Холодные трещины в сварных швах,причины их возникновения и меры предотвращения

В отличие от горячих холодные трещины образуются при тем­пературах ниже 290° С, когда металл приобретает высокую твер­дость. По характеру распространения в металле холодные трещины являются в основном транскристаллитным разрушением металла. Зарождаясь на границах зерен (чаще всего на стыке трех зерен), холодные трещины затем распространяются как по границам, так и преимущественно по телу зерен. За малым исключением они могут образоваться в закаливающихся сварных швах и в околошовной зоне основного металла, склонного к закалке.

Наиболее часто холодные трещины обнаруживаются в швах и в около-шовной зоне соединений высоколегированных сталей и свар­ных швах мартен-ситного класса, свариваемых проволокой или элек­тродами идентичного класса (например, в швах типа 16X13,12X17Н2, 14Х12В2МФ, 15X1ШВФ и др.). Реже они встречаются в аустенитных швах (например, в хромоникелькремнистых, содержащих бо­лее 6% Si).

Появление видимых холодных трещин в швах почти всегда со­провожда-ется характерным звоном. Их появление связано с местным увеличением объе-ма металла при образовании мартенсита и с воз­никновением сварочных нап-ряжений в сварном соединении.

Непременным условием образования закалочных (холодных) трещин яв-ляется низкая температура распада аустенита (по данным Котрелла ниже 290° С), наличие достаточно больших объемных на­пряжений, появление крупных игл мартенсита, наличие большого количества высоколегированного феррита в высокохромистых закаливающихся швах

С увеличением толщины свариваемого металла возможность об­разования холодных трещин возрастает. Повышение содержания углерода и насыщение сварочной ванны водородом также способ­ствует образованию и развитию хо-лодных трещин. После завершения кристаллизации и последующего остывания металла шва выделение из него водорода не прекращается. Даже при комнат-ной температуре из пересыщенного твердого раствора металла может довольно длительное время выделяться водород, причем атомы водорода выделяются не только в атмосферу, но и в мельчайшие дефекты кристаллической решетки ме-талла и в неметаллические включения, скопляясь в них в виде молекул под бо-льшим давлением. Возникшее давление в сочетании со структурными напряже-ниями (при ~ М-превращении объем металла увеличивается) и вместе со сва-рочными напряжениями обусловливают зарождение и развитие холодных тре-щин.

Водород способствует образованию и развитию холодных тре­щин не то-лько в закаливающемся шве, но и в околошовной зоне. В результате растворе-ния водорода в сварочной ванне при сварке создается разница его концентра-ции между затвердевшим швом и металлом околошовиой зоны. Эта разница концентрации и высокие температуры металла обусловливают интенсивную диффузию водоро­да из шва в околошовную зону. При дальнейшем охлаждении сварного соединения в металле происходит -> М-превращение. Вслед­ствие меньшей растворимости водорода в феррите (мартенсите) по сравнению с аустенитом атомы его выделяются из твердого раствора, собираясь, как отмеча-лось, в молекулярном виде в де­фектных местах решетки.

По имеющимся данным [96], при сварке сталей 20X13, 14Х17Н2 и других подобных швами, по составу близкими к основно­му металлу, образованию холодных трещин способствует кремний при его количестве в шве более 0,5%. В связи с этим желательна окислительная защитная среда при сварке этих сталей. Как было показано в гл. II, повышение окислительной способности за-щитной среды при дуговой сварке (увеличение содержания кислорода в защи-тном газе, введение активных окислов во флюс, в покрытие электродов или в сердечник порошковой проволоки) способствует уменьшению насыщения ме-талла сварочной ванны водородом, а также снижению содержания кремния в шве, благодаря чему стой­кость последнего против образования не только горя-чих, но и хо­лодных трещин возрастает.

Отличительной особенностью холодных трещин, кроме низкой темпера-туры образования, является замедленный характер их раз­вития. Как правило, они зарождаются по истечении некоторого времени после окончания сварки и затем на протяжении нескольких минут, часов, а иногда даже суток распрост-раняются по длине и глубине шва. Причем, наряду с развитием ранее образо-вавшихся трещин, появляются и развиваются новые. Это особенно относится к трещинам при сварке толстого металла. По достижении некоторой определен-ной величины трещины в швах могут развиваться мгно­венно (взрывоподобно), со звоном.

Холодные трещины в шве и в околошовной зоне могут быть про­дольные и поперечные. Продольные холодные трещины имеют такой же внешний вид, как и горячие трещины, поперечные же — располо­жены, как правило, перпен-дикулярно оси шва.

