Природа образования горячих трещин

1. Природа образования горячих трещин.

Выявление и устранение дефектов сварных швов являются трудоемкими операциями, которые могут существенно повысить стоимость сварного изделия. Поэтому снижение вероятности образования дефектов, даже за счет повышения затрат на технологические операции, зачастую приносит экономические выгоды.

Однако разработка мероприятий по уменьшению опасности образования дефектов невозможна без знания природы их возникновения.

Трещины считают самым опасным дефектом сварки. Они могут быть микро- и макроскопическими, а в зависимости от происхождения – горячими и холодными [1].

Именно наличие трещин в сварном соединении зачастую является причиной аварийного разрушения ответственных сварных конструкций. Это связано с тем, что трещины, находящиеся в сварных соединениях, ослабляют сечение швов или свариваемых элементов и тем самым уменьшают статическую прочность соединений. Кроме того, являясь концентраторами напряжений, трещины существенно уменьшают и динамическую прочность сварных соединений.

Рассмотрим современные представления о природе образования горячих трещин.

Склонность металла к образованию горячих трещин зависит от величины интервала кристаллизации между солидусом и температурным интервалом хрупкости. Чем шире этот интервал кристаллизации, тем выше вероятность образования горячих трещин.

Несколько позже были проведены исследования по изучению природы образования горячих трещин и в сварных швах.

Обычно образование горячих трещин в сварных швах объясняют следующим образом. Кристаллизация металла шва вследствие неравномерности нагрева свариваемого металла и жесткого закрепления деталей происходит в условиях воздействия на шов растягивающих напряжений. Это приводит к появлению деформаций, которые возникают в начале сварки и особенно усиливаются в процессе охлаждения сварочной ванны.

С момента начала кристаллизации металл сварочной ванны представляет собой двухфазную систему, состоящую из твердых кристаллов и расплавленного металла. Пока объем жидкого металла будет довольно большим, значительной будет и деформационная способность такой системы. При этом деформация всей системы происходит за счет вязкого течения расплава в пространстве между кристаллитами.

С уменьшением объема расплава деформационная способность твердо-жидкой системы снижается, и если величина деформаций превысит пластичность системы, то произойдет разделение кристаллов, т. е. образуются трещины. Причем чем меньше размер кристаллов, тем выше пластичность двухфазной системы при одинаковом объеме расплавленных прослоек. Следовательно, трещины, образующиеся по описанному выше механизму, зарождаются в процессе первичной кристаллизации металла шва и располагаются по границам кристаллов. Такие трещины называются кристаллизационными.

Однако при сварке чистых металлов и однофазных сплавов трещины могут возникать по полигональной сетке границ, которые прямо не связаны с границами кристаллов. В этом случае образование трещин происходит следующим образом. После полного затвердевания металла возникает вторичная сетка полигональных границ, которые могут совпадать или не совпадать с границами первичных кристаллов. Образование полигонизационных границ связано с возникновением стенок дислокаций под действием усадочных и термических напряжений при температурах, близких к солидусу. По этим границам, которые, очевидно, характеризуются повышенной рыхлостью, возможно образование трещин, называемых полигонизационными. Поскольку эти трещины возникают при температурах, близких к солидусу, и стенки их сильно окислены, их также относят к горячим трещинам. Однако интервал хрупкости при образовании полигонизационных трещин может распространяться и в области температур, лежащих значительно ниже солидуса. Так, при сварке однофазного никелевого сплава Х25Н60В15 интервал хрупкости доходит до температуры 1473 К, что значительно ниже температуры солидуса для этого сплава.

Горячие трещины при сварке - это хрупкие межкристаллитные разрушения шва и зоны термического влияния. Они могут быть продольными и поперечными и располагаться в металле шва или в зоне термического влияния.

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

Рисунок 1 - Виды горячих трещин в шве и околошовной зоне (1 и 2 - продольные; 3 и 4 - поперечные).

Согласно физической модели процесса, разработанной Н.Н. Прохоровым, горячие трещины образуются при критическом сочетании значений следующих факторов:

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

- минимальной пластичности в ТИХ δmin, %;

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

Сплавы в процессе кристаллизации имеют интервал температур, названный температурным интервалом хрупкости, в котором значения прочности и пластичности весьма малы, а разрушение имеет хрупкий характер и происходит по зонам срастания кристаллитов или по границам зерен.

