных
швах наблюдается укрупнение аустенитного зерна, очевидно,
вследствие прорастания большеугловых границ нижних слоев шва
в верхние. Это приводит к повышению относительной площади
кристаллического излома при испытаниях на ударную вязкость и
угол изгиба. Для понижения размера зерна необходима много-
кратная перекристаллизация путем двойной закалки температур
с 1000 и 890° С. Более радикальным способом улучшения механиче-
ских свойств многослойных швов и повышения сопротивляемости
трещинам является модифицирование металла шва Се или La в ко-
личестве до 0,06%.
* ТУ 14-4-549—74. Химический состав наплавленного металла 0,15—0,2% С;
1,7—2,2% Мп; 1,4—1,9 % Si; 0,9—1,2% Ni; 0,35-0,45% Mo; 0,8—1,2% W. В со-
стоянии закалки и низкого отпуска о'в = 1500 МПа, 5=12%, ан=6-103 Дж/м2.
227
При сварке низкоуглеродистых легированных сталей, у которых
развитие высокотемпературных процессов менее подвержено влия-
нию теплового и других факторов, чем у среднеуглеродистых,
а водород — обязательное условие образования трещин, определяю-
щим будет насыщенность сварного шва водородом.
В настоящее время в ряде случаев сварки среднелегированных
сталей применяют аустенитные электродные материалы. Они реко-
мендуются для сварки закаленных сталей и жестких крупногаба-
ритных конструкций из высокопробных сталей, когда отсутствует
возможность подогрева или отпуска. Аустенитные материалы
единственно возможны для сварки разнородных сочетаний
перлитных и аустенитных сталей. Выбирают составы аустенитных
материалов с учетом двух основных требований.
С одной стороны, они должны обладать достаточным запасом
аустенитности, чтобы в металле шва, особенно в зоне сплавления,
не смогла образоваться хрупкая мартенситная составляющая
структуры. В противном случае возможно возникновение холодных
трещин. Предварительная оценка структуры шва может быть вы-
полнена с помощью структурной диаграммы Шеффлера для на-
плавленного металла с учетом составов стали и электродного ма-
териала и степени перемешивания (или доли участия основного
металла в наплавке) [38] (рис. 139).
Запас аустенитности электродных материалов определяется по
расстоянию от точки состава (Б—Д) до границы, мартенситно-
аустенитной области, как отношение этого расстояния к прямой,
соединяющей состав электрода и стали А (АБ—АД). Так, у элек-
[УоСг]=7оСр+7сМо+1,57о$1+0,5% Nb+%V
Рис. 139. Определение структурного состава швов при сварке стали состава А
аустенитными электродами [38]; Б, В, Г и Д — Св-08Х18Н9Т, Св-10Х20Н10Г6,
Св-10Х25Н13 и Св-10Х16Н25АМ6 соответственно:
а—з — процент перемешивания основного и наплавленного металлов
22*
трода\Св-08Х18Н9Т(Б) запас аустенитности составляет всего
10— 13°к а у Св-10Х15Н25М6(Д) — 50%. При учете перемешивания
этот запас уменьшается, и его следует отсчитывать для указанных
электродов, соответственно от точек б или а и з и ж. Если процент
перемешивания превышает процент аустенитности, то в шве воз-
можно образование мартенситной составляющей.
С другой стороны, электроды с большим запасом аустенитности
и глубоко аустенитной структурой склонны к образованию горячих
трещин в металле шва. Поэтому в структуре швов необходимо на-
личие до 6% б-феррита. Большее количество феррита приводит к
тепловому охрупчиванию швов в результате образования а-фазы.
Поэтому состав аустенитных электродов, обеспечивающий достаточ-
ный запас аустенитности, должен обеспечивать и наличие 2—6%
6-феррита.
Удовлетворение обоих указанных требований (в отношении хо-
лодных и горячих трещин) приводит к необходимости выбирать
граничные композиции в узком диапазоне составов. Для выявления
возможности возникновения холодных трещин вида отрыв в зоне
сплавления соединения легированных сталей с аустенитным швом
и оценки сопротивляемости их образованию необходимо проведе-
ние испытаний, например, по методу ЛТП2 для конкретных мате-
риалов и условий сварки. Результаты испытаний ряда аустенитных
электродных материалов, на тавровых сварных образцах с размером
стенки 14(20) X 100Х 100 мм приведены на рис. 140 [81]. Все испы-
Рис. 140. Сопротивляемость сред-
• нелегированной Сг—Ni—Мо стали
образованию холодных трещин ти-
па отрыва при сварке аустенитны-
ми электродами:
1 — без прокалки; 2 — с прокалкой
Рис. 141. Распределение микро-
твердости в зоне сплавления сред-
нелегированной Сг—Ni—Мо ста-
ли, сваренной различными аусте-
нитными материалами:
1 — СВ-09Х16Н25М6АФ;
2 — Св-04Х19Н11МЗ;
3 — Св-08Х19Н9Ф2С2
229
Тайные электроды при выбранных условиях сварки (w5k/=174-
19° С/с) оказались склонными к образованию трещин ви^а отрыв.
Исключение составили электроды ЭА-09Х16Н25М6АФ. Однако при
ужесточении СТЦ и увеличении 10550 до 23—45° С/с этц^электроды •
становятся склонными к образованию трещин вида ^трыв.
Для выяснения причин разной сопротивляемости различных
аустенитных материалов отрыву проведено микроскопическое ис-
следование переходной зоны и замер /7Ц. Установлено, что уровень
сопротивляемости связан с характером переходной зоны (рис. 141).
Возможны три вида перехода от основного металла к металлу шва.
При первом виде распределение резко изменяется от основного
металла к шву; свариваемые материалы не склонны к отрыву. При
втором виде наблюдается переходная зона протяженностью до
30 мкм, в которой распределение имеет плавный переход от ос-
новного металла к шву; свариваемые материалы имеют средний
уровень сопротивляемости отрыву. При последнем виде наблюдает-
ся весьма хрупкая переходная зона протяженностью до 50 мкм,.
распределение Нц в этой зоне имеет пик значений, превышающих
соответствующие значения в о. ш. з. Этому соответствует весьма
низкая сопротивляемость трещинам.
Выбор исходной структуры стали перед сваркой. Основная
идея данного способа повышения сопротивляемости сталей трещи-
нам заключается в создании предварительной исходной структуры,,
обладающей минимальной реакцией на воздействие СТЦ. Выбира-
ется исходная структура, обусловливающая при нагреве в процессе
сварки минимальную степень гомогенизации и ограниченный рост
зерна и соответственно получение бейнитной или сорбитной струк-
туры вместо мартенситной в процессе превращения аустенита при
охлаждении.
В ранних работах С. Хойт показал, что предварительный отжиг
стали системы 0,35 С — 0,95 Сг — 0,19 Мо, приводящий к укрупне-
нию карбидов, заметно снижает склонность к холодным трещинам
при сварке жестких технологических проб (типа CTS), а гомогени-
зация повышает склонность к трещинам по сравнению с состоянием
после горячей прокатки. Гомогенизация марганцовистых сталей
(0,19 С—1,46 Мп — 0,37 Мо) приводит, наоборот, к снижению»
склонности к трещинам, поскольку устраняет явление сегрегации
Мп в стали. Установлено, что добавка в среднеуглеродистую хроми-
стую (0,34—0,38% С; 0,67—1,73% Сг) сталь энергичных карбидооб-
разующих Ti, Zr, Nb и V значительно снижает их склонность к тре-
щинам при сварке проб [217]. Влияние карбидообразующих элемен-
тов проявляется в наибольшей степени в сталях с повышенным
содержанием углерода после сфероидизирующего отжига.
В табл. 16 приведены результаты исследований влияния широ-
кого ряда исходных состояний на среднелегированных сталях раз-
личных марок на сопротивляемость холодным трещинам вида откол
с помощью количественного метода ЛТП2. Наиболее значительное
повышение oPmin имеют стали после отжига на зернистый перлит.
На рис. 94, 95 и 109 показано, что этому соответствует наибольшее
230
смещение температур превращения аустенита в высокотемператур-
ную область, существенное уменьшение количества мартенситной
составляющей в структуре и размера аустенитных зерен в о.ш.з.
Таким образом, предварительная термообработка сталей на зер-
нистый перлит может быть рекомендована как перспективный спо-
соб существенного повышения сопротивляемости о. ш. з. среднеле-
гированных стилей холодным трещинам вида откол. Температура
отжига находится в области Ась время обработки 6—30 ч. Опти-
мальный режим отжига зависит от состава стали. Для его опреде-
ления рекомендуется следующая методика [43]. Образцы 10X10X10
из исследуемой стали подвергают отжигу при различной темпера-
туре (680—840° С с интервалом 20° С) с разной продолжительно-
стью (1—30 ч|. После отжига замеряют твердость образцов и при
возможности исследуют их структуру. По зависимостям твер-
дость— время отжига для заданной температуры (рис. 142) выби-
рают режим, которому соответствует наиболее интенсивное сниже-
ние твердости. При этом оптимальным временем следует считать
время снижения исходной твердости примерно на 90% максималь-
но возможного при данной температуре.
