Металл          2[FeO] + [Si]    =      2Fe + SiO₂

Таким образом, в сварочную ванну попадает обогащенный марганцем и кремнием металл. При понижении температуры он начинает раскислять металл шва:

[Mn] + [FeO]→ Fe + (MnO)

[Si] + 2[FeO]→ 2Fe + (SiO₂)

А поскольку основная часть FeO уже извлечена шлаком, металл шва после раскисления будет содержать остаточное количество марганца (около 0,60%) и кремния (около 0,10%).

1.3.2.6 Особенности металлургических процессов при сварке электродами с покрытием основного и целлюлозного вида

Согласно СНИП 2.05.06-85*, для сварки магистральных трубопроводов могут быть применены только электроды с покрытием основного или целлюлозного вида. Поэтому имеет смысл рассмотреть происходящие при сварке этими электродами процессы более подробно.

Электроды группы Б при сварке осуществляют защиту зоны сварки разложением мрамора CaCO₃ , а образовавшийся при этом оксид кальция CaO уходит на формирование шлаковой системы Cao-CaF₂. Атмосфера сварочной дуги состоит из CO, CO₂, H₂, H₂O. Пары воды выделяются из покрытия, и во избежание этого электроды перед сваркой необходимо прокаливать при температуре Т=470–520 К (до 570 К). Содержание в покрытии нескольких раскислителей позволяет получить хорошо восстановленный металл, имеющий в своем составе мало серы и не склонный к образованию горячих трещин. При сварке высокопрочных и жаропрочных сталей применяют электроды с пониженным содержанием (15–20%) мрамора и увеличенным (60–80%) содержанием флюорита в покрытии. В этом случае удается избежать поглощения углерода сварочной ванной и обеспечить содержание углерода на уровне 0,02–0,05%, как этого требуют ТУ. Среди недостатков электродов с основным видом покрытия можно отметить низкую устойчивость дуги, требующую сварки на постоянном токе обратной полярности.

Электроды группы Ц содержат в своем составе до 50% органических веществ, и при их разложении и окислении выделяется большое количество газа, обеспечивающего хорошую защиту зоны сварки. Для предотвращения водородной хрупкости и появления пор при сварке необходимо вводить окислители TiO₂, FeO, MnO₂. Для уменьшения влияния водорода в покрытие также вводят плавиковый шпат (флюорит). Важный показатель качества сварных соединений – содержание газов и неметаллических включений, влияющих на прочностные свойства. В таблице 5 рассмотрены основные характеристики сварных соединений, выполненных электродами с различными видами покрытия.

Таблица 5

Массовые доли включений, % ,при использовании при сварке электродов различных групп

1.3.2.7 Способы легирования металла шва

Для получения равнопрочности и одинаковых свойств металла шва и основного металла при сварке применяют легирование – введение дополнительных элементов, обеспечивающих необходимые свойства. Металл шва образуется из основного металла, электродной проволоки и покрытия. Таким образом, легирование может быть осуществлено одним из следующих способов:

1) легирование путем введения в покрытие электрода порошкообразных металлических добавок или ферросплавов – марганца, кремния, титана и др.;

2) легирование в результате восстановления оксидов, входящих в состав покрытия. Подобное легирование легко осуществимо для малоактивных элементов (медь, никель) и ограничено для таких элементов, как марганец, кремний, хром;

3) легирование путем изменения состава электродных проволок, дающее самые стабильные результаты;

4) легирование при расплавлении основного металла, что имеет место при сварке термоустойчивых и высокопрочных сталей.

При определении степени легирования металла шва при сварке электродами следует учитывать потери легирующих элементов, возникающие вследствие испарения, разбрызгивания металла и окислительно-восстановительных реакций.

1.3.2.8 Вредные примеси при сварке и их влияние на качество металла шва

Как уже отмечалось выше, при сварке металл находится в состоянии повышенной химической активности и способен реагировать с другими веществам, находящимися в зоне сварки. Почти всегда продукты этих реакций вызывают значительное ухудшение качеств сварного соединения, поэтому они весьма нежелательны. Рассмотрим влияние различных примесей на качество металла сварного шва.

Сера S – всегда вредная примесь при сварке, поскольку она способна образовывать относительно легкоплавкие эвтектики Me-MeS, что создает возможность появления «горячих трещин» в металле шва. Содержание серы в металлах и сварочных материалах жестко лимитируется. Снижение вредного влияния серы достигается благодаря переводу ее из сульфидов железа в сульфиды с более высокой температурой плавления ( для MnS T_пл=1883 К, для CaS Τ_пл=2273 К), с тем чтобы она не могла участвовать в процессе кристаллизации, образуя неметаллические эндогенные включения еще в жидком металле сварочной ванны. Достигается это путем введения достаточного количества марганца. Кальций вводится в виде силикокальция через электродные покрытия. Общее снижение содержания серы возможно при сильно основных шлаках. Фторидные компоненты шлаковых систем также способствуют удалению серы из металла:

CaF₂ + FeS → CaS + FeF₂↑

Фосфор P – почти всегда вредная примесь в металлах, резко снижающая их пластичность. Так, при кристаллизации стали, фосфор образует ряд соединений с железом (Fe₃P, Fe₂P, FeP, FeP₂), отличающихся своей хрупкостью. Кристаллы этих соединений могут стать зародышами «холодных трещин». Понизить содержание фосфора в металле шва практически не удается, т.к. он окисляется только в окислительных шлаках, а при сварке используются восстановительные.

Кислород O – вредная примесь в металле при сварке, снижающая его пластические свойства, поэтому при всех видах сварки предусматривается раскисление металла шва до допустимой нормы. Однако при сварке конструкционных сталей следует сохранять некоторую окисленность стали для снижения растворимости водорода.

Азот N поглощается металлом сварочной ванны из атмосферы дугового промежутка, где он находится в основном, атомарном и частично ионизированном состоянии. Растворимость азота в жидком металле выше, чем в твердом, и в процессе кристаллизации металла шва он может выделяться в газообразном состоянии, образуя поры. Он также образует нитриды железа(Fe₄N, Fe₂N),формирующие очень хрупкие игольчатые кристаллы, разрушение которых приводит к зарождению холодных трещин (замедленное разрушение). Однако в некоторых сталях аустенитного класса содержание азота доводят до 0,3–0,4%.

Водород H – всегда вредная примесь в металлах при сварке, являющаяся причиной водородной хрупкости. Он может быть поглощен из атмосферы дугового промежутка либо содержаться в основном металле. Водород, поглощенный из дугового промежутка, где он находится в атомарном или ионизированном состоянии, при кристаллизации резко снижает свою растворимость, выделяясь из металла и вызывая появление пор и трещин. Водород, содержащийся в основном металле, может находиться в состоянии твердого раствора внедрения (диффузионно-подвижный водород), а также в связанном состоянии. Водород в молекулярном состоянии находится в микронесплошностях металла. Диффузионно-подвижный водород может перемещаться в металле в результате концентрационной, или термической диффузии, создающейся вследствие градиента температур. В результате образования сварного соединения в условиях высоких градиентов температур возникает неравномерная концентрация водорода, которая может быть устранена последующей термообработкой. Направление потока термодиффузии водорода противоположно направлению потока теплоты. Максимальная концентрация водорода наблюдается вблизи линии сплавления. Таким образом, при средней относительно небольшой концентрации водорода в металле, в сварочном соединении возникают опасные зоны повышенной хрупкости. К основным путям снижения водорода в зоне сварки можно отнести:

1) снижения парциального давления водорода и создание условий для уменьшения его растворимости в жидком металле сварочной ванны (путем введения в покрытие фторидов и хлоридов, позволяющих связать водород в прочные соединения, не растворяющиеся в жидком металле);

2) тщательная подготовка кромок под сварку, удаление частично гидратированных оксидных пленок на металле;

3) уменьшение содержания водяных паров в атмосфере дугового разряда прокалкой электродов.

Содержание углерода C стараются сохранить при сварке конструкционных, низколегированных сталей. Однако при сварке специальных и термоустойчивых сталей, в которых содержание углерода должно быть малым (0,03–0,06%), в результате взаимодействия с углеродсодержащими веществами в сварочных материалах (карбонатами и др.) содержание углерода может подняться выше допустимых пределов.

1.3.3 Термодеформационные процессы и превращения в металлах при сварке

При сварке в металле происходят термодеформационные и физико-химические процессы. Термодеформационные процессы заключаются в упругопластическом деформировании металла при неравномерном нагреве в процессе сварки и возникновении вследствие этого временных и остаточных напряжений. Физико-химические процессы при сварке происходят в твердом и расплавленном металле и характеризуются фазовыми и структурными превращениями, растворением и выделением веществ из раствора, диффузией и другими явлениями.

Термодеформационные процессы и превращения в металлах при сварке определяют технологическую прочность металла шва и зоны термического влияния, т.е. стойкость против образования локальных разрушений в процессе изготовления сварного соединения.

Кроме того, сварочные процессы в значительной степени определяют эксплуатационные свойства конструкции. Вопросы точности изготовления сварных конструкций основаны на знании закономерностей образования деформаций и напряжений при сварке. Эксплуатационные свойства сварных конструкций, т. е. степень соответствия механических, физических и химических свойств условиям и требованиям эксплуатации, также определяются термодеформационными процессами и превращениями в металлах при сварке.

1.3.3.1 Термодеформационные процессы при сварке

1.3.3.1.1 Понятие о сварочных деформациях и напряжениях

При равномерном нагреве материала происходит его свободное расширение без возникновения напряжений. Если же осуществляется неравномерный нагрев тела, то связи нагретых участков с ненагретыми препятствуют свободному расширению. Вследствие этого в теле возникают температурные собственные напряжения, существующие при отсутствии приложенных к нему внешних сил. Температурные напряжения, возникающие в процессе сварки, принято называть временными напряжениями. Временные напряжения существуют в теле в процессе сварки на всех стадиях нагрева, выравнивания температур и охлаждения.

1) все сечения нагруженного элемента (пластины) перемещаются плоскопараллельно (гипотеза плоских сечений, рис.19, а);

2) диаграмма σ = f(ε) имеет вид диаграммы Прандтля (рис. 19, б);

3) зависимость σ = f(T) имеет вид, 5 (рис. 19, в).

Рассмотрим два случая нагрева пластины тепловым источником, движущимся вдоль ее продольной оси:

1) максимальная температура нагрева менее 773 К. Представим пластину в виде отдельных волокон. Каждое из этих волокон должно получить приращение длины в зависимости от температуры нагрева (Δl = αΔT), а концы волокон должны были бы расположиться по кривой, являющейся кривой распределения температур. Согласно допущению 1 пластина должна удлиниться на ΔL = αΤ_пл,ср. Средняя температура может быть определена путем интегрирования кривой А. Средние волокна должны были бы получить большее удлинение, но периферийные, менее нагретые, это удлинение сдерживают. Следовательно, в центральной области возникают сжимающие напряжения, а в периферийных – растягивающие. При охлаждении происходит возврат к первоначальному состоянию, и, т.к. напряжения носят упругий характер, никаких остаточных напряжений и деформаций не возникает.

2) максимальная температура нагрева более 873 К. При нагреве происходит то же, что и в первом случае. Однако в центральной зоне, где температура больше 873 К, и следовательно, предел текучести равен нулю, металл получит пластическую деформацию укорочения. При охлаждении периферийные области, как менее нагретые, охлаждаются до начальной температуры, в то время как центральные области все еще продолжают охлаждаться. Но так как они при нагреве получили пластическую деформацию укорочения, а край пластины перемещается плоскопараллельно, центральная область окажется растянутой, а периферийные будут сжаты. Таким образом, в пластине появятся остаточные сварочные напряжения и соответствующие им остаточные сварочные деформации.

Собственные напряжения, как временные, так и остаточные, подразделяют в зависимости от объема их взаимного уравновешивания на:

1) напряжения первого рода, уравновешенные макрообъемах;

2) напряжения второго рода, уравновешенные в объемах одного или  нескольких зерен;

3) напряжения третьего рода, уравновешенные в микрообъемах, соизмеримых с размером кристаллической решетки.

Собственные напряжения подразделяют в зависимости от направления действия на:

1) одноосные, или линейные;

2) двухосные или плоскостные;

3) трехосные или объемные.