Рисунок 2 - Схема процесса образования горячих трещин в сварных швах.

а - диаграмма состояния сплава (Сi, - состав сплава; Тл, Тс, Тс н - температуры ликвидуса, равновесного и неравновесного солидуса); б - процесс кристаллизации сварного шва; в - распределение пластичности δ (ТИХ - температурный интервал хрупкости; δmin - минимальная пластичность в ТИХ; ε - интенсивность сварочных деформаций; Ж, ТВ - жидкая и твердая фазы).

В начальный период кристаллизации (рисунок 2) появление твердой фазы не снижает деформационную способность сплава, так как деформирование металла происходит в результате относительного перемещения участков твердой фазы и циркуляции жидкой фазы между ними. По мере дальнейшего охлаждения сплавов непрерывно снижается объем жидкой фазы и металл переходит в твердожидкое состояние, что приводит к соприкосновению кристаллитов при деформировании. Это ограничивает циркуляцию жидкой фазы и резко снижает деформационную способность сплава до минимума (δmin). Температура, соответствующая этому состоянию, называется верхней границей ТИХ (Тв.г). При деформации такого металла кристаллиты воспринимают в местах контакта напряжения, что приводит к появлению определенного уровня сопротивления деформированию. Этому соответствует начало развития высокотемпературной собственной сварочной деформации. Нижняя граница ТИХ (Tн.г) соответствует неравновесному солидусу Тс.н, при котором еще сохраняются тонкие жидкие прослойки между кристаллитами. При охлаждении сплава ниже Тн.г жидкая фаза полностью затвердевает и деформационная способность сплава резко возрастает и достигает максимума, так как деформация распространяется на весь объем полностью затвердевшего металла [3].

Размер ТИХ в основном определяется химическим составом сплавов. В первом приближении для оценки ТИХ используют диаграмму состояния сплава. Для равновесных условии кристаллизации (например, охлаждение расплава в печи) за TИX принимают нижнюю половину интервала кристаллизации [(Тл - Тс)/2], для неравновесных условий кристаллизации, например при сварке, Тн.г соответствует неравновесному солидусу Тс.н (рисунок 2, а, б).

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

выше предполагаемой Tв.г) и испытания растяжением при различных температу рах на этапах нагрева и охлаждения. По результатам испытания определяют зависимость δ от T (рисунок 2, в). Температурные границы участка этой зависимости с минимальной пластичностью принимают за границы ТИХ. Второй способ предусматривает растяжение образца при сварке с большой скоростью деформации, обеспечивающей образование продольной горячей трещины в сварном шве. Одновременно фиксируется распределение температуры по оси шва. Сопоставляя координаты начала и конца горячей трещины с соответствующими им температурами, определяют границы ТИХ. Следует отметить, что реализация экспериментальных способов оценки границ ТИХ сопряжена с определенными методическими и инструментальными трудностями, связанными с необходимостью введения в расплавленный металл шва термопар, установки датчиков деформации в зонах с высокой температурой и т. п.

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

1) характера кристаллизации (равноосная, столбчатая);

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Горячие трещины в ТИХIII образуются в результате охрупчивания, обусловленного распадом твердого раствора с выпадением мелкодисперсных интерметаллидных и карбонитридных фаз (например, γ - фазы Ni3TiAl в высоконикелевых сплавах). Дисперсионное упрочнение объема зерен приводит к локализации пластических деформаций по приграничным участкам, относительному проскальзыванию зерен и зарождению горячих микротрещин. Такие горячие трещины называются трещинами дисперсионного твердения. Они характерны для высоколегированных гетерогенных жаропрочных аустенитных сталей и никелевых сплавов.

2. Металлургические, технологические и конструктивные пути предупреждения горячих трещин

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

Влияние основного и присадочного (наплавленного) металла на технологическую прочность металла шва. Металл шва представляет собой сплав основного (свариваемого) и присадочного (электродного) металла. Влияние основного металла на свойства шва проявляется двояким образом. Во-первых, он определяет химический состав металла шва по тем элементам, по которым имеются различия в составе свариваемого металла и электрода; степень этого влияния определяется долей основного металла в шве. Во-вторых, являясь подложкой, на которой происходит кристаллизация металла сварочной ванны, основной металл может влиять на структуру шва.

