Способы оценки сопротивляемости сварных соединений образованию горячих трещин

Методы оценки сопротивляемости горячим трещинам можно подразделить на следующие основные группы:

- методы принудительного деформирования сварных соединений в температурном интервале хрупкости,

- технологические пробы различной жесткости (величина деформации сварного соединения задается конструкцией образцов)

- косвенные методы, основанные на результатах механических испытаний образцов при нагреве и охлаждении по заданной программе.

Испытание на горячие трещины по первой группе выполняют на специальных машинах, обеспечивающих различные скорости деформаций свариваемых образцов. Машины снабжены разнообразными захватами, позволяющими испытывать как различные типы сварных соединений – стыковые, тавровые, нахлесточные, так и сварные соединения в различных направлениях – вдоль и поперек направления сварки. Показателем сопротивляемости образованию горячих трещин служит максимальная скорость деформации при которой трещина не возникает.

Недостатком этого метода испытания является необходимость применения достаточно дорогих машин, а также сложность проведения испытания. Для оценки влияния режимов на технологическую прочность необходимо определять термический цикл сварки для каждого из испытуемых режимов и сделать соответствующий пересчет машинной деформации из временной зависимости в температурную.

Сопротивляемость сварных соединений образованию горячих трещин оценивают с помощью технологических проб или конструкций. При этом предполагается, что проба должна обеспечивать кристаллизационные и деформационные условия в сварном соединении также или более жесткие, чем при сварке реальной сварной конструкции.

Технологические пробы можно подразделить на пробы, позволяющие получать количественную и качественную оценку технологической прочности.

На рис.8 представлены наиболее распространенные технологические пробы качественной оценки.

Рис.9. Проба Баленрата (а) и МВТУ для тонколистового материала

При испытании образцов на пробе Баленрата чем больше расстояние между зажимами l, тем меньшая будет жёсткость и меньше вероятность появления трещин. Проба МВТУ для тонколистового материала представляет собой образец, составленный из пластин различной ширины, собранных на прихватках. При малой ширине пластин нагрев более равномерен и изгибающая составляющая деформации относительно невелика. С увеличением ширины b, степень неравномерности нагрева, а следовательно, и изгиб пластин увеличиваются, а за тем с увеличением общей жёсткости опять уменьшаются. Показателем сопротивляемости образованию трещин является диапазон значений b, при котором образуются трещины.Чем он меньше, тем выше спротивляемость их образованию.

3.3. Методы повышения сопротивляемости сварных соединений образованию горячих трещин [4]

Все известные способы повышения технологической прочности сводятся к следующим методам:

- изменение химического состава основного металла и металла шва

- назначение оптимального режима сварки

- применение рационального типа конструкции и порядка наложения сварных швов.

Эффективным средством повышения технологической прочности является снижение содержания в сварных швах углерода, серы и фосфора, а также легирование металла элементами связывающими серу и фосфор в тугоплавкие соединения. Большое влияние на технологическую прочность оказывает характер структуры при кристаллизации. Благоприятной считается равновесная структура. Для ее получения металл шва модифицируют редкоземельными поверхностноактивными элементами. Хороший эффект дает ультразвуковое или электромагнитное воздействие на металл сварочной ванны[5].

Высокопрочные высоколегированные стали больше подвержены образованию горячих трещин. Это связано с увеличенной усадкой, образованием эвтектических составляющих по границам зерен и пр. Добавка молибдена, марганца и вольфрама за счет измельчения структуры повышают технологическую прочность указанных сталей.

В отдельных случаях технологическую прочность можно повысить изменением фазового состава металла сварного соединения.

Однофазные аустенитные швы склонны к образованию горячих трещин. Если же в металле шва содержится небольшое количество второй фазы (феррита или карбидов), то такой металл шва обладает достаточно высокой стойкостью против образования горячих трещин. Это объясняется различным характером кристаллизации и конечной структурой однофазных и двухфазных швов, обладающих различной деформационной способностью металла в ТИХ.

При затвердевании однофазного аустенитного металла росту дендритов ничего не препятствует и они растут в направлении теплоотвода. Поэтому однофазные аустенитные швы имеют четко выраженную транскристаллизацию, большое сечение зерен с толстыми межкристаллическими прослойками по которым, как правило образуются горячие трещины.

При кристаллизации двухфазного металла одновременно с аустенитными центрами кристаллизации из жидкости выпадают центры кристаллизации и растут кристаллы феррита, не претерпевающие превращения при охлаждении. Участки феррита располагаются как в междуосных пространствах, так и на границах кристаллов аустенита, что препятствует их направленному росту. При этом структура получается более мелкозернистая и дезориентированная, а межкристаллические прослойки – более тонкие, чем в однофазных аустенитных швах.

Выделение второй ферритной фазы затрудняет также развитие сплошных полигонизационных границ в затвердевшем металле, вследствие чего уменьшается температурный интервал хрупкости стали и повышается стойкость против образования полигонизационных трещин. Поэтому двухфазная аустенитно-ферритная структура обладает повышенной стойкостью против образования горячих трещин обоих видов.

Производственный опыт показывает, что стойкость сварных швов против образования горячих трещин обеспечивается при содержании в них ферритной фазы не менее 2…3%. Получение однофазной или двухфазной аустенитно-ферритной структуры металла шва зависит от его химического состава и скорости охлаждения при кристаллизации, а также от режимов последующей термообработки.

Все элементы, входящие в состав высоколегированных сталей разделяются на две основные группы: аустенитообразующие (C, N, Ni, Mn, Cu, CO и др.) и ферритообразующие (Cr, Si, Mo, V, Nb, Ti, W, Al и др.).

При наличии в металле шва избытка углерода ферритообразующие элементы образуют карбиды, т.е. являются также карбидообразующими (кроме Si и Al, которые в сварных швах не образуют карбидов).

В зависимости от соотношения в металле шва аустенито- и ферритообразующих элементов может создаваться однофазная структура (аустенитная, ферритная, мартенситная) или двухфазная (аустенито-ферритная, аустенитно-мартенситная, мартенсито-ферритная и др.).[1]

Для приближенной оценки содержания феррита в сварных швах и наплавленном металле используются эмпирические формулы эквивалентных значений хрома (Ф) и никеля (А) и диафрагмы Шефлера (рис.10).

Рис.10. Структурная диаграмма Шефлера

По расчитанным значениям эквивалентов хрома и никеля находят координаты точек на диаграмме Шефлера, расположение которых в соответствующей области диаграммы указывает структурное состояние наплавленного металла и металла сварного шва.

Диаграмма Шефлера является не равновесной, а реальной эмпирической, построенной для металла шва в исходном сотоянии после сварки. Диаграмма не учитывает возможных изменений количества феррита в металле за счет изменения скоростей охлаждения при различных режимах сварки или за счет последующей термической обработке металла шва.[1].