В элементах сварных конструкций могут возни двух- или трехосные напряжения в зависимости от формы и размеров свариваемых элементов. Напряжения, действующие вдоль сварного шва, называют продольными и обозначают σ_х. Напряжения, действующие в плоскости соединяемых элементов перпендикулярно оси шва, называют поперечными и обозначают σ_y. Напряжения, действующие в направлении, перпендикулярном плоскости соединяемых элементов, называют напряжениями по толщине сварного соединения и обозначают σ_z . Наряду с нормальными компонентами в сварных соединениях могут действовать соответствующие касательные напряжения τ_ху , τ_yz , τ_zx .

Деформации, возникающие при сварке, обозначаются аналогично напряжениям. Различают нормальные компоненты сварочных деформаций ε_х, ε_y , ε_z и сдвиговые γ_ху , γ_уz , γ_zx. Сварочные деформации в общем случае определяют изменение линейных и угловых размеров тела и характеризуют состояние отдельных участков тела. Основные причины, вызывающие появление деформации при сварке, заключаются в неравномерном нагреве, структурных превращениях и упругопластическом деформировании. Поэтому необходимо различать следующие составляющие сварочных деформаций:

1) свободная деформация, вызванная изменением температуры и структурными превращениями:

ε_св = αΔT

где α —коэффициент линейного расширения металла, 1/К; ΔT — изменение температуры точки тела, К;

2) собственные, или так называемые внутренние деформации (ε, γ), состоящие из упругих ε_упр , γ_упр и пластических ε_пл , γ_пл деформаций;

3) наблюдаемые в процессе сварки деформации ε_н , γ_н , характеризующие изменение линейных и угловых размеров тела, которые можно зарегистрировать непосредственно измерительными приборами. Эти деформации определяются суммой свободных температурных и собственных деформаций

ε_н = ε_св + ε_упр + ε_пл

γ_н = γ_упр + γ_пл

Эти уравнения могут быть записаны применительно ко всем компонентам деформаций для соответствующих координат. Если в рассматриваемый момент времени в теле уже были предварительные (начальные) деформации ε_нач, γ_нач, то уравнения преобразуются к следующему виду:

ε_н = ε_св + ε_упр + ε_пл + ε_нач

γ_н = γ_упр + γ_пл + γ_нач

Напряжения при сварке однозначно определяются значениями упругих деформаций по следующим формулам:

σ_x = [ε_x,упр + ε_x,упр + ε_y,упр + ε_z,упр)]

σ_y = [ε_y,упр + ε_x,упр + ε_y,упр + ε_z,упр)]

σ_z = [ε_z,упр + ε_x,упр + ε_y,упр + ε_z,упр)]

τ_xy = Gγ_{xy,упр   ,}   τ_yz = Gγ_{yz,упр   ,}   τ_zx = Gγ_zx,упр

1.3.3.1.2 Методы определения остаточных деформаций и напряжений

Существующие методы определения остаточных напряжений обычно разделяют на механические и физические. Механические методы основаны на принципе упругой разгрузки объема металла при его освобождении от остаточных напряжений путем разгрузки. Измеряя деформации, возникающие при разгрузе можно вычислить остаточные напряжения по формулам теории упругости. В зависимости от расположения измеряемых баз механическими методами можно определить одно-, двух- и трехосные остаточные напряжения.

Физические методы, в отличие от механических, не связаны с обязательным разрушением металла для определения остаточных напряжений. Они основаны на определении изменения свойств металла под влиянием остаточных напряжений. Если же изменение свойств металла в шве и околошовной зоне вызвано совокупным воздействием физико-химических процессов при сварке и остаточных напряжений, то результаты измерений физическими методами не однозначно характеризуют остаточные напряжения. Ниже перечисляются наиболее распространенные из физических методов, которые могут быть применены в отдельных случаях при определении остаточных сварочных напряжений.

Магнитоупругий метод определения остаточных напряжений основан на зависимости магнитной проницаемости объема металла от значения действующего в данном объеме остаточного напряжения. Этот метод можно использовать лишь для металлов, обладающих магнитными свойствами. Достоверные результаты получают при измерении остаточных одноосных напряжений в основном металле сварного соединения. Применение этого метода для определения остаточных напряжений в шве и околошовной зоне может приводить к заметным погрешностям. Это объясняется тем, что магнитная проницаемость в шве и околошовной зоне после сварки изменяется по сравнению с ее значением до сварки не только под действием возникших остаточных напряжений, но и вследствие изменения химического состава шва, роста зерна, изменения структуры околошовной зоны и других явлений.

Ультразвуковой метод определения сварочных остаточных напряжений основан на зависимости скорости распространения ультразвуковой волны в металлах от напряженного состояния в них. Измеряют скорости распространения ультразвука на отдельном участке металла до сварки и после сварки и по изменению скорости судят о значении остаточного напряжения. При измерении остаточных напряжений в шве и околошовной зоне неоднородность свойств может приводить к погрешностям результатов. Положительным свойством данного метода, так же как магнитоупругого, следует считать мобильность проведения экспериментов, не требующих больших подготовительных работ.

Рентгеновские методы исследования остаточных напряжений основаны на определении расстояния между кристаллографическими плоскостями, т.е. деформации кристаллографической решетки, с помощью измерения угла отражения луча. Остаточные напряжения этим методом можно определить с невысокой точностью и только в тонком поверхностном слое. Для рентгеновских методов исследования остаточных напряжений характерны большая трудоемкость и высокая стоимость проведения эксперимента.

Метод определения остаточных напряжений на основе регистрации твердости используют при исследовании поверхностных напряжений. Разработанные физические основы метода устанавливают однозначное влияние одно- и двухосных напряжений на изменение твердости поверхностного слоя. Для участков сварного соединения, претерпевших высокотемпературную пластическую деформацию в процессе сварки, т.е. для шва и околошовной зоны, этот метод измерения остаточных напряжений приводит к погрешностям.

1.3.3.1.3 Типичные поля остаточных напряжений при сварке многослойных швов

При многопроходной сварке пластин встык в общем случае (рис. 20, а) возникают остаточные напряжения – продольные σ_x, поперечные σ_y и в направлении толщины σ_z. Однако при толщинах δ<40–80 мм сопротивление усадке металла по толщине незначительное, и поэтому напряжения σ_z малы. Формирование продольных напряжений σ_x при укладке каждого очередного валика многослойного шва качественно подобно однопроходной сварке. Последующие валики незначительно изменяют значение остаточных напряжений σ_x, и поэтому их распределение по толщине можно считать равномерным (рис. 20, б).

Формирование поперечных напряжений σ_y происходит вследствие поперечной усадки укладываемого валика и под сильным воздействием поперечной усадки последующих валиков. В связи с этим распределение напряжений σ_y по толщине отличается значительной неравномерностью.

1.3.3.2 Образование сварных соединений и формирование первичной структуры металла шва

1.3.3.2.1 Понятие свариваемости

Монолитность сварного соединения при сварке обеспечивается образованием межатомных и межмолекулярных связей между частицами соединяемых материалов на поверхности их контакта.

Различают две группы межатомных и межмолекулярных связей, имеющих электрическую природу:

1) физические (ван-дер-ваальсовские);

2) химические (ионная, ковалентная, металлическая, водородная, донорно-акцепторная и их сочетания).

Прочность химических связей (энергия, требуемая для разъединения вещества на отдельные молекулы, атомы или ионы) составляет десятки и сотни килоджоулей, а физических – доли и единицы килоджоуля. В результате сварки образуются соединения с прочными химическими связями.

При сварке в процессе образования химических связей свариваемые материалы подвергаются механическому, физическому или химическому воздействию. Явления, сопровождающие образование химических связей, называются сварочными процессами.

Сварочные процессы, характерные для сварки металлов, можно условно разделить на три группы:

1) тепловые процессы, включающие нагрев, плавление и охлаждение металлов;

2) термомеханические процессы, заключающиеся в пластическом деформировании металла с одновременным воздействием высокой температуры;

3) физико-химические процессы, протекающие в твердом и жидком металле: фазовые превращения, растворение и выделение веществ из раствора, диссоциация или образование химических соединений, диффузия, обменные реакции между контактирующими фазами и т. д.

Сварочные процессы определяют технологическую прочность металла шва и зоны термического влияния, т.е. стойкость металла сварного соединения против локальных разрушений в процессе изготовления (сопротивляемость образованию разного рода трещин). Кроме того, они в значительной мере определяют эксплуатационную прочность, работоспособность сварного соединения — степень соответствия его механических, физических и химических свойств требованиям эксплуатации.

Способность соединяемых металлов образовывать при сварке качественное сварное соединение оценивают их свариваемостью. Свариваемость – комплексная характеристика металла, характеризующая его реакцию на физико-химическое воздействие процесса сварки и способность образовывать сварное соединение, отвечающее заданным эксплуатационным требованиям.

Основные критерии свариваемости следующие:

1)окисляемость металла при сварке, зависящая от его химической активности;

2)сопротивляемость образованию горячих трещин и трещин при повторных нагревах;

3)сопротивляемость образованию холодных трещин и замедленному разрушению;

4)чувствительность металла к тепловому воздействию сварки, характеризуемая его склонностью к росту зерна, структурными и фазовыми изменениями в шве и зоне термического влияния, изменением прочностных и пластических свойств;

5)чувствительность к образованию пор;

6)соответствие свойств сварного соединения эксплуатационным требованиям; к таким свойствам относятся: прочность, пластичность, выносливость, ползучесть, вязкость, жаростойкость и жаропрочность, коррозионная стойкость и др.

Различают физическую и технологическую свариваемость. Под физической свариваемостью понимают способность металлов образовывать в результате сварки каким-либо способом монолитные соединения с химической связью. Технологическая свариваемость – технико-экономический показатель. Она характеризует возможность получения сварного соединения требуемого качества, удовлетворяющего требованиям надежности конструкции при эксплуатации, с применением существующего оборудования при наименьших затратах труда и времени. Технологическая свариваемость определяется совокупностью свойств основного металла, характеризующих его реакцию на термодеформационный цикл сварки. Кроме того, она зависит от способа и режима сварки, свойств присадочного металла, применяемых флюсов, электродных покрытий и защитных газон, от конструктивных особенностей свариваемого изделия и условий его последующей эксплуатации.

1.3.3.2.2 Общие положения теории кристаллизации

Кристаллизация - переход из жидкой в твердую фазу – состоит из двух элементарных одновременно протекающих процессов:

1) образования зародышей, или центров кристаллизации;

2) роста кристаллитов из этих центров.

В зависимости от способа образования зародышей различают два вида кристаллизации:

1) гомогенная. В чистом от примесей жидком металле при охлаждении зародыши образуются из наиболее крупных фазовых флуктуаций жидкой фазы, выделение которых связано с флуктуациями энергии;

Т_пл) меньшей свободной энергией обладает вещество в жидком состоянии, а при температуре ниже температуры плавления более устойчиво вещество в твердом состоянии.

Температура Т_пл , при которой равновесно как твердое, так и жидкое состояние, есть равновесная, или теоретическая температура кристаллизации. Затвердевания металла при этой температуре еще не происходит. Для кристаллизации необходимо образование зародышей и их рост в результате присоединения частиц контактирующей с ними жидкости. Это достигается при температуре ниже критической, т.е. при переохлаждении. Температура Т_ф.к. , при которой практически начинается кристаллизация, называется фактической температурой кристаллизации. Степенью переохлаждения называют разницу между Т_пл и Т_ф.к.. В результате кристаллизации выделяется некоторая энергия – теплота кристаллизации, численно равная скрытой теплоте плавления. Эта теплота отводится через границу раздела фаз в более холодное твердое тело. Поверхность раздела фаз при гомогенном механизме кристаллизации создает энергетический барьер , для преодоления которого необходима флуктуация энергии ΔF_к. поэтому энергетически более выгодно возникновение новых зародышей твердой фазы преимущественно на готовых межфазных поверхностях .