Для исследованных сталей (35ХГСЛ, 40Х2ГНМВРА, 27ХГСНМЛ
и др.) оптимальная температура отжига Т0пт=4с1—АТ (АТ зави-
сит от состава стали и лежит в пределах 15—35° С). Факт того,
что Топт ниже Лсь объясняется закономерностями процесса коагу-
ляции карбидов [66]. Скорость коагуляции зависит не только от
температуры, но и от отношения Ме/С = & (Me и С — содержание
карбидообразующего элемента и углерода в %).
При некотором критическом значении Ме/С = & для данного
элемента скорость коагуляции резко снижается из-за обезуглеро-
Рис. 142. Изменение твердости стали 35ХГСЛ в зависимости от температуры
и времени отжига
Рис. 143. Зависимость критического значения отношения Ме/С=& от температу-
ры [66]
231
/
живания твердого раствора. С увеличением температуры ртжига
k уменьшается (рис. 143). Если Ме/С<& и в карбидн/й фазе
сохраняется карбид цементного типа, то коагуляция протекает с
достаточно большой скоростью. При Ме/С>& из карбоной фазы
исчезает цементит и скорость коагуляции замедляется*/ 1
Согласно приближенной оценке по k, минимальная/температур#,
при которой начинает замедляться коагуляция, для ^исследованных
сталей в основном определяется Мп: для стали 40Х2ГНМВРА
Топт = 740°С (по Мо и W Топт=750°С), для стали 35ХГСЛ =
= 730°С и 27ХГСНМЛ ГОпт = 715°С. Сг сдвигает Т0Пт выше Ас\
и k изменяется незначительно при повышении температуры.
Рассчитанная минимальная температура хорошо согласуется с экс-
периментально полученными оптимальными температурами отжига
указанных сталей.
Таким образом, увеличение содержания С ускоряет, а повышение
содержания карбидообразующих элементов сверх некоторого пре-
дела замедляет процесс коагуляции. Повышение температуры, с од-
ной стороны, способствует коагуляции, увеличивая диффузионную^
подвижность атомов, с другой — замедляет ее, понижая значение
k. Комплексное легирование карбидообразующими элементами
приводит к снижению диффузионной подвижности С и в то же вре-
мя уменьшает k. Опыт применения рассмотренного выше способа
показал его эффективность для сталей с содержанием более 0,3% С
и суммарного содержания карбидообразующих элементов бо-
лее 1 %.
Снижение содержания водорода в металле шва
Самые распространенные способы снижения содержания’ водо-
рода в металле шва основаны на устранении источников, снаб-
жающих водородом атмосферу дуги. Это прокалка электродов с
фтористо-кальциевыми покрытиями при 480—500аС в течение
3 ч, низкокремнистых флюсов при 600° С в течение 4 ч и фтористо-
кальциевых — при 900° С в течение 5 ч; осушение защитных газов
пропусканием их через осушитель, заполненный селикогелем, что-
бы их точка росы поддерживалась на уровне не выше —55° С;
тщательная очистка свариваемых кромок и сварочной проволоки
от масла, ржавчины, следов омеднения и других загрязнений; ва-
куумирование проволоки с целью удаления металлургического
водорода в камере с давлением ^1,33-10 Па при 850° С в течение
не менее 2 ч; удаление конденсированной влаги со свариваемых
кромок при сварке в условиях отрицательных температур протир-
кой ветошью и легким прогревом газовым пламенем; создание
искусственного климата в производственных помещениях с абсо-
лютной влажностью воздуха не более 10—12 г/м3; применение при
абсолютной влажности воздуха свыше 12—14 г/м3 способов свар-
ки, характеризующихся минимальным захватом воздуха дугой,
таких как аргонодуговая й автоматическая под флюсом.
232
Япуч^её предусматривал связывание водорода в ат-
[ в нерастворимые В Жидком железе соединения. В этом:
ффективны основные покрытия с максимально воз-
ержанием CaF2 и FeTi, фтористо-кальциевые флюсы
содержанием CaF2 и SiO2 и особенно покрытия и
став которых введена прокатная окалина FeO. К по-
следним относятся- разработанные~в~ИЭ€ нм. Патона флюсы АН17
и АМ17М и электроды АНП-2. Аналогичный эффект достигается
при сварке в атмосфере защитных газовых смесей С02 + О2 (20%)'
и СО2 +хладон-12 (5%).
Весьма перспективны меры и способы, понижающие степень,
поглощения водорода металлом сварочной ванны из атмосферы
дуги и обеспечивающие его ускоренную десорбцию из шва на эта-
пе охлаждения. Поглощение водорода определяется его парциаль-
ным давлением в атмосфере дуги, растворимостью в жидком
металле и временем контакта расплавленного металла, особенно*
электродных капель, с газовой атмосферой дуги. По [166] парци-
альное давление водорода в атмосфере дуги покрытых электродов-
при неизменном процентном содержании влаги снижается при
увеличении содержания СаСОз в покрытии. Режимы сварки, обес-
печивающие крупнокапельный или струйный перенос электродного*
металла, способствуют снижению насыщения шва водородом. Влия-
ние состава легированных сварочных проволок на растворимость
водорода в металле сварочной ванны, диффузионный выход водо-
рода из шва при повышенных температурах и конечное содержа-
ние диффузионного водорода в шве после охлаждения еще недо-
статочно изучено. Имеются данные, что это влияние существенно*
и может быть эффективно использовано в дополнение к рассмот-
ренным выше способам и особенно, когда последние по тем или
иным причинам не могут быть реализованы.
С целью ускорения десорбции водорода из шва в процессе его>
охлаждения применяют сопутствующий подогрев сварных соедине-
ний. До настоящего времени выбор температуры и продолжитель-
ности подогрева производится опытным путем применительно к
конкретным конструкциям и условиям их сварки или соответствую-
щих им натурных образцов и отраслевых технологических проб.
Научно обоснованное назначение режима подогрева возможно толь-
ко на основании расчета диффузионного перераспределения водо-
рода в соединении и десорбции его с поверхности при сварке и в
последующий период. Разработаны программы соответствующих
расчетов на ЭВМ [49, 221 и др.]. Результаты расчетов (см. рис.
127—129) показывают, что эффективность подогрева зависит от
толщины свариваемого металла, формы разделки, высоты сварных
слоев в многослойном шве, расстояния рассматриваемой точки от
поверхности и особенно от значения эффективных коэффициентов
диффузии водорода в металле шва и о. ш. з. При назначении режи-
ма подогрева необходимо учитывать возможность теплового охруп-
чивания металла шва и о. ш. з. в результате отпуска и других про-
цессов. Возможность такого учета обеспечивается разрабатывае-
233
мыми комплексными программами расчета на ЭВМ тепловорб ре-
жима сварки. /
Мероприятия по понижению уровня сварочных напряжений
I рода практически всегда будут способствовать повышершю стой-
кости сварных соединений против трещин. Способы регулирования
‘Сварочных напряжений рассмотрены в работах, непосредственно
посвященных этому вопросу.
*
* *
В заключение следует отметить, что, несмотря на большое разно-
образие способов повышения стойкости сварных соединений против
холодных трещин, задача их полного устранения еще не решена
окончательно. Во-первых, ни один из упомянутых способов не явля-
ется универсальным. Эффективность каждого из них ограничивает-
ся определенным составом стали и разновидностью образующихся
трещин, толщиной металла, типом сварного соединения, формой и
размерами сварной конструкции, применяемой технологией сварки,
условиями производства и т. п. Во-вторых, ряд способов находится
в стадии разработки и не доведен до состояния максимальной эф-
фективности. Необходимо продолжение работы в этом направлении
на основе исследований физических процессов в легированных ста-
лях при сварке.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Авербах Б. Л. Некоторые физические аспекты разрушения. — В кн.: Раз-
рушение. Пер. с англ./Под ред. А. Ю. Ишлинского. М.: Мир, Т. 1, 1973. 500 с.
2. Андреев Ю. Г., Кидин И. Н., Штремель М. А. Изменение механических
свойств углеродистого мартенсита при комнатной температуре. — Физика метал-
лов и металловедение, т. 31, вып. 5, 1971, с. 1087—1090.
3. Андреев Ю. Г., Кидин И. Н., Штремель М. А. Концентрационная зависи-
мость механических свойств углеродистого мартенсита. — Физика металлов и ме-
талловедение, т. 31, вып. 4, 1971, с. 795—805.