Поскольку образование холодных трещин связано с темпера­турой -> М-превращения, элементы, снижающие эту температуру, усиливают склон-ность металла к образованию холодных закалочных трещин. К таким элемен-там прежде всего относится углерод. Чем больше углерода или других элемен-тов, снижающих температуру мартенситного превращения, тем при меньшем содержании водоро­да образуются холодные трещины. Кремний не относится к этим элементам, однако, как уже отмечалось, при повышении его содер­жания более 0,5% в высокохромистых мартенситных швах увели­чивается склонность их к образованию холодных трещин.

В швах с 10—14% хрома повышение количества хрома, молиб­дена и дру-гих элементов-ферритизаторов (особенно кремния, но не титана) снижает тре-щиноустойчивость металла, а введение в шов элементов-аустенитизаторов (марганца, никеля), предотвращающих появление в нем ферритной фазы, повы-шает стойкость против об­разования холодных трещин. На основании этих дан-ных в проволоку Св-08Х14ГТ (по новому ГОСТ — Св-08Х14ГНТ), кроме мар-ганца, введен дополнительно никель. Стойкость высоко­кремнистых швов про-тив образования трещин повышается также при измельчении и дезориентиро-вании микроструктуры металла путем введения в него титана, в связи с чем в эту проволоку, а также в проволоку Св-08Х18Н2ГТ, предназначенную для сварки стали 12Х17Н2, введен титан.

Наиболее действенной мерой предотвращения появления за­калочных трещин при сварке толстолистового высокохромистого металла и заварке рако-вин его литья является предварительный и сопутствующий местный или общий подогрев изделий и последующее медленное охлаждение. При подогреве свари-ваемой стали повышается температура -превращения и уменьшается интенсивность нарастания сварочных напряжений, благодаря чему предот­вра-щается образование холодных трещин. Для повышения пластич­ности и вязкос-ти металла шва и околошовной зоны изделия из высо­кохромистых закалива-ющихся сталей подвергают высокому отпуску.

Режим подогрева и отпуска изделий из закаливающихся ста­лей зависит от состава и толщины свариваемого металла, а также от жесткости закрепления соединений. Для ряда сталей эти режимы указаны в соответствующих разделах по технологии сварки.

Сварка аустенитных сталей

Аустенитные стали - наиболее многочисленная группа высоко­легирован-ных сталей. Они, как правило, легируются Сг>16 % и Ni>7 %, что придает им коррозионную стойкость, жаропрочность, а при Сг>20 % - жаростойкость. До-полнительно стали легируются молибденом, ванадием, титаном, ниобием. Они содержат неболь­шое количество углерода - до 0,20 %, имеют прочность на уро-вне низколегированных конструкционных сталей а_в=500-600МПа и высокую пластичность. Наиболее распространенными марками сталей являются 08Х18Н10Т; 12Х18Н10Т; 08Х18Н12Б; 10Х17Н13МЗТ; 03Х16Н15МЗ; 20Х23Н13; 08Х2ОН14С2 идр. Применяются в хими­ческом, нефтяном, энерге-тическом машиностроении дляконструк­ций, работающих в широком диапазоне температур - от отрица­тельных до положительных.

Основными легирующими элементами высоколегированных сталей являются хром и никель. Рассмотрим их влияние на свойстве и структуру сталей.

Хром является основным химическим элементом, обеспечивающим кор-розионную стойкость стали. При введении в сталь 12 % Сг электрохимический потенциал становится положительным и она резко увеличивает свою коррози-онную стойкость - становится нержавеющей (рис. 6.17).

Рисунок 6.17 - Зависимость коррозийной стойкости стали от содержания хрома

При содержимом Сr = 25 % наблюдается повторный прыжок коррозион-ной стойкости, что позволяет поддерживать ее на высоком уровне при повы-шенных температурах. Сталь становится жаростойкой.

Влияние Сг на структуру стали выражается в том, что он сужает область существования -фазы и стабилизирует -фазу. При содержании хрома бо­лее 12 % сталь во всем темпера­турном интервале - от темпе­ратур кристаллизации до ком­натных - сохраняет однофаз­ную ферритную структуру, поэтому считается, что хром является ферритизатором.