Такими поверхностями при гетерогенной кристаллизации могут быть поверхности твердых частиц, всегда существующие в технических расплавах. Наилучшие очаги гетерогенной кристаллизации – частицы или поверхности того же металла, что и расплав. В условиях сварочной ванны – это зерна основного металла, ограничивающие сварочную ванну. Оплавленные зерна основного металла становятся зародышевыми центрами кристаллизации, из которых начинают расти первичные кристаллы шва. Они растут нормально к поверхности охлаждения вглубь жидкого металла ванны, в направлении, обратном теплоотводу (рис. 22). На кристаллизацию расплавленного металла сварочной ванны оказывают воздействие следующие условия:

1) наличие в ванне центров кристаллизации в виде зерен основного металла на границе сплавления;

2) одновременный с кристаллизацией ввод теплоты в сварочную ванну движущимся источником сварочной энергии, скорость движения которого определяет скорость движения фронта кристаллизации;

3) малый объем и непродолжительность существования сварочной ванны, большая средняя скорость роста кристаллитов;

4) значительный градиент температуры в ванне, большой перегрев металла в центре шва;

5) интенсивное перемешивание металла ванны;

6) воздействие на кристаллизующийся металл термодеформационного цикла сварки.

где D_ж – коэффициент диффузии примеси в жидкости, v_кр – скорость кристаллизации.

Концентрационное переохлаждение 4 характеризуется протяженностью зоны b, максимальным значением ΔT_max и расстоянием m от фронта кристаллизации до участка максимального переохлаждения и возрастает с понижением градиента фактических температур T_ф=

Влияние скорости кристаллизации и градиента температур на концентрационное переохлаждение обобщает критерий концентрационного переохлаждения:

Φ =

 При малой протяженности зоны концентрационного переохлаждения (b₁) Ф₁>АС₀/k. В этом случае будет образовываться ячеистая первичная структура (рис. 25, а). Она состоит из ряда параллельных элементов, имеющих форму стержней и ориентированных в сторону кристаллизации. Стержни в поперечном сечении имеют форму шестиугольников. Верхняя свободная поверхность кристаллов, обладающих такой структурой, волнистая.

Если протяженность зоны концентрационного переохлаждения b₃ достаточно велика и переохлаждение больше некоторой критической величины, при которой еще происходит образование ячеистой структуры, то на всех ячейках начинают образовываться ветви, и они превращаются в дендриты (рис. 25, в). Условием образования дендритной первичной структуры будет неравенство Ф₃<АС₀/k. Дендриты сплавов имеют субструктуру, напоминающую ячеистую. Образование такой структуры на дендритах, растущих в расплаве, имеющем примеси, связано с тем, что растущая ветвь дендрита отталкивает атомы примеси так же, как и фронт кристаллизации. Скопление примесей и концентрационное переохлаждение приводят к образованию ячеек на ветвях дендритов. С увеличением переохлаждения размеры дендритов и их разветвленность возрастают.

Таким образом, вероятность образования разветвленной дендритной структуры повышается с уменьшением градиента температуры T_ф в жидкости перед фронтом кристаллизации, с увеличением скорости кристаллизации v_кр и содержания примесей С₀, а также с уменьшением коэффициента распределения примеси k.

1.3.3.2.3 Особенности кристаллизации и формирования первичной структуры металла шва

При сравнительно малой продолжительности существования сварочной ванны (малый объем ванны, повышенная скорость сварки и др.) столбчатые кристаллы могут расти до встречи в области центральной линии шва (при рассмотрении поперечного сечения шва, рис. 26, б). При большой ванне и ее медленной кристаллизации в центральной части ванны образуется небольшая зона равновесных кристаллов, возникших в условиях естественной кристаллизации. При сварке на охлаждаемой металлической подкладке, на этой подкладке кристаллизуется тонкий слой мелких разориентированных кристаллов, становящихся зародышами для растущих на них столбчатых кристаллов. При многослойной сварке кристаллы каждого предыдущего слоя становятся основой для кристаллизации последующих слоев (рис. 26, в). Однако при многослойной сварке скорость охлаждения каждого слоя обычно больше скорости охлаждения ванны при однопроходной сварке металла такой же толщины, поэтому кристаллическое строение отдельных слоев и всего шва в целом оказывается более мелким и плотным, с менее выраженной ликвацией примесей по зонам (дендритная ликвация – различие в содержании примесей в металле осей дендритов и межосных участков).

1.3.3.2.4 Химическая неоднородность сварного соединения и ее виды

 Говоря о ликвации примесей, необходимо упомянуть еще об одном явлении – прерывности кристаллизации и ликвации примесей по слоям кристаллизации. Замечено, что рост кристаллов идет не непрерывно, а с периодическими остановками. Явление это связывается с тепловыми эффектами (выделением теплоты) при переходе из жидкого состояния в твердое и другими обстоятельствами. При таком прерывистом росте слоев сначала застывает наиболее чистый металл, а затем металл с большим содержанием примесей. Подобная неоднородность может привести как к снижению прочностных характеристик, так и ухудшению показателей свариваемости.

В сварных швах различают следующие виды неоднородности

1) внутрикристаллитную;

2) межкристаллитную;

3) неоднородность в зоне сплавления;

4) зернограничную;

5) внутризеренную.

Внутрикристаллитная неоднородность проявляется как различное содержание примесей в последовательно кристаллизующихся точках кристаллита (точки 1, 2, 3, 4 на рис. 27). Степень неоднородности такого вида может быть различна и определяется условиями кристаллизации сварного шва. Для практики наибольший интерес представляет распределение примесей в последней стадии кристаллизации, т.к. именно это определяет температуру неравновесного солидуса и такие важные технологические характеристики, как температурный интервал хрупкости (ТИХ) и пластичность металла шва в процессе кристаллизации. Выяснено, что с уменьшением равновесного коэффициента распределения k₀ степень неоднородности увеличивается.

Межкристаллитная химическая неоднородность определяется как отношение концентраций примеси в пограничной зоне и в центре кристаллита (С₅/С₂). При ячеистом и дендритном типе кристаллизации в результате прямого и бокового роста выступов примеси оттесняются в межячеистые или междендритные пространства. Таким образом, большая часть примесей захватывается боковыми гранями или ветвями.

Рекристаллизационные процессы, происходящие при сварке в околошовной зоне, как правило, сопровождаются перераспределением примесей, что иногда приводит к химической неоднородности, особенно на границе с жидким металлом, в зоне полуоплавленных зерен. Процессы, связанные с перераспределением примесей в твердом состоянии, в отличие от ликвационных, чаще называют сегрегационными, а образующиеся места скопления примесей – сегрегациями. В случае, если концентрация примеси на границе зерна превышает предел растворимости, возможно образование в пограничной зоне легкоплавких эвтектических фаз или даже химических соединений.

Внутризеренную химическую неоднородность обычно связывают с наличием внутри зерна инородных частиц – карбидов, интерметаллидов, фазовых включений. При воздействии сварочного цикла они могут не раствориться вследствие небольшого времени нахождения при высоких температурах и остаться в зоне термического влияния (ЗТВ). Кроме того, в процессе охлаждения из твердых растворов могут выпадать инородные фазы, которые приводят к увеличению внутризеренной химической неоднородности. Наиболее вероятное место расположения этих включений – зоны упругого искажения кристаллических решеток и места скопления дефектов физического строения, т.к. эти зоны обладают повышенным уровнем потенциальной энергии, а сосредоточение в них примесей приводит к снижению внутренней энергии и повышению степени равновесности всей системы.

Химическая неоднородность сварного шва может быть следствием недостаточной технологической культуры выполнения работ или самой физической природы процесса формирования сварного соединения и свойств свариваемого металла. В первом случае, как правило, существует макронеоднородность химического состава по длине шва или в отдельных его объемах, вызванная колебаниями в составе свариваемых материалов – покрытии, флюсе, – а также нестабильностью режима и технологическими нарушениями.

Зональная или линейная кристаллизация свойственна процессу кристаллизации с линейными фронтами. При сварке зональная ликвация проявляется весьма слабо и только при малой скорости охлаждения (например, сварка с предварительным подогревом). Наиболее вероятное место появления зональной ликвации – ось шва, продольные границы, образованные встречей фронтов кристаллизации. Зональная ликвация может существенно ослаблять ось шва и вызывает ряд нежелательных эффектов, в частности понижает пластические и прочностные характеристики металла шва.

Межкристаллитная, или межзеренная ликвация характеризуется скоплением примесей у межзеренных границ и проявляется в случае концентрационного переохлаждения. Концентрационное уплотнение, вызывая ячеистую кристаллизацию, одновременно приводит и к появлению ячеистой ликвации, которая может быть весьма значительной (концентрация примеси может измениться в 10 и более раз). Особенно сильно явление ликвации выражено в случае ячеисто-дендритных и дендритных структур при продвижении фронта кристаллизации в направлении затвердевания: размер дендритов увеличивается, количество жидкости в междендритном пространстве уменьшается, а концентрация примеси в ней вырастает настолько, что может достигнуть эвтектического состава. В этом случае в междендритном пространстве могут образовываться равноосные зерна эвтектики.

Внутрикристаллитная ликвация обусловлена различной растворимостью примесей в твердой и жидкой фазах. Чем больше коэффициент распределения k₀ будет отличаться от единицы, тем сильнее будет различаться состав кристаллитов, затвердевающих первыми, от последующих.

Рассмотренные ранее процессы возникновения химической неоднородности характерны, в основном, для малой скорости охлаждения или применительно к сварке с мягким режимом. Скорость охлаждения металла шва при сварке с большим значением погонной энергии q/v обуславливает достаточно интенсивное протекание диффузионных процессов, что приводит к выравниванию состава и снижает внутрикристаллическую ликвацию. При увеличении скорости охлаждения диффузионные процессы пройти не успевают, и степень внутрикристаллической ликвации увеличивается вплоть до максимума. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения еще больше подавляет диффузионные процессы, однако степень внутрикристаллической ликвации уменьшается вследствие изменения самого характера кристаллизации, приближающем его к бездиффузионному процессу.

1.3.3.2.5 Характер изменения прочности и пластичности металлов и сплавов в области высоких температур при сварке

Кривая пластичности может иметь еще один минимум, расположенный в области более низких температур, в частности, в том случае, когда при высоких температурах сварочного цикла происходит значительное перераспределение примесей из тела зерна к его границам и образуются новые фазы эвтектического характера. У однофазных сплавов могут образовываться новые границы зерен с более высоким уровнем физической или химической неоднородности, приводящей к понижению прочностных и пластических свойств. Иногда первый и второй ТИХ расположены так близко, что могут сливаться, образуя один ТИХ.

1.3.3.2.6 Горячие трещины при сварке

Горячими трещинами называются хрупкие межкристаллитные разрушения сварного шва или околошовной зоны, возникающие в области ТИХ в результате воздействия термодеформационного цикла. Горячие трещины чаще всего возникают в сплавах, обладающих выраженным крупнокристаллическим строением с повышенной локальной концентрацией легкоплавких фаз. Согласно общепринятым представлениям они возникают в том случае, если интенсивность нарастания деформаций в металле сварного соединения в период остывания приводит к деформациям большим, чем его пластичность в данных температурных условиях. Способность сварного соединения без разрушения воспринимать деформации, вызванные термодеформацинным циклом сварки, определяет уровень его технологической прочности.

Теория технологической прочности, разработанная Н.Н.Прохоровым, гласит, что сопротивляемость сварного соединения образованию горячих трещин определяется тремя основными факторами:

1) пластичностью металла в ТИХ;

2) значением интервала ТИХ;

Рассматривая графическое изображение вышеприведенных зависимостей, можно увидеть, что:

1) на рис. 30, а, показано влияние минимальной величины пластичности в ТИХ на сопротивляемость сварного соединения образованию горячих трещин. При этом принято, что деформационная способность сплава определяется его пластичностью, т.к. при температурах в области Тс упругой деформацией можно пренебречь ввиду ее незначительности. При тех значениях ТИХ и темпа деформации, сплав, обладающий большей пластичностью (П₃) трещины не даст, т.к. возникающий темп деформаций (кривая е) недостаточен для исчерпания его пластичности. У сплава, пластичность которого характеризуется кривой 2 , в момент, определяемый точкой А, значения пластичности и возникающей деформации равны – кривые касаются. Это критический случай. В сплаве, обладающем пластичностью в ТИХ, характеризуемой кривой 1, при том же темпе деформаций е и температуре, соответствующей точке Б произойдет исчерпание пластических свойств и образуется трещина. Таким образом, чем больше пластичность в ТИХ, тем при прочих равных условиях меньше вероятность образования горячей трещины;

2) на рис. 30, б) представлен случай, когда сплавы при одинаковой минимальной пластичности отличаются протяженностью ТИХ. При этом принято, что характер изменения пластичности в ТИХ у всех трех сплавов одинаков и пластичность остается неизменной на всем протяжении ТИХ. В этом случае, чем больше протяженность ТИХ, тем больше вероятность возникновения трещины;

3) на рис. 30, в) рассмотрено влияние темпа деформации при одинаковых значениях пластичности П и ТИХ. В сварном шве, при кристаллизации которого возникает темп деформации, характеризуемый кривой 1, при температуре Т₁ появится трещина, т.к. в этот момент значение деформации превысит значение пластичности соединения в ТИХ. Для соединения, темп деформаций которого обозначен кривой 2, точка касания при температуре _Т2 будет критической. Сплав, характеризуемый кривой 3, трещины не образует; более того он имеет еще некоторый запас пластичности ΔП. Т.о., чем меньше темп деформации в ТИХ, тем меньше вероятность образования горячих трещин.

