Трещины в сварных соединениях

Различают три вида трещин, образующихся при сварке аустенитных сталей: кристаллизационные, подсолидусные и холодные.

Первые два вида объединяют названием горячие трещины (ГТ). Повышенная склонность металла шва к ГТ обусловлена:

А. Высоким коэффициентом теплового расширения, малой теплопроводностью и высокой релаксационной стойкостью при высоких температурах. Это приводит к высокому уровню напряжений и деформаций при сварке, отпуске и эксплуатации в условиях теплосмен.

Б. Крупнокристаллической (транскристаллитной) столбчатой первичной структурой с сильно выраженной ликвационной неоднородностью по Сг, Ni, Nb, В, С и др.

В результате ликвации образуются легкоплавкие карбидные, боридные фазы в тройных стенках зерен и по траекториям срастания кристаллитов, препятствующие миграции границ зерен в более равновесные положения. При этом металл шва имеет малую пластичность в интервале ТИХ, которая может быть исчерпана в результате усадки шва и перемещения свариваемых заготовок.

Так возникает первый тип горячих трещин кристаллизационного типа, зарождающихся в остаточных пленочных выделениях жидкой фазы при Т до 1250...1200 °С.

Второй тип горячих трещин (подсолидусные) возникает в твердой фазе при 1200...1000 °С в результате межзеренного характера высокотемпературной сварочной деформации. Она стимулирует выход дислокаций и примесных атомов на границы зерен и создает ступеньки, раскрывающиеся при межзеренной деформации в результате притока вакансий и сегрегации примесных атомов в микротрещины.

Третий тип горячих трещин – ликвационные горячие трещины, образующиеся в ЗТВ по строчечным выделениям сегрегатов и примесей, а в металле шва предыдущего прохода при многослойности сварки – по ликвационным прослойкам.

Так, сульфидная эвтектика Ni₃S + Ni имеет Т_пл = 645 °С, а эвтектики системы Ni – Nb – Т_пл = 1270 °С. Применение аустенитных сталей, подвергнутых ЭШП и хорошо очищенных от вредных примесей, позволяет избежать этих трещин.

Трещины при послесварочной термообработке жестких сварных узлов, имеющих концентраторы напряжений (непровары, подрезы, трещины и т. п.), из сталей, содержащих карбидообразующие элементы (Ti, Nb, Mo), на этапе нагрева в интервале 650...800 °С могут образоваться в результате:

– сосредоточения деформаций металла у концентраторов напряжений;

– необратимых изменений в ЗТВ (рост зерен, формирование плоских карбидов по границам) и дисперсионного твердения при термообработке.

Избежать появления трещин в сварных соединениях аустенитных сталей возможно путем:

· введения второй фазы при условии выделения ее непосредственно в процессе кристаллизации;

· дополнительного легирования некоторыми легирующими элементами;

· измельчения первичной структуры за счет легирования элементами-модификаторами;

· повышения чистоты металла по вредным примесям, способствующим образованию легкоплавких фаз;

· технологических приемов.

Вводя в металл шва вторую фазу, добиваются разрушения его транскристаллитного строения и измельчения первичной структуры. При этом общая протяженность границ между кристаллами растет и легкоплавкие эвтектики становятся разобщенными.

Вместе с этим, тормозится и перемещение несовершенств кристаллической структуры, что препятствует возникновению подсолидусных трещин.

Чаще всего второй фазой служит первичный феррит, создающий 2-х фазную аустенитно-ферритную структуру металла шва.

Наличие первичного феррита измельчает структуру металла, уменьшает концентрацию Si, Р, S и других примесей в межкристаллитных прослойках за счет большей растворимости этих элементов в феррите. Этим повышается чистота границ кристаллитов и уменьшается опасность образования легкоплавких эвтектик.

Современные исследования показали, что для придания металлу достаточной стойкости к образованию кристаллизационных трещин нужно иметь в аустенитном шве 2...5 % первичного феррита.

Если феррита больше, опасность появления горячих трещин уменьшается, но при работе такого металла в области высоких температур может происходить его охрупчивание, связанное с переходом феррита в хрупкую s–фазу, залегающую по границам зерен аустенита. При работе в агрессивных средах Т < 400 °С допускается до 25 % феррита.

Чтобы получить 2-х фазное строение в наплавленный металл вводят элементы-ферритизаторы (Cr, Mo, Si, Ti, Nb, Zr, V, A1 и др.) и уменьшают или ограничивают содержание аустенизаторов (С, Mn, N, Си, Со). Для этого используют известную диаграмму Шеффлера, т. е. вычисляют Ni_э и Сг_э, и по диаграмме определяют структуру металла шва.

Если нужно сохранить чисто аустенитную структуру, то способом повышения стойкости металла шва к образованию трещин является дополнительное легирование такими элементами, как Mo, W, Nb, N. Считают, что эти элементы, имея повышенную энергию активации, снижают диффузионную подвижность атомов в аустените и подавляют возникновение зародышей подсолидусных трещин.

Измельчение структуры однофазных швов можно обеспечить и воздействием на сварочную ванну ультразвуковых или механических колебаний частотой 20...30 КГц, а также введением элементов-модификаторов (Sr, Ge, Ti, В и др.) или азота, который является сильным аустенизатором и также способствует измельчению структуры за счет увеличения центров кристаллизации в виде тугоплавких нитридов. Это повышает стойкость сварных швов против ГТ.

Повысить стойкость аустенитных швов к трещинам можно и технологическими приемами, снижающими темп нарастания внутренних деформаций, особенно в ТИХ. Большое значение приобретает при этом форма сварочной ванны, определяющая направление роста осей кристаллитов и ориентацию их границ по отношению к оси шва.

В узкой, глубокой и удлиненной сварочной ванне (большая скорость сварки) кристаллиты растут наиболее неблагоприятно – навстречу друг другу с образованием зоны сплавления в центре шва. Формируемый в этом случае шов обладает низкой технологической прочностью, так как его деформационная способность в ТИХ существенно снижается. Следует отметить, что проблема получения чисто аустенитных швов, стойких к образованию трещин, полностью пока еще не решена.