4. Барышников А. П. Влияние состава металла шва на образование холод-
ных трещин при сварке среднелегированных сталей. — Автоматическая сварка,.
1969, № 7, с. 1—4.
5. Бендрышев О. Л., Алексеев В. В., Силина В. И. Производственный опыт
сварки стали ВНС-2. — Сварочное производство, 1979, № 2, с. 8—10.
6. Белоус М. В., Черепин В. Т., Васильев М. А. Превращения при отпуске-
стали. М.: Металлургия, 1973. 232 с.
7. Блантер М. С., Сурин А. И. Распределение атомов углерода между твер-
дым раствором и дислокациями в тройном сплаве. — В кн.: Диффузия, фазовые-
превращения, механические свойства металлов и сплавов. ВЗМИ, Труды № 1
1973, с. 7—10.
8. Бокштейн С. 3. Строение и свойства металлических сплавов. М., Метал-
лургия, 1971. 496 с.,
9. Бокштейн С. 3. Диффузия и структура металлов. М.: Металлургия, 1973.
206 с.
10. Боровушкин И. В., Петров Г. Л. Влияние водорода на образование око-
лошовных трещин при сварке закаливающихся сталей. — Сварочное производст-
во. 1966, № И, с. 13—15.
11. Вакуумный метод определения диффузионно-подвижного водорода при-
менительно к ручной сварке штучными электродами/А. М. Левченко, Е. П. Озе-
ров, Г. Л. Петров и др. — В кн.: Сварочное производство. ЛПИ, Труды № 336,
1974, с. 3—6.
12. Васильев В. Г., Малевский Ю. Б. Дилатометр для изучения фазовых
превращений в сварном шве. — Автоматическая сварка, 1968, № 9, с. 41—43.
13. Васильев В. Г., Малевский Ю. Б. Применение магнитометра для изуче-
ния превращений в сварных швах. — Автоматическая сварка, 1970, № 10,
с. 66-67.
14. Велков К., Стойнов Ц. Относительно определения диффузионного водо-
рода в сварном шве. — Машиностроение, НРБ, 1973, № 11/12, с. 503—505.
15. Велков К. Установка и методика построения диаграмм непрерывного пре-
вращения аустенита в условиях сварочного термического цикла. — Доклады II
металлографического симпозиума. Братислава, ЧССР, 1976, с. 196—199.
16. Взаимосвязь холодных трещин со структурой высокопрочных швов/
А. М. Макара, В. Ф. Грабин, А. В. Денисенко и др. — Автоматическая сварка,
1972, № 7, с. 1—5.
17. Виноград М. И., Громова Г. П. Включения в легированных сталях и
сплавах. М.: Металлургия, 1972. 215 с.
18. Влияние подогрева на распределение водорода в сварных соединениях
высокопрочной стали/Б. С. Касаткин, В. Ф. Мусияченко, О. Д. Смиян и др.—
Автоматическая сварка, 1973, № 12, с. 63—64.
235
19. Влияние влажности воздуха при сварке на сопротивляемость стали
18Х2НЗМД образованию холодных трещин/Э. Л. Макаров, В. Г. Федоров,
В. П. Синякин и др. — Технология судостроения. 1977, № 3, с. 10—14.
20. Влияние условий многослойной сварки на сопротивляемость стали
Х15Н5Д2Т и Х16Н4Б образованию холодных трещин / В. Г. Федоров, Э. Л. Ма-
каров, В. И. Шубин и др. — Сварочное производство, 1976, № 12, с. 2—4.
21. Влияние электромагнитного перемешивания на содержание водорода
и сопротивляемость образованию холодных трещин при сварке среднелегирован-
ных высокопрочных сталей/В. Г. Федоров, Э. Л. Макаров, В. И. Кочерыгин
и др. — Сварочное производство, 1981, № 4, с. 8—10.
22. Водород в металле шва на мартенситной высокопрочной нержавеющей
стали при аргонодуговой сварке/Н. М. Вознесенская, Я. М. Потак, Р. С. Куроч-
ко и др. — Автоматическая сварка. 1977, № 7, с. 15—19.
23. Выбор технологии сварки, обеспечивающей стойкость сварных соедине-
ний против образования холодных трещин/Э. Л. Макаров, В. Ф. Чабуркин,
Л. С. Лившиц и др. — Сварочное производство, 1972, № 8, с. 30—32.
24. Гельд П. В., Рябов Р. А. Водород в металлах и сплавах, М.: Металлур-
гия, 1974. 272 с.
25. Гельд П. В., Рябов Р. А., Кодес Е. С. Водород и несовершенства струк-
туры металла. М.: Металлургия, 1979, 221 с.
26. Гололобов Б. А., Николаев К. Г. Трещины при сварке корпусных сталей.
М.: Судостроение, 1969. 254 с.
27. Горячие трещины при сварке жаропрочных сплавов/М. X. Шоршоров,
А. А. Ерохин, Т. А. Чернышова и др. М.: Машиностроение, 1973. 224 с.
28. Гордань Г. Н., Дзыкович И. Я., Макара А. М. О высокотемпературной
химической неоднородности в околошовной зоне. — Физика и химия обработки
материалов, 1970, № 6, с. 115—117.
29. Грабин В. Ф., Недопако Д. П., Новикова Д. П. Быстродействующий ди-
латометр для исследования превращений в сталях и сплавах в условиях терми-
ческого цикла сварки. — Автоматическая сварка, 1967, № 9, с. 75—76.
30. Грабин В. Ф., Денисенко А. В. Металловедение сварки низко- и средне-
легированных сталей. Киев: Наукова Думка, 1978. 272 с.
31. Грабский М. В. Структура границ зерен в металлах. М.: Металлургия,
1972. 160 с.
32. Гуляев А. П. Металловедение. М.: Металлургия, 1978. 647 с.
33. Демьянцевич В. П., Матюхин В. И. Особенности движения жидкого ме-
талла в сварочной ванне при сварке неплавящимся электродом. — Сварочное
производство, 1972, № 10, с. 1—3.
34. Донченко Е. А., Добротина 3. А. О природе легированных прослоек в зо-
не наплавки. — Сварочное производство, 1968, № 12, с. 14—16.
35. Екобори Т. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел;
Пер. с англ./Под ред. В. С. Ивановой. М.: Металлургия, 1971, 264 с.
36. Журенков П. М., Егоршина Т. В., Голиков И. Н. Дендритная ликвация
в стали 35ХГСА. — Металловедение и термическая обработка металлов, 1964,
№ 2, с. 25—28.
37. Заболотский В. М. Влияние условий нагружения образцов при испыта-
нии сталей на склонность к образованию холодных трещин при сварке. — Сва-
рочное производство, 1967, № 5, с. 14—16.
38. Земзин В. Н. Сварные соединения разнородных сталей. М.: Машинострое-
ние, 1966. 123 с.
39. Зилова Т. К., Демина К. И., Фридман Я. Б. Методика оценки склонности
материалов к замедленному разрушению. — Заводская лаборатория, 1956, № 8,
с. 967—972.
40. Изотов В. И., Хандаров П. А. Классификация мартенситных структур
в сплавах железа. — Физика металлов и металловедение, т. 34, вып. 2, 1972,
с. 332—338.
41. Исследование микроскопической химической неоднородности в сварных
швах/А. М. Макара, И. Я. Дзыкович, Н. А. Мосендз и др. — Автоматическая
сварка, 1965, № 11, с. 5—11.
42. Исследование перераспределения компонентов в твердом растворе мето-
дами рентгеноспектрального микроанализа и электронной микроскопии/
236
Б. И. Брук, Н. X. Киевская, Л. П. Копп и др. — Физика металлов и металлове-
дение, т. 29, вып. 2, 1970, с. 409.
43. Исследование влияния исходного состояния высокопрочной стали на со-
противляемость образованию холодных трещин при сварке / Э. Л. Макаров,
В. Г. Федоров, С. О. Цориев и др. — В кн.: Прогрессивная технология конструк-
ционных материалов. МВТУ, Труды № 167, 1973, с. 113—118.
44. Исследование свариваемости литейных сталей 35ХГСЛ и 27ХГСНЛ/
3. Г. Королева, А. С. Свойкина, Э. Л. Макаров и др. — Сварочное производство,
1973, № 12, с. 25—28.
45 Исследование сопротивляемости литой дисперсионно-твердеющей стали
0ХИН2ДЛ образованию холодных трещин при сварке/В. Г. Федоров, Э. Л. Ма-
каров, Г. М. Алексеев и др. — Сварочное производство, 1978, № 6, с. 3—5.
46 Исследование напряженно-деформированного состояния стыковых свар-
ных соединений из сталей повышенной прочности/В. С. Игнатьева, Э. Л. Мака-
ров, Г Т. Урумов и др. — Изв. вузов. Машиностроение, 1982, № 1.