Значения пластичности П и характер ее изменения в ТИХ зависят от химического состава сплава, схемы кристаллизации сварного шва, развития физической и химической неоднородности и др. факторов, значение и степень влияния которых существенно зависят от методов, приемов сварки, применяемых режимов и т.п. Значения ТИХ, так же, как и значение минимальной пластичности, зависят от многих факторов, поддающихся управлению. Главные из них – химический состав свариваемых материалов и применяемых присадочных проволок, покрытия электродов, флюсы, режим сварки, определяющий форму шва, схему кристаллизации и процессы структурообразования в металле шва и околошовной зоне, размер зерна, характер и интенсивность протекания ликвационных и сегрегационных процессов и др. Темп деформации, характеризуемый наклоном кривой е к оси температур и кривизной самой кривой, зависят от усадки сплава и деформации в околошовной зоне. Деформация в сварном шве, обусловленная кристаллизационными и структурными процессами при остывании, распределяется по сечению весьма неравномерно: участки шва с более высокими температурами и, вследствие этого, менее прочные деформируются сильнее, чем участки, прилегающие к зоне сплавления и охлаждающиеся более интенсивно. Такое неравномерное распределение деформаций в сварном шве и ТИХ иногда называют концентрацией деформаций.

Горячие трещины по температуре возникновения, подразделяют на:

2) подсолидусные, температура образования которых ниже температуры процесса окончания затвердевания.

По расположению в сварном соединении различают:

2) в зоне сплавления;

3) в околошовной зоне.

Также в зависимости от ориентации трещин относительно направления сварки их делят на:

1) продольные;

2) поперечные.

Во всех случаях вероятность образования горячих трещин определяется соотношением пластических свойств соединений в ТИХ и темпом деформаций. Однако степень влияния отдельных технологических и металлургических факторов для каждого вида может существенно различаться вследствие неодинаковости условий формирования физической и химической неоднородности в различных зонах сварного соединения. Особенно следует отметить трещины повторного нагрева, образующиеся при многослойной сварке в ранее наложенных валиках в результате термодеформационного воздействия от сварки последующих слоев.

Кристаллизационные трещины образуются, как правило, в сварном шве и реже в зоне полуоплавленных зерен. Подсолидусные трещины возникают в интервале температур второго минимума пластичности, расположенного ниже температуры солидуса. Сварной шов из-за неравновесного процесса кристаллизации пересыщен дефектами кристаллической решетки, в т.ч. и вакансиями, которые при растяжении активно перемещаются к границам, расположенным перпендикулярно действующим усилиям. Такие скопления вакансий обычно сильно ослабляют границы и создают предпосылки для возникновения зародышей разрушения. Необходимые условия для возникновения разрушения – межзеренная деформация или проскальзывание, возникающие как следствие воздействия термодеформационного цикла сварки. О наличии такого вида деформации свидетельствует смещение кристаллизационных слоев, наблюдаемое на поверхности сварных швов. Смещения нередко сопровождаются значительной пластической деформацией в пограничных областях. Если по границам зерен существует скопление вакансий, микропор, примесей (особенно примесей внедрения), поверхностная энергия, необходимая для зарождения трещины, при межзеренном проскальзывании уменьшается. В том случае, если граничная диффузия проходит энергично, то полости, образующиеся по границам зерен, быстро заполняются и межзеренного разрушения не происходит.

Преимущественные места зарождения подсолидусных трещин – ослабленные включениями и несовершенствами строения границы кристаллитов, где межзеренные проскальзывания наиболее ярко выражены. Чаще всего это участки, примыкающие к зоне сплавления, и поперечные границы зерен в центре шва. С увеличением размеров зерна увеличивается и проскальзывание, а следовательно, вероятность образования горячей трещины. Добавки в металл легирующих элементов, как правило, увеличивают сопротивление движению вакансий и дислокаций к границам зерен и снижают вероятность образования горячих трещин.

Случаи возникновения горячих трещин в процессе изготовления сварных конструкций привели к появлению множества методов оценки сопротивляемости применяемых сварочных материалов их образованию. Их можно разделить на следующие основные группы:

1) методы, позволяющие получать сравнительную количественную оценку применяемых сварочных материалов. Как правило, они предусматривают принудительное деформирование сварных соединений по заданной программе в процессе их формирования;

2) технологические пробы различной жесткости. В этом случае величина деформации в ТИХ задается типом опытной свариваемой конструкции, ее размерами, последовательностью выполнения швов и т.п.;

3) косвенные методы оценки технологической прочности по результатам механических испытаний образцов, проводимых при нагреве или охлаждении их по заданной программе, имитирующей сварочный термический цикл.

Для повышения сопротивляемости сварных соединений образованию горячих трещин необходимо в процессе производства стремиться к такому их сочетанию свойств в ТИХ, технологических приемов и способов сварки, а также такому конструктивному оформлению узлов, которое обеспечивали бы при минимальных значениях деформации формоизменения максимальный уровень показателя α_п–α_св (α_п – предельный темп деформации, характеризующий пластичность систем в ТИХ, α_св =

Все известные способы повышения технологической прочности в конечном итоге сводятся к следующим основным:

1) изменение химического состава металла шва;

2) выбор оптимального режима сварки;

3) применение рационального типа конструкции и порядка наложения сварных швов.

Химический состав металла шва – один из главных факторов, в значительной мере определяющих значения ТИХ, δ_min и в значительной степени интенсивность нарастания деформации усадки. Сварка плавлением представляет большие возможности регулирования состава шва, а в некоторой части – и состава зоны сплавления. При сварке с применением присадочного материала (РДС, сварке под слоем флюса, в аргоне и др.) химический состав металла шва и особенности его кристаллизации определяются долей участия основного и присадочного металла и схемой кристаллизации, зависящей как от условий затвердевания и химического состава, так и от структуры основного металла, служащего подложкой, на которой кристаллизуется шов.

Эффективным средством повышения технологической прочности является снижение содержания вредных примесей (серы, фосфора, по возможности углерода), а также дополнительное легирование, способствующее связыванию серы и фосфора в тугоплавкие соединения.

Большое влияние оказывает характер структуры, образующейся при кристаллизации. Благоприятной, например, считается дендритная равноосная. Для ее получения прибегают к модифицированию сварных швов редкоземельными, тугоплавкими или поверхностно-активными элементами. Иногда применяется внешнее воздействие на кристаллизующийся металл шва – электромагнитное или ультразвуковое перемешивание, механические колебания ванны в процессе кристаллизации и др. для создания условий, способствующих переходу от плоской схемы кристаллизации к объемной иногда прибегают ко введению в сварочную ванну дополнительного холодного металла в виде проволоки или металлической крупки того же состава, что и свариваемый металл. Введение охлаждающей присадки создает в ванне зону термического переохлаждения и способствует получению объемной схемы кристаллизации. Высокопрочные, высоколегированные стали больше подвержены образованию горячих трещин, чем обычные конструктивные. Это можно объяснить большей направленностью кристаллитной структуры в шве, увеличенной осадкой, многокомпонентным легированием, способствующим образованию эвтектических составляющих по границам зерен. Для повышения технологической прочности таких сплавов, кроме очень жесткого ограничения содержания вредных примесей часто прибегают к дополнительному легированию молибденом, марганцем, вольфрамом, а также внедрением в шов некоторого количества модификаторов, способствующих измельчению структуры. В отдельных случаях технологическую прочность можно повысить изменением фазового состава металла шва.

Влияние режима сварки на сопротивляемость образованию горячих трещин весьма велико вследствие следующих причин: режим сварки представляет собой главный фактор, определяющий форму шва, характер и схему кристаллизации и, кроме того, в значительной мере определяет время пребывания металла шва и околошовной зоны в области высоких температур, при которых происходит не только формирование структуры, но и протекание процессов, приводящих к появлению физической и химической неоднородности. Мягкие режимы способствуют протеканию равновесной кристаллизации, зона столкновения противоположных фронтов кристаллизации выражена слабее, уменьшается концентрация деформаций. В то же время более равновесные условия кристаллизации обеспечивают протекание диффузионных процессов в околошовной зоне и шве, благоприятствуют развитию межзеренной и зональной ликвации. В целом, возникающие деформации воспринимаются кристаллизующимся швом более равномерно. В реальных условиях для уменьшения вероятности образования трещин часто применяют режимы, отличающиеся малыми скоростями и большим током. Иногда рекомендуется предварительный подогрев, однако результаты в этом случае не всегда оказываются положительными, т.к. большое тепловложение при незначительной жесткости конструкции может вызвать дополнительные деформации формоизменения. Из всех параметров режима особенно заметное влияние оказывает скорость сварки. С ее увеличением возрастает длина сварочной ванны, фронт кристаллизации приобретает плоский характер, образуя на оси шва зону срастания кристаллитов. Такой шов малопластичен в ТИХ и, вследствие этого, подвержен образованию продольных трещин в осевой зоне. Также важным является правильное конструирование сварных узлов и грамотно назначенный порядок наложения сварных швов. Все эти факторы определяют значение деформации в ТИХ и поэтому влияют на сопротивляемость сварных соединений образованию горячих трещин, оказывая комплексное влияние как на формирование структуры, ее макро- и микронеоднородность, так и на развитие термодеформационных процессов при сварке.

1.3.3.3 Превращения в металлах при сварке

1.3.3.3.1 Характерные зоны сварных соединений

Сварные соединения, выполненные сваркой плавлением, можно разделить на несколько зон (рис. 32), отличающихся химическим составом, макро- и микроструктурой и другими признаками:

1) сварной шов;

2) зону сплавления;

3) зону термического влияния;

4) основной металл.

Сварным швом называется закристаллизовавшийся металл сварочной ванны. Он характеризуется литой микроструктурой металла. Ему присуща первичная микроструктура кристаллизации, тип которой зависит от условий кристаллизации металла шва.

Зона термического влияния (ЗТВ) – участок основного металла, примыкающий к сварному шву, в пределах которого вследствие теплового воздействия сварочного источника нагрева протекают фазовые и структурные превращения. Это часто приводит к тому, что ЗТВ имеет отличную от основного металла вторичную микроструктуру и величину

Основной металл, не претерпевающий изменений в процессе сварки, может влиять на превращения в ЗТВ в зависимости от его макро- и микроструктуры, определяемых способом первичной обработки металла (прокатка, литье, ковка, дефомирование в холодном состоянии) и последующей термической обработкой (отжиг, нормализация, закалка с отпуском и др.).

1.3.3.3.2 Виды превращений в металле сварных соединений

В зоне термического влияния в процессе нагрева и охлаждения при сварке, а также в шве при охлаждении получает развитие целый ряд фазовых и структурных превращений.

Под фазовыми превращениями (переходами I рода) понимают превращения с образованием новых фаз, отличающихся от исходных атомно-кристаллическим строением, часто составом, свойствами и разграниченных с ними поверхностями раздела (межфазными границами). При образовании новой фазы в ее объеме меняется свободная энергия, скачкообразно изменяется энтропия, теплосодержание, и в момент превращения теплоемкость стремится к бесконечности. В связи с этим фазовое превращение происходит с поглощением или выделением теплоты.

При структурных превращениях (переходах II рода) происходит перераспределение дефектов кристаллической решетки, легирующих элементов и примесей и изменение субструктуры существующих фаз. Структурные превращения сопровождаются плавным изменением свободной энергии, энтропии и теплосодержания, скачкообразным - теплоемкости. Они не сопровождаются выделением теплоты.