Введение в сталь никеля, наоборот, расширяет у-область и по­нижает тем-пературу - -превращения. При введении в сталь более 20 % Ni температура начала распада аустенита становится ниже 20°С и сталь в обычных условиях сохраняет чисто аустенитную структуру, поэтому Ni называют аустенитизато-ром. Никель также увеличивает коррозионную стойкость стали и ее жаропроч-ность, так как -фаза обладает большей жаропрочностью, чем -фаза.

Комбинируя различным содержанием в стали Сг, Ni и других легирую-щих элементов, можно получить стали различной структу­ры. Определить стру-ктуру стали в зависимости от ее химического состава позволяет диаграмма Шеффлера (рис. 6.18). По оси Xв диаграмме отложен химический эквивалент хрома - Экв Сг, по оси У - химический эквивалент никеля - Экв Ni.

В химическом Экв Сг объединены все легирующие элементы, которые аналогично Сг расширяют область феррита при их введе­нии в сталь. Их влия-ние приведено к влиянию Сг через соответст­вующие коэффициенты. В Экв Ni объединены элементы-аустенитизаторы. Значения коэффициентов в формулах Экв Сг и Экв Ni определяются эмпирическим путем, поэтому несколько отли-чаются одно от другого в разных литературных источниках. Приводим наибо-лее распространенные формулы:

ЭквCr=Cr+Mo+2Ti+2Al+NB+W+0,5Ta+l,5Si;

Экв Ni=Ni+30C+30N+Co+0,5Mn.

Рис. 6.18 -Зависимость между химическим составом и структурой высоколе­гированных сталей (диаграмма Шеффлсра)

Из диаграммы Шеффлера следует, что все высоколегированные стали делятся на следующие структурные классы: аустенитные (А); ферритные (Ф); аустенитно-ферритные (А+Ф); мартенситные (М); мартенситно-ферритные (М+Ф); мартенситно-аустенитные (М+А).

Вследствие того что в исходном состоянии структура стали аустенитная, а также из-за наличия большого количества легирующих элементов некоторые физические свойства аустенитных сталей су­щественно отличаются от свойств углеродистых сталей, что оказы­вает влияние на процесс сварки. Стали аусте-нитного класса имеют теплопроводность, которая примерно в четыре раза ни-же, чем у низкоуглеродистых, а коэффициент линейного расширения в 1,5 раза выше. При сварке это приводит к более неравномерному нагреву, увеличению деформаций и напряжений.

Стали аустенитного класса имеют высокое электрическое со­противление (в 3-5 раз выше, чем у низкоуглеродистых сталей), что вызывает более сильный нагрев электрода при ручной сварке или вылет проволоки при механизирован-ных способах сварки. Аустенитные стали неферромагнитны, что позволяет маг-нитными способами осуществлять их сортировку.

Остановимся на основных трудностях, встречающихся при сварке сталей данного структурного класса.

Первой сложностью является повышенная склонность аусте­нитных ста-лей к образованию кристаллизационных трещин, что объясняется следующими причинами:

однофазной структурой шва, которая способствует беспрепят­ственному росту кристаллов и снижению пластичности;

увеличенной литейной усадко й расплавленного металла шва, что выз-вано повышенным коэффициентом линейного расширения;

значительными растягивающими напряжениями, которые свя­заны с неравномерным нагревом металла, вызванным пониженной теплопроводностью стали;

многокомпонентным легированием, которое увеличивает веро­ятность попутного попадания в шов элементов, способствующих образованию легко-плавких эвтектик (S; Р; Рв; Zn и др.)

Основные направления борьбы с кристаллизационными трещ и­нами при сварке аустенитных сталей следующие.

1. Создание в шве двухфазной аустенитно-ферритной стру кту­ры. Од-новременное выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и феррита при-водит к измельчению и дезориентации структу­ры, т.е. уменьшению сечения столбчатых кристаллов и утончению межкристаллитных прослоек, разделен-ных участками первичного -феррита. Уже 3-5 % феррита достаточно, чтобы вероятность об­разования кристаллизационных трещин уменьшилась. Двухфаз­ную структуру получают за счет использования сварочных прово­лок, допол-нительно легированных элементами-ферритизаторами, обычно хромом. Однако стремление получить аустенитно-ферритную структуру на глубоко аустенит-ных сталях, содержащих более15 % Ni, требует введения большого количества ферритообразующих элементов, что может привести к потере пластичности в ре­зультате образования хрупких интерметаллидов хрома. Для таких сталей це-лесообразно легирование проволоки N_b и Ti, которые об­разуют мелкодисперс-ные карбиды, препятствующие росту зерна.