47. Калмыков В. С., Макаров Э. Л. Влияние водорода на превращения
-аустенита в легированных сталях в условиях термодеформационного цикла свар-
ки.— Изв. вузов. Машиностроение, 1980, № 7, с. 145—147.
48. Кан Р. У. Возврат и рекристаллизация. — В кн.: Физическое металлове-
дение; Пер. с англ./Под ред. В. М. Розенберга. М.: Мир, 1968, вып. 3, с. 371—442.
49. Кархин В. А., Мнушкин О. С., Петров Г. Л. Кинетика перераспределения
водорода в сварных соединениях. — Автоматическая сварка, 1980, № 6, с. 28—32.
50. Касаткин Б. С., Мусияченко В. Ф. Металлургические особенности сварки
под флюсом низколегированных высокопрочных сталей. — Автоматическая свар-
ка, 1969, № 1, с. 1—4.
51. Касаткин Б. С., Волков В. В., Кратко А. Г. Исследование условий обра-
зования поперечных трещин при сварке стали 14Х2ГМР. — Автоматическая свар-
ка, 1979, № 10, с. 1—7. •
52. К вопросу о механизме водородной хрупкости/Г. В. Карпенко, А. К. Лит-
вин, В. И. Ткачев и др. — Физико-химическая механика материалов, 1973, № 4,
с. 6—11.
53. Козлов Р. А. Водород при сварке корпусных сталей. М.: Судостроение,
1969. 176 с.
54. Козлов Р. А. Свариваемость стали 12X1 МФ обычной и вакуумной вы-
плавки. — Сварочное производство, 1972, № 10, с. 23—24.
55. Козлов Р. А., Лебедева А. Ю. Стойкость стали 12Х2М1Л против обра-
зования холодных трещин при сварке. — Сварочное производство, 1978, № 5,
с. 25-27.
56. Козлов Р. А. О свариваемости теплоустойчивых сталей. — Сварочное
производство, 1979, № 2, с. 12—15.
57. Колачев Б. А. Водородная хрупкость цветных металлов. М.: Металлур-
гия, 1966. 256 с.
58. Колачев Б. А. Обратимая водородная хрупкость металлов. — Физико-
химическая механика материалов, 1973, № 3, с. 17—23.
59. Коттрилл П. Водородная хрупкость металлов; Пер. с англ./Под ред.
В. И. Саррака. М.: Металлургиздат, 1963. 117 с.
60. Криштал М. А., Миркин И. Л. Ползучесть и разрушение сплавов. М.:
Металлургия, 1966. 121 с.
61. Кришталл М. А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Метал-
лургия, 1972. 400 с.
62. Кузнецов В. В., Барской Б. Н. Рентгенографические исследования струк-
турных изменений стали при электролитическом насыщении водородом. — Жур-
нал физической химии, 1961, т. XXXV, № 3, с. 595—599.
63. Лакомский В. И., Гусаченко Г. Ф. Взаимодействие водорода с металлом
в дуговом промежутке при сварке. — Автоматическая сварка, 1963, № 12,
с. 18—24.
64. Лебедев Б. Д. К вопросу об эквиваленте углерода. — Сварочное произ-
водство, 1969, № 2, с. 1—2.
65. Лебедев Б. Д. Изменение размеров оксисульфидных включений в метал-
ле сварных швов при охлаждении. — Сварочное производство. 1972, № 6, с. 5—7.
66. Лившиц Л. С., Куркумелли Э. Г. О коагуляции карбидов в легированной
237
стали при отпуске. — В кн.: Металловедение и термическая обработка. М.: Ма-
шиностроение, 1964, с. 23—29.
67. Лившиц Б. Г. Металлография. М.: Металлургия, 1971. 405 с.
68. Ломбардини Ю. Механизм слоистого растрескивания стальных листов
при сварке. — Автоматическая сварка, 1979, № 8, с. 14—15.
69. Макара А. М., Мосендз Н. А. Природа влияния металла шва на образо-
вание трещин в околошовной зоне. — Автоматическая сварка, 1964, № 9, с. 1—10.
70. Макара А. М., Новикова Д. П. Об особенностях мартенситного и бей-
нитного превращения в легированных сталях при сварочных термодеформацион-
ных циклах. — Автоматическая сварка, 1967, № 10, с. 10—15.
71. Макара А. М., Гордонный В. Г., Новиков И. В. Влияние временных сва-
рочных напряжений на сопротивляемость соединений образованию холодных тре-
щин.— Автоматическая сварка, 1968, № 7, с. 1—5.
72. Макара А. М., Мосендз Н. А. Сварка высокопрочных сталей. Киев: Тех-
юка, 1971. 140 с.
73. Макара А. М., Ковалев Ю. Я., Новиков И. В. Надрывы в околошовной
зоне при электрошлаковой сварке конструкционных сталей. Автоматическая свар-
ка, 1972, № 5, с. 1—5.
74. Макаров Э. Л. Влияние предварительной термической обработки стали
на процесс образования холодных трещин при сварке. — В кн.: Прочность свар-
ных конструкций. М.: Машиностроение, 1966, с. 133—142.
75. Макаров Э. Л., Субботин Ю. В., Прохоров Н. Н. Пути повышения сопро-
тивляемости сталей образованию холодных трещин при сварке. — В кн.: Проч-
ность сварных конструкций. М., Машиностроение, 1966, с. 227—242.
76. Макаров Э. Л., Господаревский В. И. Исследование влияния распада
остаточного аустенита на образование холодных трещин при сварке. — В кн.:
Прочность сварных конструкций. М.: Машиностроение, 1966, с. 143—162.
77. Макаров Э. Л., Федоров В. Г. Испытание тонколистовой высокопрочной
стали для оценки ее сопротивляемости образованию холодных трещин при
сварке в условиях двухосного напряженного состояния. — В кн.: Остаточные
напряжения и прочность сварных конструкций. МВТУ, Труды № 133. М., Ма-
шиностроение, 1969, с. 87—91.
78. Макаров Э. Л., Федоров В. Г. Установка ЛТП2-5 для исследования
сварных-соединений тонколистовых сталей на образование холодных трещин.—
Сварочное производство, 1971, № 12, с. 49.
79. Макаров Э. Л., Федоров В. Г. Влияние высокотемпературной деформации
на сопротивляемость сталей образованию холодных трещин при сварке. — В кн.:
Прогрессивная технология конструкционных материалов. МВТУ, труды № 167>
1973. с. 118—122.
80. Макаров Э. Л., Федоров В. Г. К вопросу о выборе электродных мате-
риалов для сварки высокопрочных сталей. — В кн.: Прогрессивная технология
конструкционных материалов. МВТУ, труды № 167, 1973, с. 104—108.
81. Макаров Э. Л., Федоров В. Г. Сопротивляемость судостроительных ста-
лей «отрыву» при сварке аустенитными материалами. — В кн.: Прогрессивная
технология конструкционных материалов. МВТУ, Труды № 167, 1973, с. 98—104.
82. Макаров Э. Л., Якушина Г. И. Влияние скорости сварки на сопротивляе-
мость металлов образованию холодных трещин при сварке. — Сварочное произ-
водство, 1974, № 10, с. 32—34.
83. Макаров Э. Л. Микроскопическая химическая неоднородность в сварных
соединениях среднелегированных сталей. — В кн.: Прогрессивная технология кон-
струкционных материалов. МВТУ, Труды № 202, 1974, с. 92—103.
84. Макаров Э. Л., Меньшинин С. В. Устройство для определения темпера-
тур кристаллизации сплавов применительно к условиям дуговой сварки. — Авто-
матическая сварка, 1975, № 3, с. 47—49.
85. Макаров Э. Л., Якушина Г. М., Лазько В. Е. Влияние легирующих эле-
ментов на сопротивляемость высокопрочного металла шва образованию холодных
трещин при сварке. — Сварочное производство, 1975, № 4, с. 10—11.
86. Макаров Э. Л., Лазько В. Е. Сравнительная оценка свариваемой средне-
легированной стали. — Сварочное производство, 1977, № 12, с. 29—31.
87. Макаров Э. Л. Природа разрушения при образовании холодных трещин
в высокопрочных закаливающихся сталях при сварке. — В кн.: Прогрессивная
238
технология конструкционных материалов. МВТУ, Труды № 248, 1977, с. 85—105.
88. Макаров Э. Л., Федоров В. Г., Соболев В. В. Машина ЛТП2-7 для ис-
следования стойкости сварных соединений против образования холодных тре-
щин.— Автоматическая сварка, 1978, № 6, с. 69—70.