Особенность фазовых и структурных превращении при сварке по сравнению с термической обработкой заключается в том, что они протекают в неравновесных условиях сварочного термодеформационного цикла (СТДЦ), т. е. в условиях быстрого нагрева и охлаждения и одновременного развития сварочных деформаций и напряжений. Характер превращений зависит от состава сплава, максимальных температур нагрева, а их завершенность — от скоростных и деформационных параметров сварочного цикла.

1.3.3.3.2.1.Фазовые превращения. Кинетика диффузионного превращения

В металлах и сплавах в твердом состоянии фазовые превращения вызываются полиморфными превращениями, растворением или выделением фаз из твердых растворов в связи с изменением взаимной растворимости компонентов. Движущей силой превращений служит разность свободных энергий (термодинамических потенциалов в случае, если при превращении возникают высокие внутренние давления) исходной и образующихся фаз. При этом могут происходить два отличающихся своим механизмом типа превращений: диффузионное и бездиффузионное (мартенситное).

Диффузионное превращение происходит по механизму «образование зародыша и рост новой фазы». Этот тип превращения подчиняется тем же общим закономерностям, что и процессы кристаллизации жидкости. Существуют некоторые особенности, связанные с твердым состоянием исходной и образующейся фаз и относительно низкой температурой превращений. Образование зародышей критических размеров сопровождается увеличением свободной энергии системы, равным 1/3 поверхностной энергии зародышей (остальные две трети компенсируются уменьшением объемной свободной энергии). Возникновение зародышей обеспечивается в результате флуктуационного повышения энергии в отдельных группах атомов. При превращении в сплавах образуются фазы, отличающиеся по составу от исходной, поэтому для образования зародыша необходимо также наличие флуктуации концентрации. Последнее затрудняет образование зародышей новой фазы, особенно если ее состав сильно отличается от исходной. Другой фактор, затрудняющий образование зародыша новой фазы, связан с упругой деформацией фаз, которая обусловлена различием удельных объемов исходной и образующейся фаз. Энергия упругой деформации увеличивает свободную энергию и, подобно поверхностной энергии, вносит положительный вклад в баланс энергии. Критический размер зародышей и работа их образования уменьшаются с увеличением степени переохлаждения (или перегрева) по отношению к равновесной температуре, а также при уменьшении поверхностной энергии зародыша.

С понижением температуры уменьшается подвижность атомов, что затрудняет присоединение атомов друг к другу в процессе образования зародышей критического размера. Таким образом, зависимость скорости образования зародышей от степени переохлаждения будет иметь максимум. С повышением температуры при нагреве выше равновесной подвижность атомов будет возрастать, что обусловливает монотонное нарастание скорости образования зародышей с увеличением степени перегрева. Рост новой фазы происходит за счет исходной путем относительно медленной миграции межфазной границы в результате последовательного перехода атомов через эту границу. Изменение составляющих энергии при росте фазы, аналогичное ее изменениям при образовании зародышей, также обусловливает зависимость скорости линейного роста от степени переохлаждения, имеющую максимум. При этом максимум скорости линейного роста сдвинут в сторону меньших значений переохлаждения по сравнению с максимумом скорости образования зародышей. При данной постоянной температуре процесс протекает изотермически и относительный объем образующейся новой фазы V увеличивается со временем. Общая скорость фазового превращения определяется суммой скоростей зарождения и роста новой фазы. Кинетика фазовых превращений при различных степенях переохлаждения описывается изотермической диаграммой превращения, называемой также С-образной диаграммой превращения (рис. 33). Фазовое превращение в условиях непрерывного охлаждения или нагрева подчиняется тем же основным закономерностям, что и изотермическое превращение. Условно превращение при непрерывном изменении температуры можно рассматривать как серию многочисленных изотермических превращений при последовательно меняющихся температурах. Чем быстрее меняется температура, тем меньше успевает образовываться новой фазы при каждой степени переохлаждения. В результате превращение протекает в диапазоне

1.3.3.3.2.2 Кинетика мартенситного превращения

Мартенситное превращение происходит путем совместного (кооперативного) перемещения многих атомов. Результирующее перемещение сводится к тому, что ряд элементарных ячеек исходной фазы как бы однородно деформируются, переходя в ряд элементарных ячеек новой фазы. Мартенситное превращение называют бездиффузионным или сдвиговым.

Превращение начинается и заканчивается при достижении определенных фиксируемых температур Т_м.н. и Т_м.к.. При мартенситном превращении, в отличие от диффузионных, Т_м.н. и Т_м.к. не зависят от скорости охлаждения. При этом превращение начинается сразу после достижения Т_м.н.,т.е. без инкубационного периода. После мартенситного превращения всегда остается некоторое количество исходной фазы, несмотря на охлаждение ниже Т_м.к.. При постоянной температуре в интервале Т_м.н.-Т_м.к. происходит быстрое превращение определенной доли исходной фазы, после чего превращение прекращается. При снижении температуры образовавшиеся ранее участки мартенситной фазы обычно не растут, а образуются ее новые участки. Превращение начинается внезапно и происходит с очень большой скоростью, которая практически не зависит от температуры. Степень превращения зависит от температуры и не увеличивается со временем пребывания при данной температуре.

Мартенсит — метастабильная фаза, для которой характерна высокая плотность дефектов кристаллической решетки, особенно дислокаций. Практически сразу после образования мартенсит начинает претерпевать превращения в направлении достижения более равновесного состояния. Этот процесс называется отпуском. Отпуск представляет собой совокупность фазовых и структурных превращений, которая включает перераспределение растворенных компонентов, распад с выделением метастабильных и стабильных фаз и перегруппировку дефектов кристаллической решетки. В зависимости от диффузионной подвижности атомов растворенного компонента отпуск может протекать при комнатной температуре и особенно ускоряется при нагреве. Отпуск возможен также в период завершения охлаждения в случае, когда скорость охлаждения замедляется. Этот процесс называется самоотпуском.

1.3.3.3.3 Фазовые и структурные превращения при сварке сталей. Превращения в основном металле при нагреве

При нагреве по мере повышения температуры металл претерпевает последовательно целый ряд превращений.

На участке полной перекристаллизации (рис. 35, 1б) в металле проходят процессы аустенитизации, роста зерна и перераспределения легирующих элементов и примесей. Аустенитизация – переход Fe_α→Fe_γ. При нагреве до температур начала аустенитизации сталь получает структуру феррито-перлито-карбидной смеси. Переход в аустенитное состояние представляет собой фазовое превращение диффузионного типа. Превращение начинается на участках перлита. Зародыши аустенита образуются на межфазных поверхностях феррит—цементит. Поскольку на каждом участке перлита возникает несколько зародышей аустенита, превращение Fe_α→Fe_γ приводит к измельчению зерна. При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК решетки в ГЦК решетку возникает новая кристаллографическая ориентация последней. В результате исчезают границы бывших аустенитных зерен (образовавшихся при предшествующей сварке термической обработке) и образуются новые границы при стыковке растущих зерен. После завершения этого процесса образуются так называемые начальные зерна аустенита. Чем дисперснее исходная структура стали, т.е., чем больше межфазная поверхность, на которой образуются зародыши зерен аустенита, тем меньше размер начального аустенитного зерна.

Рост зерна аустенита характерен для ОШЗ, нагреваемой до наибольших максимальных температур. Интенсивный рост начинается после достижения некоторой критической температуры Т_и.р.з., значение которой зависит от состава стали, наличия примесей и метода раскисления. Элементы, образующие труднорастворимые карбиды (Ti, V, Mo, W и др.), оксиды, сульфиды и нитриды (О₂, S, N₂, Al), а также поверхностно-активные (В), концентрирующиеся на границах зерен, повышают Т_и.р.з.. Рост зерна происходит в результате собирательной рекристаллизации, ведущим процессом которой является миграция границ зерен. Мелкодисперсные частицы карбидов и неметаллических включений замедляют миграцию границ и препятствуют росту зерна. Для каждой стали характерен определенный предельный размер зерна.

При сварочном нагреве высокие максимальные температуры способствуют растворению карбидов и оксидов и обусловливают высокую скорость самодиффузионных процессов. В то же время большие скорости нагрева и относительно высокие скорости охлаждения ограничивают пребывание металла при высоких температурах. В этих условиях в углеродистых и большинстве низколегированных сталей в процессе сварки дуговыми способами аустенитное зерно в ОШЗ успевает вырасти практически до своих максимальных размеров, при этом рост зерна происходит как на этапе нагрева, так и на этапе охлаждения. Соотношение приращения размера зерна на этих этапах зависит от состава стали и теплового режима сварки q /(vδ) и температуры подогрева.

В сварных соединениях зону перекристаллизации разделяют на два участка: зону перегрева с относительно крупным зерном (Τ_max  1273 К) и зону нормализации с мелким зерном (Τ_max < 1273 К).

Следует отметить, что на участке ОШЗ, непосредственно примыкающем к линии сплавления, наблюдаются аномалии в росте зерна. Это, по-видимому, связано с оплавлением данного участка при нагреве до температур в интервале Т_с–Т_л (температуры солидуса и ликвидуса соответственно). Оплавление происходит как при нагреве непосредственно источником теплоты, так и при кристаллизации металла шва. При кристаллизации шва выделяющаяся теплота затвердевания может привести к дополнительному оплавлению ОШЗ, если температура солидуса металла шва больше температуры ликвидуса основного металла. В этом случае происходит полное расплавление части рассматриваемого участка ОШЗ, которая фиксируется в ОШЗ как зона «расплавленного и неперемешанного со швом основного металла». В результате оплавления участка ОШЗ исчезает зеренная структура, сформировавшаяся на этапе сварочного нагрева. Новые границы аустенитных зерен образуются при затвердевании расплавленного металла на оплавленном участке ОШЗ. Конечные размеры зерна зависят от степени оплавления ОШЗ. При наличии полностью расплавленной прослойки, затвердевание которой происходит после начала кристаллизации шва, границы зерен на этом участке ОШЗ представляют собой продолжение границ относительно крупных зерен в металле шва. В этом случае на участке ОШЗ, примыкающем к линии сплавления, наблюдается наиболее крупное зерно в ОШЗ. При частичном оплавлении границы зерен образуются по затвердевшим расплавленным прослойкам между частями оплавленных зерен, причем в зависимости от степени дробления ранее существовавших до оплавления зерен конечные размеры зерен могут быть соизмеримы с остальными зернами в ОШЗ или более мелкими. Во всех рассмотренных случаях возможно подрастание аустенитных зерен на этапе охлаждения.

Перераспределение легирующих элементов и примесей в сталях при высокотемпературном сварочном нагреве — сложный диффузионный процесс, который может приводить как к снижению, так и повышению микрохимической неоднородности (МХН). После завершения аустенитизации внутри зерен аустенита существует неравномерное распределение легирующих элементов и примесей, особенно углерода и карбидообразующих. Углерод концентрируется в местах, где ранее располагались частицы цементита, а также на участках зерна, где находятся еще не полностью растворившиеся специальные карбиды. Для сталей обыкновенного качества и качественных после горячей обработки давлением (прокатки, ковки) характерна начальная химическая неоднородность, связанная с волокнистой макроструктурой и полосчатой микроструктурой. Волокнистая макроструктура образована строчками раздробленных и вытянутых вдоль направления деформации неметаллических включений (сульфидов, оксидов, фосфидов). В зоне строчек имеет место повышенное содержание S, Mn, O₂, Si, Р, Аl. Полосчатая микроструктура вызвана более высокой концентрацией углерода в осях дендритов по сравнению с зонами их срастания в исходных слитках стали.