Присадочный металл составляет обычно значительную часть металла шва. Обычно при сварке жаропрочных сплавов применяются режимы с невысокой погонной энергией и 0 (доля основного металла в шве) равна 0,2 - 0,3.

Сравнение промышленных электродов по технологической прочности наплавленного металла. Сравнение пяти марок электродов для сварки никелевых сплавов, получивших промышленное применение показало, что по стойкости наплавленного ими металла против образования горячих трещин исследованные электроды распадаются на две группы (рисунок 3) [4]. Электроды ИМЕТ-4П, ИМЕТ-10 и НИАТ-8 дают наплавленный металл с высокой критической скоростью деформации при испытании по методу ИМЕТ-2 (vкр ≈ 6 мм/мин), что позволяет применять их для сварки соединений и конструкций, где опасность появления трещин особенно велика. Более склонный к образованию трещин наплавленный металл дают электроды ЦТ-28 и НИЛТ-7 (vкр ≈ 3,5 - 4,5 мм/мин).

Рисунок 3 - Стойкость против образования горячих трещин металла, наплавленного некоторыми электродами.

Применились электроды диаметром 3 мм, наплавка заготовки для рабочей части и сварка с пластинами производилась на токе 85 А. Проплавление шейки образцов на испытательной машине (вольфрамовым электродом в аргоне) велось на токе 190 A при скорости сварки 0,45 см/сек.

Влияние основного металла на технологическую прочность металла шва. О влиянии основного металла на величину критической скорости деформации можно судить по результатам опыта, в котором перечисленные выше марки электродов были испытаны по методу ИМЕТ на составных образцах, изготовленных из жаропрочных сплавов различного состава.

Рисунок 4 - Влияние основного металла на технологическую прочность металла шва.

Результаты опытов (рисунок 4) показывают, что состав сплава может оказать существенное влияние на стойкость металла шва против образования трещин. В то же время при сварке любого материала все электроды по уровню технологической прочности располагаются в одном и том же порядке, в том самом, в каком они располагаются при испытании наплавленного металла (сплошных образцов).

Независимо от марки электрода при сварке литых сплавов по сравнению с деформируемыми металл шва менее стоек против образования трещин аналогично тому, как при одном и том же номинальном составе литые сплавы имеют худшие механические свойства, чем деформируемые.

Сравнение сплава ЭП199 в литом и деформированном состоянии (близкого состава) позволяет думать, что различия в стойкости против трещин металла шва в этих случаях в значительной степени связаны со структурой основного металла. Возможно также, что вследствие несовершенства технологии выплавки литые жаропрочные сплавы заметно уступают деформируемым по степени загрязненности легкоплавкими примесями, газами, неметаллическими включениями.

Более крупнозернистое строение литых сплавов по сравнению с горячекатаными может привести к образованию крупнозернистой структуры шва, к увеличению микроскопической химической неоднородности металла шва, что должно сказаться на его технологической прочности.

Неблагоприятное влияние на технологическую прочность металла шва оказывает также повышенное содержание титана, алюминия и бора. Об этом свидетельствует значительно большая стойкость против образования горячих трещин сплава ХН78Т (0,15 - 0,3% Ti; 0,5% А1) в сравнении со сплавом ХН77ТЮР (2,3 - 2,7% Ti; 0,55 - 0,95% А1 и 0,01 % В).

Таблица 1 – Влияние термической обработки основного металла на технологическую прочность металла шва.

Нужно отметить также влияние предшествующей сварке термической обработки основного металла. Влияние термической обработки основного металла перед сваркой на стойкость против образовании трещин проверилось на составных образцах из сплавов XН77ТЮР и ВЖЛ-8, сваренных электродами ИМЕТ-411.

Закалка на твердый раствор практически не изменяет стойкость металла шва против образования трещин по сравнению с металлом, не подвергавшимся термической обработке (таблица 1). Закалка и дисперсионное твердение несколько снижают стойкость металла шва против горячих трещин, что по-видимому, связано с возникающими при дисперсионном твердении внутренними напряжениями.