89. Макаров Э. Л., Гончарова Р. Д. Исследование склонности околошовной
зоны среднелегированных сталей при многослойной сварке к образованию тре-
щин. — В кн.: Пути повышения качества, долговечности и надежности сварных
и паяных изделий. МДНТП им. Ф. Э. Дзержинского, 1980, с. 9—12.
90. Макаров Э. Л. Проблемы свариваемости высокопрочных легированных
сталей. — В кн.: Прогрессивная технология конструкционных материалов. МВТУ,
Труды № 341, 1980, с. 153—161.
91. Мак-Лин Д. Границы зерен в металлах; Пер. с англ./Под ред.
М. Л Бернштейна и А. Г. Рахштадта. М.: Металлургиздат, 1960. 322 с.
92. Мак-Магон К. Дж. Микропластичность железа —В кн.: Микропластич-
ность; Пер. с англ./Под ред. В. Н. Геминова и А. Г. Рахштадта. М.: Металлур-
гия, 1972, с. 101 — 117.
93. Малевский Ю. Б., Васильев В. Г., Грабин В. Ф. Установки для дилато-
метрических исследований превращений в сварных соединениях. Киев: Наукова
Думка, 1964. 71 с.
94. Мацнев Э. П., Астафьев А. С. Сварка пароперегревательных труб из теп-
лоустойчивой стали 12Х2МВ8ФБ. — Автоматическая сварка, 1968, № 2, с. 47—49.
95. Мовчан Б. А. Границы кристаллитов в литых металлах и сплавах. Киев:
Техн1‘ка, 1970. 212 с.
96. Мовчан Б. А. Некоторые особенности структуры вторичных границ в ли-
тых металлах, — Сварочное производство, 1971, № 6, с. 30—32.
97. Мороз Л. С., Чечулин Б. Б. Водородная хрупкость металлов. М.: Метал-
лургия, 1967, 255 с.
98. Морозов А. И. Водород и азот в стали. М.: Металлургия, 1968, 283 с.
99. Надаи А. Пластичность и разрушение твердых тел. М.: Изд-во иностр,
лит., 1954, 647 с.
100. Никитин В. М. Особенности кристаллизации металла шва при сварке
плавлением разнородных материалов. — Сварочное производство, 1973, № 5,
с. 53-54.
101. Новиков Н. Н., Макаров Э. Л., Калмыков В. С. Методы и результаты
исследований технологической прочности при сварке на образцах с имитацией
сварочного термодеформационного цикла. — В кн.: Прогрессивная технология
конструкционных материалов. МВТУ, Труды № 248, 1977, с. 66—84.
102. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлур-
гия, 1978. 392 с.
103. Новокрещенов М. М., Рыбаков Ю. В., Чермашенцев Е. В. Сварка теп-
лоустойчивой стали 15Х2МФ со сталью ЭП-335. — Сварочное производство, 1969,
№12, с. 21—23.
104. Образование холодных трещин при сварке ферритных сталей/Н. М. Ти-
мофеев, А. С. Зубченко, А. С. Коледа и др. — Автоматическая сварка, 1970,
№ 10, с. 9—12.
105. Образование холодных трещин при многослойной сварке/Г. М. Алексе-
ев, В. Г. Федоров, Э. Л. Макаров и др. — Известия вузов. Машиностроение,
1977, № 10, с. 132—136.
106. О первичных и вторичных границах в металле шва и околошовной зо-
не сварных соединений среднелегированных сталей/А. М. Макара, В. А. Сергеев-
ский, Н. А. Мосендз и др. — Автоматическая сварка, 1973, № 4, с. 1—4.
107. Определение коэффициента диффузии водорода в условиях сварочного
термического цикла/Э. Л. Макаров, В. В. Покидышев, Н. И. Егоров и' др. — /Ме-
талловедение и термическая обработка металлов, 1981, № 7, с. 56—58.
108. Особенности трещинообразования при сварке некоторых низколегирован-
ных сталей/Э. Л. Макаров, В. Г. Федоров, А. С. Зубченко и др. — Сварочное
производство, 1974, № 5, с. 26—29.
109. Особенности процесса образования холодных трещин в многослойных
соединениях среднелегированных бейнитных сталей/Э. Л. Макаров, В. Г. Федо-
ров, В. В. Соболев и др. — В кн.: Прогрессивная технология конструкционных
материалов. МВТУ, Труды № 248, 1977, с. 32—51.
239
ПО. Петч Н. Металлографические аспекты разрушения. — В кн.: Разрушение;
Пер. с англ./Под ред. А. Ю. Ишлинского. М.: Мир, 1973, Т. 1. с. 374—420.
111. Петров Г. Л., Миллион А. Процессы распределения водорода в свар-
ных соединениях углеродистых и низколегированных сталей. — Сварочное произ-
водство, 1964, № 10, с. 1—6.
112. Петров Г. Л., Тумарев А. С. Теория сварочных процессов. М.: Высшая
школа, 1967. 508 с.
113. Потапов Л. П. Исследование атомной структуры границ зерен с по-
мощью автоионного микроскопа. — Физика металлов и металловедение, 1971у
т. 32, еып. 5, с. 1114—1117.
114. Походня И. К., Пальцевич А. П., Явдошин И. Р. Хроматографический
метод определения количества диффузионного водорода в сварных швах. — Ин-
формационное письмо № 37 ИЭС им. Е. О. Патона, 1978.
115. Прохоров Н. Н., Макаров Э. Л., Господаревский В. И. О возможности
оценки сопротивляемости сталей образованию холодных трещин при сварке с
помощью дилатометрических характеристик. — В кн.: Прочность сварных конст-
рукций. М.: Машиностроение, 1966, с. 151 —152.
116. Прохоров Н. Н., Макаров Э. Л., Субботин Ю. В. Прочность при изгибе
конструкционных закаливающихся сталей в процессе замедленного разруше-
ния. — В кн.: Прочность сварных конструкций. М.: Машиностроение, 1966».
с. 243—253.
117. Прохоров Н. Н. Физические процессы в металлах при сварке. М.: Ме-
таллургия, 1968, т. 1. 695 с.
118. Прохоров Н. Н., Макаров Э. Л., Федоров В. Г. Машина ЛТП2-3 для
исследования сопротивляемости сталей образованию холодных трещин при свар-
ке.— Автоматическая сварка, 1971, № 5, с. 73—74.
119. Прохоров Н. Н., Новиков Н. Н. Методика исследования процесса пре-
вращений аустенита в условиях сварки. — Автоматическая сварка, 1972, № 4Г
с. 74.
120. Прохоров Н. Н., Новиков Н. Н. Быстродействующий дилатометр с двух-
координатной системой регистрации. — Заводская лаборатория, 1972, № U
с. 113—114.
121. Прохоров Н. Н. Физические процессы в металлах при сварке. М.: Ме-
таллургия, 1976, т. II. 599 с.
122. Раймонд Э. Д., Шиганов Н. В. Применение местного кратковременного
нагрева для предупреждения возникновения холодных трещин. — Сварочное про-
изводство, 1972, № 11, с. 17.
123. Рекомендации по разработке технологии сварки трубопроводов, обеспе-
чивающих стойкость соединений против образования горячих и холодных тре-
щин. М.: ВНИИСТ, 1972, с. 11.
124. Розенберг В. М. Ползучесть металлов. М.: Металлургия, 1967. 276 с.
125. Рыкалин Н. Н. Расчеты тепловых процессов при сварке. М., Машгиз„
1951. 296 с.
126. Садананда К., Марцинковский М. Единая теория большеугловых границ
зерен. — В кн.: Атомная структура межзеренных границ; Пер. с англ./Под ред.
А. Н. Орлова. М.: Мир, 1978, с. 55—113.
127. Саррак В. И., Филиппов Г. А. О природе задержанного разрушения за-
каленной стали. — Металловедение и термическая обработка металлов, 1976,
№ 12, с. 36—41.
128. Сафонников А. Н. Исследование свариваемости низколегированных ста-
лей 14ХНМДФР в углекислом газе. — Сварочное производство, 1970, № 10,
с. 40—41.
129. Сварка низколегированных высокопрочных сталей 14Х2ГМР и
14ХМНДФР/Б. С. Касаткин, В. Ф. Мусияченко, Л. И. Миходуй и др. — Автома-
тическая сварка, 1970, № 6, с. 39—42.
130. Сварка. Испытание основного металла и металла шва на стойкость про-
тив образования холодных трещин при электродуговой сварке стали. Технологи-
ческие пробы. Р. С. СЭВ 4102—73.
131. Сварка в машиностроении: Справочник, т. 2/Под ред. А. И. Акулова.
М.: Машиностроение, 1978. 462 с.
240
132 Сварка в машиностроении- Справочник, т. 3 / Под ред. В. А. Винокуро-
ва. М : Машиностроение, 1979. 567 с.