При нагреве после завершения аустенитизации в металле ОШЗ внутри зерен развивается процесс гомогенизации по углероду и другим элементам. Перераспределение элементов происходит в соответствии со значениями градиента химического потенциала в разных участках зерен. При этом вначале возможно временное усиление МХН. Углерод перераспределяется из зон, обогащенных некарбидообразующими элементами, в зоны, обогащенные карбидообразующими, поскольку первые повышают, а вторые понижают термодинамическую активность углерода. При повышении содержания углерода его активность увеличивается, в результате направление перераспределения углерода изменяется, чему также способствует произошедшее к этому моменту перераспределение других элементов. При нагреве до температур свыше 1370–1470 К развивается процесс гомогенизации в направлении равномерного распределения элементов по телу зерен. Гомогенизация продолжается также на ветви охлаждения до температур сохранения диффузионной подвижности элементов или температур начала фазовых выделений, например, карбидов в высоколегированных мартенситно-стареющих сталях. Степень завершения гомогенизации при сварке зависит от максимальной температуры, диффузионной подвижности элементов, времени пребывания при температурах гомогенизации и исходной макро- и микрохимической неоднородности. Максимальная степень гомогенизации соответствует участкам ОШЗ, нагреваемым до T_c, учитывая, что коэффициенты диффузии элементов увеличиваются с повышением температуры в экспоненциальной зависимости. С наибольшей скоростью гомогенизация происходит по углероду, с меньшей — по S, Р, Cr, Mo, Mn, Ni, W в приведенной последовательности. Время пребывания при температурах гомогенизации зависит от теплового режима сварки, а также от класса применяемых сварочных материалов. Последнее связано с дополнительным нагревом ОШЗ выделяющейся теплотой затвердевания шва (аналогично их влиянию на степень оплавления ОШЗ). Степень влияния металла шва определяется температурой солидуса металла шва. Чем она выше, тем при более высоких гомологических температурах происходит дополнительный нагрев ОШЗ. При переходе от сравнительно тугоплавких ферритно-перлитных сварочных материалов к более легкоплавким аустенитным время пребывания ОШЗ свыше 1370 К уменьшается примерно в 1,5 раза. Весьма существенно влияет исходное состояние стали. Наличие труднорастворимых крупных скоагулированных частиц легированного цементита и специальных карбидов, например, после отжига стали на зернистый перлит, заметно снижает степень гомогенизации.

Одновременно с перераспределением элементов по телу зерен возможна их сегрегация на границах зерен. Однако, учитывая высокую скорость сварочного нагрева и снижение степени равновесной сегрегации с повышением температуры, по-видимому, этот процесс не приведет к значительному накоплению примесей на границах при нагреве. В процессе охлаждения, когда упомянутые условия изменяются, сегрегация может привести к обогащению границ примесями. Развитие сегрегации на границах также возможно при последующих нагревах в процессе многослойной сварки и повторном нагреве при отпуске сварных конструкций. Обогащение границ примесями — одна из причин хрупкого межкристаллического разрушения в ОШЗ.

На участке неполной перекристаллизации происходит полное или частичное превращение перлитных участков в аустенит и коагуляция цементита и специальных карбидов при сохранении феррита. Конечная структура после охлаждения будет характеризоваться неравномерным размером зерна и неоднородностью структурных составляющих. Если свариваемая сталь находилась в исходном состоянии закалки и отпуска, то в этой зоне происходит разупрочнение, т. е. снижение прочности и твердости.

При нагреве до Т_max ниже неравновесной A_c3 фазовые и структурные превращения происходят в том случае, если сталь перед сваркой находилась в метастабильном состоянии для этого диапазона температур. Метастабильны исходные состояния стали после холодной пластической деформации, закалки и низкого отпуска, закалки и старения. В холоднодеформированной стали развиваются процессы возврата и рекристаллизации обработки. Последний процесс приводит к разупрочнению соответствующей зоны сварного соединения. В низкоуглеродистой стали при нагреве свыше 470 К возможно деформационное старение, приводящее к снижению пластичности стали. Степень завершенности процессов, развивающихся при нагреве метастабильного металла, и изменений свойств сварного соединения зависит от состава стали и времени пребывания в диапазоне определенных максимальных температур. Последнее зависит от теплового режима сварки. Кроме того, режим определяет ширину зон, в которых развивается тот или иной процесс, а следовательно, и ширину зон разупрочнения или пониженной пластичности. При применении мощных концентрированных источников теплоты эти зоны могут стать настолько узкими, что не будут оказывать заметного влияния на прочность сварного соединения в целом.

1.3.3.3.4 Превращения в шве и основном металле при охлаждении

При охлаждении в области высоких температур в шве и в ЗТВ, находящихся в аустенитном состоянии, продолжают развиваться ряд процессов, начавшихся на этапе нагрева: гомогенизация, рост зерна и др. Некоторые процессы изменяют свое направление. Так, по мере охлаждения усиливается сегрегация примесей на границах зерен, а у мартенситно-стареющих сталей при условии медленного охлаждения возможно выпадение карбо-нитридов и карбидов хрома при температурах ниже 1320–1220 К. Основной процесс в сталях при охлаждении, окончательно определяющий микроструктуру и свойства металла сварных соединений, — превращение аустенита.

Анализ превращений в сталях при охлаждении в процессе сварки выполняют с помощью так называемых «анизотермических диаграмм превращения (распада) аустенита» (АРА) применительно к термическим условиям сварки. Их строят на основе экспериментальных данных, получаемых с помощью дилатометрического или термического метода анализа. Дилатометрический метод основан на регистрации изменений размера определенным образом выбранной базы на свободном незакрепленном образце в процессе его нагрева и охлаждения. Термический анализ основан на регистрации эффекта выделения теплоты, сопровождающего фазовые превращения аустенита. Для термического анализа используют как образцы основного металла, подобные дилатометрическим, в которых воспроизводится СТЦ, так и сварные образцы.

В зависимости от состава стали и СТЦ в околошовной зоне и шве при охлаждении возможны фазовые превращения аустенита: ферритное, перлитное, мартенситное и бейнитное. Часто имеет место смешанное превращение, т.е. несколько последовательно следующих друг за другом видов превращений, например бейнитное и мартенситное; ферритное, перлитное и бейнитное.

Ферритное превращение характерно при сварке низкоуглеродистых сталей и относительно малых скоростях охлаждения. Оно представляет собой превращение диффузионного типа. Зародыши ферритной фазы возникают на границах аустенитных зерен (нормальный механизм превращения). Этому процессу предшествует диффузионный отвод углерода во внутренние части зерна аустенита. Содержание углерода в образующемся феррите не превышает 0,02%. Твердость феррита составляет НВ 80–100. При непрерывном охлаждении количество ферритной фазы, как правило, не достигает равновесного значения. В сталях с крупным аустенитным зерном (сварной шов, перегретая околошовная зона) при относительно высоких скоростях охлаждения возможно выделение феррита в виде ориентированных пластин внутри зерна аустенита (видманштеттова структура). Ферритные пластины выделяются вдоль плотноупакованных октаэдрических плоскостей решетки аустенита. Предполагают, что механизм их образования такой же, как и у мартенсита. Возможны случаи одновременного образования сетки феррита по границам зерен и видманштеттова феррита, причем по мере увеличения содержания углерода и уменьшения размера зерна доля последнего уменьшается. Образованию видманшттетовой структуры способствуют Mn, Cr и Мо. Выделения феррита могут приводить к уменьшению прочности, а тонкопластинчатая видманштеттова структура — к снижению пластичности.

Перлитное превращение характерно при сварке среднеуглеродистых сталей и как дополнительное при сварке низкоуглеродистых. Оно происходит при сравнительно невысоких скоростях охлаждения. Перлитное превращение имеет диффузионный механизм и начинается с образования зародышей в виде перлитных колоний на границах аустенитного зерна. Вначале вследствие флуктуации концентрации углерода образуется тонкая цементитная (или ферритная) пластина. При ее утолщении окружающий аустенит обедняется (или обогащается) углеродом и создаются условия для возникновения примыкающих к ней пластин феррита (или цементита). Попеременное многократное возникновение пластин цементита и феррита приводит к образованию перлитной колонии, которая начинает расти не только в боковом, но и торцовом направлении. Кооперативный рост двухфазной колонии в торцовом направлении контролируется диффузионным перераспределением углерода в объеме аустенита перпендикулярно фронту превращения и вдоль фронта между составляющими перлитной колонии. Скорость роста перлитных колоний и межпластиночное расстояние (между одноименными пластинами) зависит от степени переохлаждения. Для стали с 0,8% С по признаку дисперсности различают следующие разновидности перлитных структур:

1) собственно перлит, температуры образования 940…920 К, межпластиночное расстояние 0,5–1,0 мкм, твердость НВ 170–230;

2) сорбит – соответственно 920–870 К, 0,2–0,4 мкм, НВ 230–330;

3) троостит – соответственно 870–770 К, 0,1 мкм, НВ 330–400.

Разделение условно, так как по мере понижения температур превращения монотонно увеличивается дисперсность структур. Наиболее высокую пластичность и ударную вязкость имеет сорбит. Характеристикой перлитной структуры служит также окончательный размер колоний (перлитных зерен). Чем меньше размер аустенитных зерен и ниже температура превращения, тем меньше размер перлитных зерен. С уменьшением их размера повышаются механические свойства структуры.

Мартенситное превращение при типичных сварочных скоростях охлаждения характерно для среднеуглеродистых легированных сталей. Превращение может быть полным или частичным в зависимости от скорости охлаждения. Оно бездиффузионно и происходит при переохлаждении аустенита до температур, при которых диффузионные перемещения атомов железа практически прекращаются, а углерода существенно замедляются. Оно начинается и заканчивается при постоянных для сталей данного состава температурах, не зависящих от скорости охлаждения. Превращение протекает по сдвиговому механизму. Мартенситные пластины образуются вдоль плотноупакованных октаэдрических плоскостей ГЦК решетки аустенита, которые наиболее близки по атомному строению к плоскостям с максимальной упаковкой в ОЦК решетке мартенсита. В результате кратчайших кооперативных атомных смешений (эквивалентных сдвиговой деформации) ГЦК решетки аустенита превращаются в объемно-центрированные тетрагональные решетки мартенсита. Превращение мартенсита не сопровождается выделением углерода из твердого раствора, который после превращения становится пересыщенным. Атомы углерода, расположенные в аустените в сравнительно свободных пустотах вдоль ребер ГЦК решетки, оказываются на гранях ОЦК решетки. Они препятствуют сдвиговой деформации при превращении, в результате чего тетрагональная решетка мартенсита искажается. Чем выше содержание углерода, тем больше тетрагональность решетки. Твердость мартенсита определяется содержанием углерода в стали и практически не зависит от содержания легирующих элементов. Мартенситное превращение аустенита не бывает полным — в структуре всегда остается от 2 до 10% остаточного аустенита.

В зависимости от внутреннего строения различает следующие типы мартенсита: пластинчатый и пакетный. Пластинчатый мартенсит также называют игольчатым, низкотемпературным и двойниковым. Он образуется в высоко- и среднеуглеродистых легированных сталях и имеет форму тонких линзообразных пластин с двойниковыми прослойками в средней части. В начальный момент превращения, когда образуется средняя часть пластины (так называемый «мидриб»), пластическая деформация аустенита, обусловливающая перестройку решетки, происходит путем двойникования. Периферийные области мартенситных пластин имеют дислокационное строение с плотностью дислокаций 10⁹–10¹⁰ см^–2. По мере снижения температуры превращения доля двойниковых участков увеличивается. Пластины мартенсита, образующиеся в первую очередь при температуре начала мартенситного превращения проходят через все зерно аустенита, расчленяя его на отсеки. Следующие пластины располагаются под углом к ранее образовавшимся и по длине соизмеримы с размерами отсеков. В зависимости от размеров зерна аустенита пластинчатый мартенсит может быть крупноигольчатым, мелкоигольчатым или бесструктурным. Пакетный мартенсит, также называемый реечным, массивным, высокотемпературным и недвойниковым (дислокационным) имеет форму примерно одинаково ориентированных тонких пластин (реек). Они образуют плотный более или менее равноосный пакет. Ширина реек 0,1–1,0 мкм, поэтому оптической металлографией выявляются только их пакеты. По этой причине пакетный мартенсит получил название массивного. Пакетный мартенсит образуется в большинстве низкоуглеродистых легированных сталей. Он характеризуется сложным дислокационным строением с высокой плотностью дислокаций (до 10¹¹–10¹² см^–2). Его образование обусловлено пластической деформацией исходной решетки аустенита путем скольжения. Тип мартенсита определяет его механические и технологические свойства. Например, пластинчатый мартенсит в околошовной зоне более склонен к образованию холодных трещин, чем пакетный. Это связано с тем, что у вершины двойниковой пластины создаются высокие плотность дислокаций и уровень микронапряжений.

Бейнитное превращение, называемое также промежуточным, характерно при сварке большинства углеродистых и легированных сталей. Оно происходит в интервале температур от 770 К до температуры начала мартенситного превращения, когда самодиффузия железа и диффузия легирующих элементов практически отсутствуют, а диффузия углерода еще достаточно существенна. Различают верхний (Б_в) и нижний (Б_н) бейнит, образующиеся соответственно в верхней и нижней части температурного интервала превращения.