2. Ограничение (особенно при сварке глубоко аустенитных сталей, рас-положенных на диаграмме Шеффлера далеко от ферритной границы) в основ-ном и наплавленном металле вредных (сера, фос­фор) и ликвирующих (свинец, олово, висмут) примесей, а также газов кислорода и водорода. Для этого следу-ет применять режимы, уменьшающие долю основного металла в шве, и исполь-зовать стали и сварочные материалы с минимальным содержанием названных примесей. Техника сварки должна обеспечивать минимальное насы­щение ме-талла шва газами. Этому способствует применение при сварке постоянного то-ка обратной полярности. При ручной сварке следует поддерживать короткую дугу и сварку вести без поперечных колебаний. При сварке в защитных газах, чтобы предупредить под­сос воздуха, следует поддерживать коротким вылет электрода и вы­бирать оптимальными скорость сварки и расход защитного газа. Не­обходимо также применять меры к удалению влаги из флюса или по­крытия электродов, выполняя их необходимую прокалку.

3. Регулирование процесса кристаллизации шва, что может осу­ществля-ться различными способами. Во-первых, необходимо пра­вильно выбирать фор-му шва, что влияет на направление роста кри­сталлов. Направление роста крис-таллов не должно совпадать с на­правлением действия растягивающих напряже-ний, как это проис­ходит для узких и глубоких швов. Кроме того, как от­мечалось в параграфе 6.3, неблагоприятная форма шва влияет на ликвацию примесей, вследствие чего они сосредоточиваются в цен­тре шва и ослабляют его, поскольку являются источником образо­вания легкоплавких эвтектик. Во-вторых, при полуавтоматической сварке целесообразны поперечные колебания проволоки, что изме­няет схему кристаллизации и уменьшает вероятность трещин. В-третьих, при автоматической сварке целесообразно использовать электромагнитное перемешивание сварочной ванны (ЭМП). При ЭМП на жидкую сварочную ванну воздействуют переменным маг­нитным полем, вслед-ствие чего в расплавленном металле возника­ют вихревые токи. Взаимодействуя с магнитным полем, они застав­ляют металл перемещаться, что затрудняет беспрепятственный рост кристаллов и измельчает зерно.

4. Уменьшение силового фактора (растягивающих напряжений), возника-ющего в результате термического цикла сварки. Снижение еro действия дости-гается уменьшением тока по сравнению со сваркой углеродистых сталей на 10-30 %, заполнением разделки швами небольшого сечения и устранением жест-ких закреплений сваривае­мых кромок.

Второй сложностью при сварке аустенитных сталей является возможная потеря коррозионных свойств сварными швами. Это мо­жет произойти в резуль-тате взаимодействия хрома с углеродом и образования карбида хрома Сг₂₃С₆.. Эта реакция особенно интен­сивно происходит при температурах 600-750°С, вследствие чего пограничные слои зерен обедняются хромом. Его может стать мень­ше 12 %, после чего коррозионная стойкость резко падает (см.рис. 6.17). Основными направлениями борьбы с потерей коррозионных свойств являются следующие.

1. Уменьшение содержания углерода в основном металле и ме­талле шва до 0,02-0,03 %, что предотвращает образование карби­дов хрома. Таким обра-зом, наибольшей коррозионной стойкостью обладают аустенитные стали и швы, содержащие минимальное ко­личество углерода.

2. Дополнительное легирование шва титаном, ниобием, ванади­ем за счет большего содержания этих элементов в сварочной прово­локе, чем в стали. Об-ладая большим сродством к углероду, Ti, Nb, V вступают с ним в реакцию и предотвращают образование карби­дов Сг. Этим обеспечивается его необходи-мое содержание в шве и коррозионная стойкость не нарушается.

3. Применение высоких скоростей охлаждения швов в интерва­ле темпе-ратур 600-800°С, при которых происходит интенсивное образование карбидов хрома. Это позволяет снизить время пребы­вания шва и околошовной зоны при данных температурах. Осуще­ствляется за счет ограничения сварочного тока, уменьшения разме­ров швов, принудительного охлаждения.

4. Проведение термообработки - закалки или отжига. При тем­пературе Т>800°С карбиды хрома растворяются. В большинстве случаев при сварке аус-тенитных сталей термообработка не требует­ся. Ее применяют тогда, когда в состоянии после сварки соедине­ния проявляют склонность к межкристаллит-ной или ножевой кор­розии либо предназначены для работы в условиях, вызы-вающих коррозионное растрескивание.