133 Связь надрывов с неметаллическими включениями при электрошлако-
вой сварке/А. М. Макара, И. В. Новиков, Ю. Я. Ковалева и др. — Автоматиче-
ская сварка, 1969, № 5, с. 4—8.
134. Сергеева Т. Н., Ирисов Г. Г., Покидышев В. В. Устройство для опреде-
ления низкотемпературной фракции водорода. — Заводская лаборатория, 1978,
№ 4, с. 405—406.
135. Серенко А. Н., Муратов В. А., Размышляев А. Д. Количественная оцен-
ка склонности наплавочных материалов к образованию отколов. — Сварочное
производство, 1970, № 6, с. 16—48.
136. Смирнов А. П., Трубин Г. И. Сварка стали 50ХГ со сталью 08кп. — Ав-
томатическая сварка, 1968, № 10, с. 39—42.
137. Славин Г. А., Хорошева В. Б., Столпер Е. А. О некоторых параметрах
процесса дендритной кристаллизации при сварке. — Сварочное производство,
1978, № 6, с. 10—12.
138. Соколова А. М., Баженов В. В. Повышение стойкости сварных соедине-
ний 12-процентных хромистых нержавеющих сталей против образования холод-
ных трещин. Информационное письмо № 191, ОНТИ ЦНИИТМАШ, 1968.
139. Соколова А. М., Баженов В. В. Методы исследования технологической
прочности сварных соединений при электродуговой многопроходной сварке пер-
литных и мартенситных сталей. Информационное письмо № 189, ОНТИ
ЦНИИТМАШ, 1968.
140 Стеренбоген Ю. А., Демченко В. Ф., Козлитина С. С. Исследование ки-
нетики образования микроскопической химической неоднородности при кристал-
лизации швов. — Автоматическая сварка, 1969, № 4, с. 1—5.
141. Стеренбоген Ю. А., Половинкина Р. Н. Микрохимическая неоднород-
ность металла шва и влияние на нее процесса охлаждения после затвердева-
ния.— Автоматическая сварка, 1969, № 8, с. 21—23.
142. Тонанко Й. А., Гареева В. Д. Исследование кинетики низкотемператур-
ного отпуска. — Физика металлов и металловедение, 1971, т. 32, вып. 1, с. 84—88.
143. Технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением/Под
ред. акад. Б. Е. Патона. М.: Машиностроение, 1974. 768 с.
144. Тимошенко С. П., Войковский-Кригер С. Пластинки и оболочки. М.:
Наука, 1966. 635 с.
145. Установка для исследования замедленного разрушения сварных соеди-
нений/Б. С. Касаткин, В. П. Сотченко, Г. Н. Кораб и др. — Автоматическая свар-
ка, 1971, № 3, с. 74—75.
146. Фролов В. В. Поведение водорода при сварке плавлением. М.: Маши-
ностроение, 1966. 156 с.
147. Фрумин И. И., Кондратьев И. А. Порошковая проволока ПП-25Х5ФМС
для наплавки прокатных станов. — Автоматическая сварка, 1968, № 10, с. 56—58.
148. Хашимото У. и Инагаки М. Конструкционные стали и проблемы их
сварки в Японии. — Автоматическая сварка, 1967, № 8, с. 26—33; № 9, с. 8—17.
149. Халл Д. Двойникование и зарождение трещин в металлах с объемно-
центрированной кубической решеткой. — В кн.: Разрушение твердых тел; Пер.
с англ./Под ред. А. Г. Рахштадта и Е. Д. Щукина. М.: Металлургия, 1967,
с. 222—255.
150. Хисматулин Е. Р., Лушней М. К. Сварка под флюсом кольцевых швов
сосудов высокого давления из среднелегированных сталей. — Сварочное произ-
водство,' 1968, № 4, с. 15—18.
151. Чалмерс Б. Теория затвердевания; Пер. с англ./Под ред. М. В. Придан-
цева. М.: Металлургия, 1968. 288 с.
152. Чернышова Т. А., Шоршоров М. X. О структуре литого металла свар-
ных соединений. — Сварочное производство, 1971, № 6, с. 32—34.
153. Шоршоров М. X. Металловедение сварки стали и сплавов титана. М.:
Наука, 1965. 336 с.
154. Шоршоров М. X., Белов В. В. Фазовые превращения и изменение
свойств стали при сварке. М,: Наука, 1972. 220 с.
241
155. Шаповалов В. И., Трофименко В. В. О же 1езо-водородистом мартенси-
те.— Доклады АН УССР, вып. 1, 1977, с. 76—79.
156. Штембера В., Мраз Л. Изучение фазовых превращений и построение
диаграмм распада аустенита в металле шва прямым методом. — Сварочное про-
изводство, 1981, № 4, с. 5—8.
157. Электронно-микроскопическая авторадиография в металловедении/
С. 3. Бокштейн, С. С. Гинзбург, С. Г. Кишкин и др. М.: Металлургия, 1978.
263 с.
158. Юзвенко Ю. А., Шимановский В. П. Влияние трещин на газоабразив-
ный износ наплавленного металла. — Автоматическая сварка, 1971, № 2, с. 61—62.
159. Явойский В. И. Влияние фазовых превращений на процесс выделения
водорода при охлаждении чистого железа и его сплавов. МИСиС, Труды № 74,
1973, с. 31—37.
160. Явойский В. И. Микролокальное распределение водорода в сварных со-
единениях парапроводов. МИСиС, Труды № 79, 1973, с. 199—202.
161. Якушина Г. М., Макаров Э. Л., Рыжов Н. М. Связь очагов холодных
трещин со структурой металла шва высокопрочных сталей. — Сварочное произ-
водство, 1973, № 5, с. 4—6.
162. Якушин Б. Ф., Мисюров А. И., Фисрова Р. И. Закономерности разви-
тия высокотемпературных деформаций в процессе сварки. — В кн.: Прогрессив-
ная технология конструкционных материалов. МВТУ, Труды № 248, 1977,
с. 4—19.
163. Bubba L. F., Johnson Н. Н., Stout R. D. Dilatometric characteristics of
welded steels. Welding Journal. 1961. N. 8. p. 364s—370s.
164. Buhp В. K., Campbell W. P. Mechanicall properties and weldability of
commercially produced cooper-nickel alloy steel. Welding Journal. 1972. N. 8,
p. 417s.—425s.
165. Cabelka J., Million C. Proposal for a new testing method of steel welda-
bility. Doc. IIW IX—557—67.
166. Chew B. Prediction of weld metal hydrogen levels obtained under test
conditions. Weldingi Journal, 1973, N 9, p. 386s.—391s.
167. Coe F. R. Welding steel without hydrogen cracking. Doc. IIW
11—512—69.
168. Cristensen N. Weldability testing by the implant method. Doc. IIW
IX—1037—77.
169. D’Annessa A. T. Characteristic redistribution of solute in fusion welding.
Welding Journal, 1966, N. 12, p. 569s.—576s.
170. Dolby R. E., Baker R. G. Lamellar tearing in welded structural steel.
Welding Journal. 1969, N. 7, p. 274s—283s.
171. Duvall D. S., Owozarski W. A. Behavior of solute of mobile heat-affected
zone grain boundery. Welding Journal, 1966, N. 8, p. 356 s.
172. Elliot D. N. A fractographical examination on lamellar tearing in multi-
rum fillet welds. Metal construction, 1969, N. 2, p. 50—57.
173. Farror J. С. M.t Dolby R. Au investigation into-lamellar tearing. Metal
Construction, 1969, N. 2, p. 32—39.
174. Flanigen A. E., Glasfeld R. D. Concerning the influence of dissolved
hydrogen on the pearlite transformation. Welding Journal, 1964, N. 3, p. 126s.—
128s.
175. Flanigen A. E., Washburn D. Concerning the influence of dissolved hydro-
gen on the austenite-martensite transformation in two steels. Welding Journal,
1966, N. 7, p. 330s.—332s.
176. Fournol P. Contribution a 1’etude et au controle du soudage manuel des
canalisations en acier a haute limite elastique (X60). Doc. 11-eme Congres Inter-
national de Tlndustrie du Gaz. Moscova. 1970, p. 32.
177. Fujii E. Hvdrogen cracking prevention in steel welding constructions.
Doc. IIW IX—876—74.
178. Grenesh S., Stout R. D. Material variables affecting lamellar tearing
susceptiblity in steels. Welding Journal. 1976. N. 11, p. 341s.—355s.
179. Granjon H., Debiez S. Contribution to the study of cold cracking in
steel welds by the implant method. Doc. IIW IX—559—67.
242
180. Granjon H., Debiez S., Gallard R. Resultats obtenus et nouvelles possi-
bilites offertes par la methode des implants pour 1’etude de la soudabilite des
aciers. Doc. IX—584—68.