Бейнитное превращение сочетает элементы перлитного и мартенситного превращений. Ему предшествует диффузионное перераспределение углерода в аустените, в результате чего образуются участки, обедненные и обогащенные углеродом. Дифференциация участков по содержанию углерода тем больше, чем выше температура превращения. При образовании Б_в в обедненных участках возникает пересыщенная углеродом ферритная фаза по мартенситному механизму (низкоуглеродистый мартенсит). В обогащенных участках аустенита выделяются карбиды Окружающий карбиды аустенит с уже пониженным содержанием углерода претерпевает (γ→α)-превращение. Отдельные обогащенные участки не претерпевают бейнитного превращения, а при дальнейшем охлаждении превращаются в мартенсит или остаются в виде аустенита. Бейнит Б_в имеет перистое строение. В нем мелкие карбидные образования (в виде коротких палочек) располагаются главным образом между сравнительно крупными пластинками феррита. При образовании Б_н из-за меньшей подвижности углерода ферритная фаза в большей степени пересыщена углеродом, поэтому карбиды выделяются главным образом внутри ферритной фазы сразу после ее образования, подобно отпуску мартенсита. По этой причине иногда Б_н по структуре и свойствам считают аналогичным отпущенному мартенситу. Строение Б_н — игольчатое с мельчайшими карбидными частицами, расположенными в объеме ферритных пластин. Верхний бейнит имеет пониженную прочность и невысокие пластичность и вязкость из-за относительно больших размеров составляющих структуры и повышенного количества нераспавшегося аустенита. Нижний бейнит, особенно образовавшийся при температурах на 50–100 К выше температуры начала мартенситного превращения, наоборот, обладает благоприятным сочетанием указанных свойств.

При непрерывном охлаждении в условиях сварки часто ни один вид превращения аустенита не успевает завершиться полностью, а по мере снижения температуры виды превращений сменяют друг друга. Химический состав стали, макро- и микроструктура и размеры аустенитного зерна в шве и ЗТВ – главные факторы, определяющие механические свойства, склонность к образованию холодных трещин и сопротивляемость хрупким разрушениям этих зон сварного соединения.

1.3.3.3.5 Способы регулирования структуры сварных соединений

Регулирование структуры ставит целью уменьшение содержания закалочных составляющих — мартенсита и нижнего бейнита, повышения температуры их образования и получения наиболее благоприятной их внутренней тонкой структуры, уменьшения размера действительного аустенитного зерна. Регулирование структуры ЗТВ и шва возможно путем выбора рациональной системы легирования и состава стали и сварочных проволок и термического цикла сварки. Выбор состава стали возможен на этапах конструкторско-технологической проработки сварных узлов или разработки сталей для вновь создаваемых конструкций. Выбор оптимального теплового режима сварки (q/v, температур предварительного, сопутствующего и последующего подогрева) – весьма эффективный технологический способ регулирования структуры металла сварных соединений. Его воздействие на структуру проявляется через параметры сварочного термического цикла.

Для углеродистых и низколегированных сталей, не содержащих карбидообразующих элементов, наиболее важный параметр — скорость остывания в диапазоне 873–773 К. Для них в пределах практически всех способов сварки можно обеспечить такую скорость, чтобы получить ферритоперлитную или перлитно-бейнитную структуру, не склонную к холодным трещинам. Поэтому для повышения сопротивляемости сварных соединений этих сталей образованию трещин эффективны повышение q /v и применение предварительного подогрева до температуры Т_п = 370–570 К.

Для среднеуглеродистых, среднелегированных, содержащих карбидообразующие элементы сталей при сварке в широком диапазоне режимов характерно мартенситное превращение. Для получения благоприятной структуры при сварке этих сталей эффективно снижение q/v, применение концентрированных источников теплоты (плазменной, электронно-лучевой и лазерной сварки). Также полезен сопутствующий подогрев, обеспечивающий замедление охлаждения при температуре несколько выше температуры начала мартенситного превращения и приводящий к самоотпуску мартенсита.

Для низкоуглеродистых среднелегированных, никельсодержащих сталей при сварке в широком диапазоне характерно превращение в области нижнего бейнита, а затем мартенсита. При их сварке рекомендуется умеренный подогрев (до 350–400 К), обеспечивающий бейнитное превращение при возможно более высоких температурах. Весьма эффективны сопутствующий и последующий подогрев (при 400–480 К), приводящий к самоотпуску мартенсита.

1.3.3.3.6 Холодные трещины при сварке

1) разрушение носит межкристаллический характер;

2) разрушение происходит через некоторый инкубационный период после приложения нагрузки при условии деформирования с малыми скоростями (ε 10^-4 с^-1) или действия постоянного усилия;

3) сопротивляемость замедленному разрушению значительно меньше кратковременной прочности и зависит от времени действия нагрузки;

4) сопротивляемость замедленному разрушению стремится к некоторому минимальному значению (σ_p,min), которое соответствует периоду времени 10–20 ч после окончания термического воздействия и приложения минимальной разрушающей нагрузки. После этого сопротивляемость разрушению возрастает в течение от 1 до 10 суток в результате так называемого процесса «отдыха»;

5)склонность к замедленному разрушению полностью подавляется при охлаждении ниже 200 К, восстанавливаясь при последующем нагреве до нормальной температуры; заметно ослабляется при нагреве до 370–420 К; полностью исчезает при нагреве до 470–570 К.

Зарождение очага замедленного разрушения свежезакленной стали связывают с микропластической деформацией (МПД) в приграничных зонах зерен. Наличие в структуре такой стали незакрепленных, способных к скольжению дислокаций при действии сравнительно невысоких напряжений обуславливают МПД. Особенно велика плотность МПД в свежезакаленном мартенсите. Значение МПД лежит в пределах 10^-6–10^-4 и проявляется при напряжениях выше предела неупругости или микроскопического предела текучести σ_А . Процесс МПД – термически активируемый, т.е. его скорость зависит от температуры и значения приложенных напряжений. После отдыха способность закаленной стали к МПД исчезает. Конечные высокая твердость и предел текучести закаленной стали – результат старения, при котором происходит закрепление дислокаций атомами углерода. Особенности развития МПД достаточно хорошо объясняют приведенные выше закономерности замедленного разрушения.

Механизм межкристаллического разрушения при образовании очагов замедленного разрушения может быть объяснен тем, что максимальная плотность дислокаций и интенсивность МПД приходятся на приграничные зоны зерен. Это обусловлено тем, что мартенситное превращение начинается в центральных частях зерен в верхней части температурного интервала превращения, а заканчивается в нижней части в приграничных зонах этого интервала. Кроме того, при образовании пластинчатого мартенсита его иглы при выходе на границы зерен вызывают в зонах, примыкающих к ним, появление высоких плотности дислокаций и уровня микронапряжений. При длительном нагружении по границам зерен развивается локальная МПД, в результате чего реализуется межкристаллическое разрушение по схеме, предполагающей относительное проскальзывание и поворот зерен по границам.

Основные факторы, обуславливающие образование холодных трещин, следующие:

1) структурное состояние металла сварного соединения, характеризуемое наличием составляющих мартенситного и бейнитного типа и размером действительного аустенитного зерна;

2) концентрация диффузионного водорода в зоне зарождения трещины;

3) уровень растягивающих сварочных напряжений.

Способы оценки склонности металла сварных соединений к образованию холодных трещин подразделяют:

1) по характеру процедуры оценки на:

а) косвенные. Позволяют оценивать склонность к трещинам расчетным путем по химическому составу стали без испытания сварных соединений;

б)прямые. Включают сварочные технологические пробы и специализированные механические испытания сварных соединений;

2) по характеру критерия оценки на:

а) качественные;

б) количественные;

3) по характеру использования критериев оценки на:

а) сравнительные;

б) абсолютные.

Способы предотвращения образования холодных трещин в сварных соединениях направлены на уменьшение или устранение основных факторов, обуславливающих их образование. Это можно сделать путем:

1) регулирования структуры металла сварных соединений;

2) снижения концентрации диффузионного водорода в шве;

3) уменьшения уровня сварочных напряжений.

Наиболее часто для предотвращения образования холодных трещин применяют предварительный или последующий подогрев сварных соединений. При сварке низколегированных и углеродистых сталей, не содержащих активных карбидообразующих, подогрев может исключить образование закалочных структур в шве и зоне термического влияния. Кроме того, он способствует интенсивному удалению диффузионного водорода из соединения. При невозможности или нецелесообразности применения подогрева проводят низкий или высокий отпуск сварных соединений непосредственно после сварки. Эффективно применение сварочных материалов, имеющих более низкие температуры кристаллизации, превращения аустенита, чем у основного металла, а также имеющих повышенную растворимость водорода и пониженный коэффициент его диффузии.

Способы снижения концентрации водорода в металле сварных швов, главным образом, основаны на устранении источников, снабжающих атмосферу дуги водородом (прокалка электродов, флюсов, осушение защитных газов, очистка свариваемых кромок и свариваемой проволоки от ржавчины, масла и т.п.). В ряде случаев предусматривается связывание водорода в атмосфере дуги в нерастворимые в жидком железе соединения.

Мероприятия по снижению уровня сварочных напряжений всегда способствуют повышению стойкости сварных соединений образованию трещин.

2 Особенности технологии ручной дуговой сварки неповоротных стыков

2.1 Сварочные электроды

2.1.1 Классификация сварочных электродов

Сварочными материалами для РДС являются сварочные электроды. Они представляют собой металлические стержни, покрытые особым составом – обмазкой, или, согласно официальной терминологии, покрытием. Конец электрода свободен от покрытия для обеспечения электрического контакта с держателем. От химического состава и стержня, и покрытия зависит характер металлургических процессов, происходящих при сварке. Электроды классифицируются по целому ряду признаков:

1) по назначению:

а) для сварки сталей:

-) низкоуглеродистых и низколегированных сталей (σ_пч

-) легированных сталей (σ_пч

-) теплоустойчивых сталей – Т;

-) высоколегированных специальных сталей – В;

-) прочих сталей; – П;

б) для сварки чугуна;

в) для сварки алюминия;

г) других материалов;

К_п , равный отношению наружного диаметра электрода (измеренного по обмазке) к диаметру электродного стержня (К_п=D/d):

а) с малой толщиной покрытия (Кп<1,27) – М;

б) со средней толщиной покрытия (1,27 Кп<1,45) – С;

в) с толстым покрытием (1,45 Кп<1,1,75) – Д;

3) по виду покрытия:

а) кислые (или рудно-кислые) – А;

б) основные (фтористо-кальциевые) – Б;

в) рутиловые – Р;

г) целлюлозные (органические) - Ц;

4) по механическим свойствам металла шва (ГОСТ 9467-75):

а) Э38;

б) Э42;

в) Э46;

г) Э50;

…

о) Э150;

5) по способу нанесения покрытия:

а) окунанием;

б) опрессовкой;

6) по качеству. Под качеством, связанным с изготовлением, понимают равномерность нанесения обмазки, волнистость, эксцентричность нанесения обмазки (наиболее важный показатель). Различают три группы электродов по качеству:

а) 1 группа;

б) 2 группа;

в) 3 группа;

7) по пространственному положению сварки электроды различают:

а) для сварки во всех положениях – 1;

б) для всех положений кроме вертикального сверху вниз - 2;

в) для нижнего, горизонтального на вертикальной плоскости и вертикального снизу вверх – 3;

г) для нижнего положения и нижнего в лодочку - 4;

8) по роду тока, полярности, оптимальному напряжению холостого хода:

Таблица 5

Классификация электродов по роду тока, полярности напряжению холостого хода

9) по диаметру стержня электрода.