Аустенитные стали свариваются различными способами: руч­ной сваркой, под флюсом, в среде защитных газов, электрошлако­вой сваркой.

Ручная сварк а широко используется при монтаже химического и энерге-тического оборудования. Сила тока, как уже отмечалось, на 10-30 % ниже, чем для углеродистых сталей. Используются электродыс основным покрытием. Хи-мический состав стержня электрода соответствует химическому составу стали, но содержит, как правило, больше хрома и меньше никеля для обеспечения двухфазной аустенитно-ферритной структуры шва. Некоторые марки электрода имеютповышенное содержание ниобия, титана или ванадия.

Длина электрода для сварки аустенитных сталей меньше, чем для углеро-дистых, так как стержень имеет повышенное электрическоесопротивление и в процессе сварки сильно нагревается. Это можетпривести к отслоению покры-тия. Рекомендации по выбору электродов при сварке некоторых аустенитных сталей приведены втабл.6.28.

Сварка под флюсом является одним из основных способов сварки аусте-

нитных сталей, поскольку имеет преимущества перед ручнойсваркой по производительности процесса и стабильности свойствсварного соединения. Широко применяется при изготовле­нии емкостей в нефтяной и химической промышленности. При сваркеиспользуются безокислительные низкокрем-нистые фторидныеи высокоосные флюсы, создающие в зоне сварки безокис-лительныеили малоокислительные среды, способствующие минимальному угару легирующих элементов. Проволоки используются меньшегодиаметра, чем при сварке углеродистых сталей, обычно 2-3мм, что необходимо для по-лучения швов небольших размеров. Вылетэлектрода уменьшается в 1,5-2 раза в результате повышенногоэлектросопротивления проволок. Легирование шва осуществ­ляется в основном через проволоку (табл. 6.28).

Этот один из основных способов сварки вы­соколегированных сталей тол-щиной 3... 50 мм имеет большое преиму­щество перед ручной дуговой сваркой покрытыми электродами ввиду стабильности состава и свойств металла по всей длине шва при сварке с разделкой и без разделки кромок. Это достигается от-сутствием частых кратеров, образующихся при смене электродов, равномер-ностью плавле­ния электродной проволоки и основного металла по длине шва (при руч­ной сварке меньшая скорость плавления электрода вначале его исполь-зо­вания и большая в конце изменяет долю основного металла в шве, а зна­чит, и его состав), более надежной защитой зоны сварки от окисления легирующих компонентов кислородом воздуха и др.

Хорошее формирование поверхности швов с мелкой чешуйчатостью и плавным переходом к основному металлу, отсутствие брызг на поверхности изделия заметно повышают коррозионную стойкость свар­ных соединений. При этом способе уменьшается трудоемкость подгото­вительных работ, так как раз-делку кромок выполняют на металле толщи­ной свыше 12 мм (при ручной свар-ке свыше 3... 5 мм). Возможна сварка с повышенным зазором и без разделки кромок стали толщиной до 30... 40 мм. Уменьшение потерь на угар, разбрызги-вание и огарки электродов на 10... 20 % снижает расход дорогостоящей свароч-ной проволоки.

 

Однако при сварке под флюсом некоторых марок жаропрочных ста­лей требование обеспечения в металле шва регламентированного количе­ства фер-ритной фазы не всегда может быть достигнуто. Это объясняется трудностью получения необходимого состава металла шва за счет выбора только сварочных флюсов и проволок (последние имеют значительные колебания химического состава в пределах стали одной марки) при свар­ке металла различной толщины (различная форма разделки и, значит, доля участия основного металла в фор-мировании шва).

Отличие техники сварки высоколегированных сталей и сплавов от техни-ки сварки обычных низколегированных сталей заключается в уменьшении вы-лета электрода в 1,5... 2 раза ввиду повышенного элек­тросопротивления сваро-чных проволок. Для предупреждения перегрева металла и связанного с этим огрубления структуры, возможности появления трещин и снижения эксплуата-ционных свойств сварного соедине­ния многослойные швы повышенного сече-ния рекомендуется сваривать швами небольшого сечения. Это предопределяет использование свароч­ных проволок диаметром 2... 3 мм. Аустенитные свароч-ные проволоки в процессе изготовления сильно наклёпываются и имеют высо-кую жест­кость, что затрудняет работу правильных, подающих и токоподводя-щих узлов сварочных установок, снижая срок их службы. Легировать шов мож-но через флюс (табл. 9.6).