181. Granjon H. Cold cracking in the welding of steels. Doc. IIW. IX—748—71.
182. Hrivnak I. Zvaritelnost ocelt. Alfa. 1979. p. 235.
183. Ikawa H., Shins P., Oshige H. Quantitative analysis on grain growth of
commercial-purity nickel during various weld thermal cycles. Trans. Japan. Weld
Soc., 1973, N?4, N. 2, p. 35—41.
184. Inagaki M. A. New apparatus for determining SH—CCT diagramm for
welding. Doc. IIW IX—483—65.
185. Inagaki M. Effects of restraint stress on delayed cracks in the welds of
BO kg'mm2 high strength large gauge plate steel. Doc. JJW IX—755—71.
186. Inagaki M., Nishikawa J., Ei K., Minematsu H., Kosuge S., Nakamura H.
Development and its application of weld thermalrestraint stress and strain-cycles
simulator. Trans. Japan Welding Society, 1973, V. 4, N. 1, p. 3—18.
187. Interrante C. G., Stout R. D. Delayed cracking in steel weldmenst. Wel-
ding Journal, 1964, N. 4, p. 145s.—160s.
188. lulb I. E. M. Some variables in lamellar tearing. Metal Construction,
1969, N. 2, p. 58—63.
189. Kalev L., Velkov K., Christov S. On the possibility of using the restraint
intensitv in the evaluation of technological weld cold cracking test speciments.
Doc. IIW IX—1013—76.
190. Kanazawa S., Jamato K., Takeshi J. and oth. On the assessment of the
lamellar tearing susceptibility of steel plate. Doc. IIW IX—874—73.
191. Mallett M. W., Rieppel P. I. Underbead cracking steel weldments. Wel-
ding Journal, 1950, N. 7, p. 343s.—347s.
192. Masubuchi K., Martin D. Mechanisms of cracking in HY80 steel weldments.
Welding Journal, 1962, N 2, p. 375s.—384s.
193. Masubuchi K. Computer analysis of degree of constraint of practical butt
joints. Welding Journal, 1970, N. 4, p. 116s.— 176s.
194. Mutsui S. Inagaki M. Recent trend on research on cold cracking with
the implant test in Japan. Doc. IIW IX—970—76.
195. Mazanec K., Seinoha R. Delayed fractures in martensite. Trans. Met. Sos.
AIME, 1965, v. 233, p. 1602—1608.
196. McEvily A. J. and oth. The source of martensite strength. Trans. Met.
Sos AIME, 1966, v. 236, p. 108—113.
197. Meitzner C. F., Stout R. D. Microcracking and delayed cracking in welded
quenched and tempered steels. Welding Journal, 1966, N, 9, p. 393s.—400s.
198. Moreton J., Coe F. R., Boniszewski T. Removal of hydrogen from artificial
voids. Metal Construction, 1971, N. 5, p. 185—187.
199. Moreton J., Coe F. R., Boniszewski T. Hydrogen movement in weld
metals. Metal construction, 1971, N. 6, p. 223—228.
200. Murray J. D. Welding of high yield point steels. Welding and Metal
Fabrication, 1966, N. 8, p. 286—294.
201. Nicholls D. Lamellar tearing (pull-out cracking). British Welding Jour-
nal, 1966. N. 5, p. 326.
202. Nishio Y. Weld cracking and mechanical properties of 17% chromium steel
weldment. Welding Journal, 1971, N. 1, p. 95s—185s.
203. Note of the carbon equivalent. Doc. IIW IX—555—67.
204. Philibert J., Weinryb E., Ancey M. A. Quantitative study of dendrite
segregation in iron-base alloys with the electron probe microanalyser. Metalurgica,
1965, V. 72, N. 11, p. 203—211.
205. Phillips R. M. Continue cooling phase transformation and the welding of
structural steels. Journal of the Australian Institute of Metals, 1968, V. 13, N. 1,
p. 32—38. , ,x.
206. Prochorov N; N., Makarov E. L., Fedorov V. G. Regularities for process
of cold cracking during hardenable steels welding. Papers of the first International
Symposium of the Japan Welding Society, Part 1, Tokio, 1971, sub-session IB,
p. 1 — 12. ..
207. Proposal of sub-commision IX-F for a complementary information test for
lemellar tearing. Doc. IIW IX—874—73.
243
208. Rathbone A. M., Connor L. D., Gross I. H. Weldability a hightoughness-
alloy plate steel with a minimum yield strength of 140 kci. Welding Journal, 1964,
N. 12, p. 551s—563s.
209. Recommendation for the use of implant test as a complementary infor-
mation test on the cold cracking susceptibility during the welding of steels. Doc.
IIW 830—73.
210. Review 1971 of welding in Japan. Journal Japan Weld society, 1972,
V. 41, N. 5, p. 5—97.
211. Satoh K., Matsui S., Jto J., Bessyo K. Materials restraint versus welding
procedures to avoid weld cracking in steel constructions. Papers of the first Inter-
national Symposium of the Japan Welding Society, Part 1, Tokio, 1971, s^ib-session
1C, p. 1—12.
212. Satoh K. Tendances actuelles des recherches sur les contraines et defor-
mations dues au bridge en relation avec la fisuration des soudures. Soudage et
techniques connexes, 1974, V. 28, N. 1—2, p. 43—61.
213. Savage W. F., Nippes E. F., Szekers E. S. Hydrogen induced cold cracking
in a low alloy steel. Welding Journal, 1976, N. 9, p. 276s.—283s.
214. Savage W. E., Nippes E. F., Tokunga Y. Hydrogen induced in HY-130
steel weldments. Welding Journal, 1978, N. 4, p. 118s—126s.
215. Smuth N., Bagnall B. The influerce of sulphur on heat affected zone
cracking of carbon manganese steel welds. Metal Construction, 1969, N. -2,.
p. 17—23.
216. Stern J. L., Qudttrone K. A multiple test approach to the weldment crac-
king. Welding Journal, 1967, N. 5, p. 203s.—216s.
217. Stewart R. S., Urban S. F. Influence of carbide-forming elements on
underbead cracking of low alloy steel. Trans, of the A. S. M., 1950, vol. 42,
p. 653—665.
218. Strunck S. S., Stout R. D. Heat treatment effects in multipass weldments
of high-strength steel. Welding Journal, 1972, N. 10, p. 508s.—520s.
219. Suzuki H., Jnagaki M., Nakamura H. Effects of restraint and hydrogen
on root cracking of high strength steel welds. Doc. IIW IX—408—64.
220. Suzuki H. Cold cracking and its preventation in steel weldments. Doc.
IIW IX—1157-80.
221. Takahashi E., Iwai K., Horitsuji T. Prevention of the transverse cracks in
heavy section butt weldments of 1/4 Gr-Mo steel through low temperature postweld
heat treatment. Trans. Japan Welding Society, 1979, v. 10, N. 1, p. 46—52, and
N. 2, p. 92—99.
222. Tamura H., Watanabe T. Mechanism of liquation cracking in weld heat-
affected zone of high strength steel. Trans, of Japan Welding Society, 1973, N. 2,
p. 3—10.
223. Tanaka J. Decrease in residual stress, change in mechanical property and
cracking due to strees relieving heat treatment of HT-80 steel. Doc IIW
X—568—70
224. Terai K. Matsuda S., Nadai H. Some applications of electron beaw wel-
ding in precise machine parts. Trans. Japan. Welding society, 1973, v. 4, N. 2,
p. 81—92.
225. The determination of hydrogen in mild and low alloy steel weld metals.
Doc. IIW P—A—275—70.
226. Velkov K., Christov S. Technologicka skuska tupeho spoja s odstupno-
vanou tuhostou na zistovanie odolnosti zvarovych spojov proti praskavosti za
studena. Zvaranie 1974, N. 5, p. 138—142.
227. Vinckier A. Micro hot tearing in the weld HAZ. Metal Construction, 1969,
N. 6, p. 276—277.
228. Watanabe M., Satoh K., Matsui S. Effect of restraint on root cracking of
steel welds. Doc. IIW IX—409—64.
229. Watanabe K. Kirihara S. Determination of preheating temperature for
crack prevention for high strength steel weld. Doc. IIW IX—875—74.