Металлургический способ предусматривает регулирование состава металла шва, а в некоторой части и состава зоны сплавления путем целенаправленного выбора состава сварочных проволок, покрытий электродов, флюсов и управления долей участия основного металла в металле шва. При этом ориентируются на экспериментальные данные о влиянии химических элементов и примесей на сопротивляемость горячих трещин и учитывают их коэффициенты окисления и перехода в соответствии с теорией металлургических процессов при сварке. На рисунке 5 приведена схема, иллюстрирующая относительное влияние химических элементов и примесей на αм.кр для швов углеродистых и низколегированных сталей.

Эффективным средством повышения сопротивляемости образованию горячих трещин является снижение содержания в стальных сварных швах углерода и вредных примесей (серы, фосфора). Полезно снижение содержания никеля и меди, расширяющих ТИХ, а также дополнительное легирование марганцем, редкоземельными металлами (РЗМ) - цирконием, цезием, иттрием, способствующее связыванию серы и фосфора в тугоплавкие соединения. Рекомендуются следующие отношения содержания марганца и РЗМ к содержанию серы: Mn/S ≥ 40; РЗМ/S ≥ 5. Введение РЗМ способствует также измельчению кристаллитов. Введение вольфрама, молибдена, ванадия и хрома повышает вероятность образования дендритной структуры шва.

При разработке сварочных материалов используют комплексное легирование. В этом случае совместное влияние элементов может отличаться от схемы, приведенной на рисунке 5. При назначении содержания отдельных элементов учитывают также их влияние на механические и другие свойства металла шва. Окончательный состав уточняют экспериментальным путем.

Рисунок 5 - Иллюстрация относительного влияния примесей и легирующих элементов на сопротивляемость образованию горячих трещин сварных швов модельного низкоуглеродистого сплава:

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

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

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

Количество δ-феррита в сварных швах зависит от соотношения Сrэкв и Niэкв, объединяющих элементы соответственно ферритизаторы и аустенитизаторы, и от скорости охлаждения в температурном интервале кристаллизации. Эта зависимость приближенно описывается диаграммой Шеффлера для сварных швов, выполненных ручной дуговой сваркой (рисунок 6).

Рисунок 6 - Структурная диаграмма Шеффлера для определения фазового состава аустенитных швов при ручной дуговой сварке.

В соответствии с диаграммой количество δ -феррита можно рассчитать по формуле:

δ-феррит = arctg(((Crэкв – 4,53)/(Niэкв + 3,1))*360/2π – 41,8)/(71,13 – 41,8))*100%.

Положительное влияние δ-феррита на сопротивляемость образованию горячих трещин сварных швов, выполненных ручной дуговой сваркой стали 09Х18Н10Т, по результатам машинных испытаний показано на рисунке 7.

       vкр, мм/мин

Рисунок 7 - Влияние δ-феррита в аустенитных швах стали 0,9Х18Н10Т на повышение сравнительного показателя сопротивляемости образованию горячих трещин vкр.

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

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

- ручная дуговая сварка электродами с покрытием, аргонол> - говая неплавящимся электродом (небольшая глубина проплав гения, высокий коэффициент формы шва, выпуклый мениск поверхности шва);

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

- сварка соединений с разделкой кромок и переход or однопроходной сварки к многослойной.

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

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

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

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ:

1) Контроль качества сварки. Под ред. В.Н. Волченко. Учебное пособие для машиностроительных вузов. М., «Машиностроение», 1975.

2) Дефекты сварных швов / Деев Г.Ф. , Пацкевич И.Р. – Киев : Наук. думка, 1984. – 208 с.

3) Теория сварочных процессов: Учебник для вузов / Т338 А.В. Коновалов, А.С. Куркин, Э.Л. Макаров, В.М. Неровный, Б.Ф. Якушин; Под ред. В.М. Неровного. – М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2007. – 752 с.: ил.

4) Ерохин А. А., Сорокин Л. И. Влияние марки электродов и основного металла на свойства швов на жаропрочных никелевых сплавах. «Автоматическая сварка», 1968, № 7.

5) Шоршоров М. X., Ерохин А. А., Чернышова Т. А. и др. Горячие трещины при сварке жаропрочных сплавов. М., «Машиностроение», 1973, 224 с.