230. Wilson W. G. Reduced heat affected zone cracking and improved base
metal impacts sulfide control with rare earth additions. Welding Journal, 1971,
N. 1, p. 42s.—45s.
231. Winn W. H. Weldability of low-alloy steels. British welding Journal,
1964, N. 8, p. 366—376
244
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
А
Аустенит остаточный 149, 155, 181
Аустенитное превращение см. Превра-
щение аустенитное
Аустометр ЛТП9-3 149
Б
Бейнит 143:
верхний 158
нижний 158
В
Водород в сварном соединении 188:
диффузионный 66, 193, 200
остаточный 66, 193
полный 66, 193
Водородная хрупкость см. Хрупкость
водородная
Водородное насыщение см. Насыще-
ние водородное
Г
Гомогенизация з.т.в. 131, 151, 170
Горячие трещины см. Трещины
Границы аустенитных зерен 108:
атомное строение НО
выявление 114
когезионная прочность 211
миграция 111
Д
Десорбция водорода 199
Деформация микропластическая 214
Диаграмма распада аустенита анизо-
термическая АРА 139
Дилатация фазовая 139, 153, 156, 176
Дилатометры быстродействующие 135:
ИЭС им. Патона 137
Коттрелла 135
ЛТП4
Диффузия водорода в сварном соеди-
нении 192:
методы расчета 200
температурно-временной фактор т
эффективный коэффициент 192, 200
Ж
Жесткость сварного соединения 20, 31
3
Замедленное разрушение см. Разру-
шение замедленное
Зерно аустенита 93, 140:
действительное 94
наследственное 94
рост 125
Зоны срастания кристаллитов 108
И
Изменения структурные 160
К
Коллекторы водородные микроскопи-
ческие 191
Коэффициент:
эффективный диффузии водорода
192, 200
жесткости сварных соединений 22
Кристаллизация шва:
дендритный тип 97
концентрационное переохлаждение
96
концентрационное уплотнение 96
ячеисто-дендритный тип 97
ячеистый тип 97
Л
Ловушки водородные субмикроскопи-
ческие 191
М
Магнитометры:
ЛТП9-2 148
ИЭС им. Патона 149
Машина испытательная ЛТП2-7 53
Межкристаллическое разрушение
см. Разрушение межкристаллическое
Методы изучения превращений аусте-
нита:
деформометрический 149
дилатометрический 135
магнитометрический 148
термический (ин ситу) 144, 145
— испытаний на холодные трещины
35:
имплант 59
ИЭС им. Патона 56
Лихайского университета 58
ЛПИ 56
ЛТП2 36
PRC 55
TRC 56
— моделирования СТДЦ и испыта-
ний на замедленное разрушение 63:
ЛТПЗ 64
гсрморестор 71
Миграция границ аустенитных зерен
111
245
Микронадрывы горячие в о.ш.з. 166
Микропластическая деформация см.
реформация микропластическая
Микрохимическая неоднородность см.
Неоднородность микрохимическая
Н
Напряжения сварочные 36:
экспериментальное определение 75
расчет 75
Насыщение водородное 188:
коллекторы 191
ловушки 191
решеточная растворимость 191
— электролитическое 64
Неоднородность микрохимическая 20,
472:
внутризеренная 17
Енутрикристаллитная 102
граничная 172
ликвационная 172
о. ш. з. 129
шва 103
О
‘Оплавление о.ш.з. 69, 95, 124
Отпуск сварного соединения при свар-
ке:
многослойной 186
однопроходной 160
Очаги трещин 78
П
Параметр трещинообразования Ря 20
Перегрев о. ш. з. 125
Переохлаждение концентрационное 96
Подогрев при сварке:
предварительный 186, 201, 222
сопутствующий 186, 201, 222
Показатели:
склонности к холодным трещинам
14, 17
сопротивляемости холодным трещи-
нам 14, 36
Превращение аустенитное 134:
температуры 139, 155, 176
фазовая дилатация 139, 153, 156,
176
Приспособление нагружающее ЛТП2-6
Пробы технологические 25:
лабораторные 26
отраслевые 33
Прочность когезионная границ аусте-
нитных зерен 211
— технологическая 5
Р
Разрушение замедленное 83, 214:
закономерности 83
признаки 92
стадии 91
— межкристаллическое 78
— хрупкое 210:
очаги трещин 78
участок развития 78
фрактография 81, 134
Распад аустенита остаточного 156,
161
Растворимость решеточная 191
С
Сварочные напряжения см. Напряже-
ния сварочные
Сварочный цикл см. Цикл сварочный
Сегрегация примесей на границах
112, 187
Склонность к образованию трещин:
действительная 14
потенциальная 14
Способы определения диффузионного
водорода в шве 193:
глицериновый 195
ЛПИ 197
МИС 195
спиртовой 194
хроматографический 198
---- температур кристаллизации
116, 119
— оценки склонности к холодным
трещинам 16:
косвенные 18, 20
прямые 26, 35
Стойкость против образования тре-
щин:
запас стойкости 73
степень стойкости 14, 34
Структура стали исходная 170, 230
Структурные изменения см. Измене-
ния структурные
Т
Температурно-временной фактор диф-
фузии водорода см. Фактор темпера-
турно-временной диффузии водорода
Термообработка сварных соединений
224
Травление термическое 114
Трещины:
горячие 4, 13
— кристаллизационные 5
— подсолидусные 5
холодные 5
— деформационные 11
— ламелярные 11, 13
— откол 13
— отрыв 13
— частокол 13, 78
У
Уплотнение концентрационное 96
Усталость статическая 205
246
Установка испытательная ЛТП2-3
Устройства:
для определения Тл и Тс 116, 119
нагружающее ЛТП2-5 39
Участок развития хрупкого разруше-
ния 78
Ф
Факторы обусловливающие образова-
ние холодных трещин 10, 179
Фактор температурно-временной диф-
фузии водорода т 24
Фрактография 81, 134
X
Холодные трещины см. Трещины
Хрупкость водородная 203:
гипотезы 205
необратимая 204
обратимая 205
Ц
Цикл сварочный:
термический СТЦ 67, 72
термодеформационный СТДЦ 67, 72
Э
Эквивалент углерода:
Сэкв 18, 19
Рст 20
Электролитическое насыщение водо-
родом см. Насыщение электролитиче-
ское водородом
Эффективный коэффициент диффузии
водорода см. Коэффициент эффектив-
ный диффузии водорода
ОГЛАВЛЕНИЕ
Введение............................................................ 3
Глава I. Условия образования холодных трещин в сварных соединени-
ях легированных сталей............................................... 5
Понятие «холодные трещины»....................................... 5
Стали, склонные к холодным трещинам...............................6
Классификация холодных трещин.................................... В
Глава II. Способы оценки склонности сталей к образованию холодных
трещин при сварке....................................................15
Классификация способов оценки склонности сталей к трещинам ... 15
Косвенные способы оценки склонности сталей к трещинам............17
Прямые способы оценки склонности сталей к трещинам................25
Технологические пробы лабораторного назначения.................26
Технологические пробы отраслевого назначения .................. 33
Методы специализированных механических испытаний сварных об-
разцов ........................................................35
Методы испытаний образцов основного металла с имитацией свароч-
ного термодеформационного цикла................................63
Оценка стойкости сварных соединений конструкций против образо-
вания холодных трещин..........................................73
Глава III. Влияние структуры металла сварных соединений на образова-
ние холодных трещин..................................................78
Характер разрушения металла при образовании холодных трещин . . 78
Формирование структуры сварных соединений легированных сталей . 93
Процессы в ochqbhom металле при нагреве.......................93
Кристаллизация сварного шва....................................96
Формирование границ зерен в шве и околошовной зоне............108
Фазовые и структурные превращения в шве и околошовной зоне
при охлаждении................................................115
Неметаллические включения в металле сварных соединений........162
247
Зависимость сопротивляемости металла сварных соединений холодным
трещинам от его структуры......................................164
Глава IV. Влияние водорода в металле сварных соединений на образо-
вание холодных трещин..............................................188
Насыщение сварных соединений водородом.........................188
Способы определения содержания водорода в наплавленном металле . 193
Распределение водорода в сварном соединении....................199
Влияние водорода на сопротивляемость сталей холодным трещинам . 203
Глава V. Механизм образования различных видов холодных трещин . .210
Глава VI. Способы повышения сопротивляемости сталей образованию
холодных трещин при сварке.........................................219
Регулирование структуры металла сварных соединений ........... 219
Снижение содержания водорода в металле шва.....................232
Список литературы.......................................... , s . . 235
Предметный указатель...............................................245
УДК № 2898
Эдуард Леонидович МАКАРОВ
ХОЛОДНЫЕ ТРЕЩИНЫ
ПРИ СВАРКЕ ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
Редактор Г. Е. Черешнева. Художественный редактор В. В. ВорончихшЬ
Технический редактор И. И. Раченкова. Корректоры В. Е. Блохина
и О. Е. Мишина
Сдано в набор 22.06.81. Подписано в печать 20.10.81. Т-23679.
Формат 60X90V16. Бумага типографская № 1. Гарнитура литературная. Печать высокая.
Усл печ. л. 15,5. Уч.-изд, л. 17,66. Тираж 6000 экз. Заказ 2049. Цена 2 р.
Издательство «Машиностроение», 107076, Москва, Стромынский пер., 4
Московская типография № 8 Союзполиграфпрома
при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли,
Хохловский пер., 7.