2.1.2 Условное обозначение сварочных электродов

Условное обозначение сварочных электродов, принятое в России, имеет вид:

         I   -   II   -   III   -   IV V VI

                                                XI   ,   XII    

         E   -   VII   -   VIII IX X

На данной схеме римскими цифрами от I до ΧΙΙ обозначены следующие позиции:

1) I – тип электрода по механическим свойствам металла шва;

2) II - марка электрода (выбирается производителем);

3) III – диаметр стержня;

4) IV – назначение;

5) V – толщина покрытия;

6) VI – группа по качеству;

7) VII – механические свойства наплавленного металла по ГОСТ 9467-75. В данной позиции имеются следующие особенности: первые два индекса в ней указывают минимальные значения σ_пч (предела прочности) и σ_вр (временного сопротивления), а третий индекс (цифра от 0 до 7) – условно характеризует минимальные значения δ₅ (ударной вязкости) и температуры T_х, при которой определялась ударная вязкость. Таким образом, третий индекс может принимать следующие значения:

а) 0 - δ₅ < 20, T_х не регламентирована;

б) 1 - δ₅ = 20; T_х = 20°С;

в) 2 - δ₅ = 22; T_х = 0°С;

г) 3 - δ₅ = 24; T_х = -20°С;

д) 4 - δ₅ = 24; T_х = -30°С;

е) 5 - δ₅ = 24; T_х = -40°С;

ж) 6 - δ₅ = 24; T_х = -50°С;

з) 7 - δ₅ = 24; T_х = -60°С;

Если значения δ₅ и T_х , то третий индекс соответствует δ₅ , а для T_х вводится дополнительно (в скобках) четвертый индекс

8) VIII – вид покрытия;

9) IX – рекомендуемое положение сварного шва;

10) X – рекомендуемый род тока, напряжение холостого тока, полярность;

11) XI – ГОСТ на электрод;

12) XII – ГОСТ на тип или ТУ.

2.1.3 Краткая характеристика материалов покрытия и стержня электродов

Назначение покрытия – стабилизация дуги, защита и легирование расплавленного металла сварочной ванны. Различные виды покрытия электродов по-разному взаимодействуют с металлом в процессе сварки.

Шлакообразующую основу электродов с кислым покрытием составляют железные и марганцевые руды и кремнезем. Газовая защита металла создается органическими составляющими покрытия и карбонатами при нагревании и плавлении электрода, а раскисление обеспечивается ферромарганцем. Образующиеся шлаки (обычно кислые) не содержат CaO и не очищают металл от фосфора. В наплавленном металле много растворенного кислорода (до 0,12%), водорода (до 0,15см³/г.мет.) и неметаллических включений. При повышенном содержании серы в основном металле появляется склонность металла шва к образованию горячих трещин; в тоже время наплавленный металл не склонен к образованию пор при наличии на свариваемых поверхностях окалины или ржавчины и при случайном удлинении дуги в монтажных условиях эти электроды применяются для сварки металлоконструкций.

Шлакообразующую основу электродов с основным покрытием составляют карбонаты и фториды кальция. Кроме того, в состав покрытия также входят каолин, кварцевый песок, ферросплавы. Газовая защита расплавленного металла обеспечивается углекислым газом и окисью углерода при диссоциации карбонатов. Наплавленный металл раскисляется ферромарганцем, ферросилицием, а иногда ферротитаном или ферроалюминием. Эти покрытия слабоокисленные, поэтому позволяют легировать расплавленный металл элементами с большим сродством к кислороду. Наличие значительного количества соединений кальция, хорошо связывающих серу и фосфор с выделением их в шлак, обеспечивает высокую чистоту наплавленного металла, его повышенные пластические свойства при пониженных температурах, а легирование марганцем и кремнием придает соединению высокую прочность. Наплавленный металл содержит небольшое количество кислорода (менее 0,05%) и водорода (4–10 см³/г.мет.), мало склонен к старению и стоек к образованию кристаллизационных трещин. Однако при сварке длинной дугой, увлажнении покрытия и наличии следов ржавчины на кромках стыка наблюдается резкое увеличение склонности к порообразованию. Электроды не должны иметь эксцентриситет покрытия, который может привести к образованию козырька при горении. Электроды с покрытием типа Б могут применяться для выполнения всех видов сварочных работ на магистральных трубопроводах, в т.ч. для сварки на компрессорных и перекачивающих станциях, специальных сварочных работ и др. Для качественной сварки необходимо строго выполнять требования по подготовке электродов и изделия к работе и выдерживать технологический режим процесса. Сварка ведется на постоянном токе прямой и обратной полярности во всех пространственных положениях корневого, заполняющих и облицовочного слоев шва кольцевых стыков труб всех диаметров.

Основу рутилового покрытия составляет шлакообразующий компонент – рутиловый концентрат TiO₂ (до 45%), а также алюмосиликаты (слюда, полевой шпат и др) и карбонаты (мрамор, магнезит). Газовая защита расплавленного металла обеспечивается введением органических соединений (до 5%), а также разложением карбонатов. Наплавленный металл раскисляется ферромарганцем (в покрытии менее 10–15%) и содержит кислорода 0,06–0,09%, водорода до 30 см³/г.мет. Склонность металла шва к образованию кристаллизационных трещин примерно такая же, как и электродов с кислым покрытием. В металле шва могут появляться поры при колебаниях дуги, при окисленной или загрязненной поверхности. Электроды с рутиловым покрытием применяют для сварки металлоконструкций и трубопроводов из малоуглеродистой стали, но в связи с невысоким качеством наплавленного металла эти электроды используются только для сварки неответственных конструкций. К их достоинствам относятся возможность изменения в широком диапозоне режима сварки, образование хорошо отделимого шлака, возможность сварки как на постоянном, так и на переменном токе.

Целлюлозное покрытие содержит большое количество органических составляющих (целлюлоза, асбест, травяная мука), создающих в процессе сварки газовую защиту. Кроме того. В состав покрытия таких электродов вводятся окислы железа, марганца, ферросплавы и др. вещества. Покрытие содержит ферромарганец для раскисления наплавленного металла. Толщина покрытия составляет 0,8–0,9 мм. При сварке на конце электрода образуется втулочка из нерасплавившегося покрытия, что способствует образованию направленного потока газов, возникающих при разложении органических веществ (рис. 39). Газовая струя оттесняет жидкий металл из-под дуги и обеспечивает более глубокое проплавление основного металла. Кроме того, при сварке корневого слоя шва («корня») образуется равномерный и хорошо сформировавшийся обратный валик. Объясняется это тем, что сварку электродами с целлюлозным видом покрытия выполняют со сквозным проплавлением, при котором дуга образует в металле сквозное «технологическое окно». При этом металл сварочной ванны оттесняется в сторону, противоположную направлению сварки. По мере перемещения электрода металл смыкается позади окна, пленка жидкого металла перекрывает оплавленные кромки с обратной стороны шва и формируется обратный валик. Электроды с целлюлозным покрытием дают небольшое количество легкоотделимого шлака, что облегчает технику сварки «на спуск», вдвое повышает скорость сварки (по сравнению с основными электродами). Однако сечение каждого слоя шва, сваренного целлюлозными электродами, значительно меньше, чем при сварке основными. Причина в том, что сварка целлюлозными электродами выполняется опиранием без поперечных колебаний. Образуется ниточный валик, сечение которого примерно равно диаметру электрода. Содержание кислорода в наплавленном металле составляет до 0,03%, при сварке выделяется значительное количество водорода. Следствием последнего факта является повышенное содержание водорода в металле шва. Металлургические реакции при сварке целлюлозными электродами также определяют наличие в металле шва повышенного содержания силикатных включений, с чем связано пониженное значение ударной вязкости. Эти особенности налагают определенные ограничения на использование целлюлозных электродов при отрицательных температурах и часто требуют применения дополнительных технологических мероприятий при сварке (подогрев). Электроды эти гигроскопичны, поэтому необходимо строгое соблюдение правил упаковки, хранения и подготовки к сварке. Они также весьма чувствительны к перегреву (из-за выгорания органических составляющих в покрытии), и их используют только на 50% по длине (на электроды часто наносят специальные риски, указывающие, до какого уровня их можно использовать). Почти все марки электродов с целлюлозным покрытием применяют для сварки на постоянном токе прямой и обратной полярности. Электроды типа Ц на строительстве магистральных трубопроводов в России используются только для сварки корневого слоя шва и слоя «горячего» прохода, за рубежом – для сварки всех слоев шва.

Таким образом, как уже отмечалось, СНИП 2.06.05-85* допускает для сварки магистральных трубопроводов применение только электродов с основным и целлюлозным видом покрытия.

Свойства электродов также в значительной степени определяет материал электродного стержня. В качестве него при производстве электродов в России обычно используется сварочная проволока, состав которой регламентируется ГОСТ 2246-70.

Таблица 6

Химический состав наиболее распространенных сварочных проволок,%

Отечественные электроды для трубопроводного строительства выпускают диаметром 2 мм; 2,5 мм; 3 мм; 4 мм; 5 мм; длиной 350; 450 мм с зачищенным от покрытия концом длиной 25 мм. За рубежом помимо электродов названных диаметров производятся электроды диаметром 3,25 мм; 5,5 мм; 6 мм; 6,35 мм. Диаметр электродного стержня при одном и том же химическом составе оказывает существенное влияние на технологические свойства электрода, определяя допустимое значение силы сварочного тока, размеры и жидкотекучесть сварочной ванны и т.д. Для сварки корневого слоя стыков труб целесообразно применять электроды меньшего диаметра, чем для сварки заполняющего и облицовочного слоев. При сварке в потолочном положении применяют, как правило, электроды с диаметром не более 4 мм. Для сварки верхней полуокружности стыка можно применять электроды диаметром 5 мм. В зарубежной практике нашли применение целлюлозные электроды диаметром до 6 мм при сварке кольцевых стыков во всех пространственных положениях сварки, что объяснятся повышенной скоростью сварки этими электродами по сравнению с основными.

2.2 Сварные соединения и швы

2.2.1 Сварные соединения и швы. Виды швов и их геометрические характеристики

Сварным соединением называется сварной шов и прилегающие к нему участки основного металла, подвергшиеся тепловому воздействию сварочного термического цикла.

Различают пять основных видов сварных соединений:

1) стыковое;

2) нахлесточное;

3) угловое;

4) тавровое;

5) заклепочное.

В то же время, разновидностей этих видов может быть множество в зависимости от толщины свариваемых деталей, технологических возможностей используемого способа сварки, конструктивных и эксплуатационных требований, предъявляемых к конструкции и т.д. Наиболее распространенным в трубопроводном строительстве является стыковое сварное соединение, т.е. соединение двух элементов, находящихся в одной плоскости или на одной поверхности. При рассмотрении в этой работе сварных соединений подразумеваются именно стыковые сварные соединения.

Сварным швом называют участок сварного соединения, образовавшийся в результате кристаллизации расплавленного металла сварочной ванны. В зависимости от толщины свариваемых деталей сварной шов может быть однослойным или многослойным. При строительстве магистральных трубопроводов подавляющее большинство всех сварных швов являются

Сварной шов характеризуется следующими геометрическими параметрами (рис. 41):

1) шириной e – расстоянием между кромками шва;

2) усилением q – частью металла шва, возвышающейся над поверхностью свариваемых частей;

3) глубиной провара h – расстоянием между верхней и нижней границами (кромками) поперечного сечения шва, измеренным в направлении толщины металла.

4) притупление c;

5) зазор b – расстояние между двумя свариваемыми деталями.

Притупление и зазор являются важными показателями, определяющими качество будущего шва. С их помощью можно регулировать глубину проплавления. Увеличение зазора и уменьшение притупления повышают глубину проплавления, уменьшение зазора и увеличение притупления – понижают ее. Слишком малое притупление может привести к пережогу, отсутствие притупления (c = S) приводит к непровару.

Причина столь жесткого контроля геометрических параметров в том, что сварной шов, даже качественный, является мощным концентратором напряжений (К= 1.5–1,6), а в некачественно выполненном шве концентрация напряжений может возрастать на 25–30%.

2.2.2 Конструкция шва. Назначение и технология сварки отдельных его слоев

Сварной шов по высоте состоит из нескольких слоев. Каждый из них имеет свое название, особенности выполнения и осуществляет определенные функции. Конструкция шва в общем случае приведена на рис.43.

Наиболее ответственным является корневой слой шва. Он должен надежно проплавлять кромки свариваемых труб и образовывать на внутренней поверхности равномерный обратный валик с усилением 1–3 мм. Допускается на отдельных участках стыка длиной не более 50 мм (разрешается один подобный участок на каждые 350 мм длины стыка) ослабление корня шва величиной до 15% от толщины стенки (при S = 4–12 мм) или величиной до 10% от толщины стенки (при S > 12 мм). Наружная поверхность корневого слоя должна быть гладкой, мелкочешуйчатой и иметь сопряжение с боковой поверхностью разделки. Оптимальной формой наружной поверхности корня шва является вогнутость. Сварка корневого слоя электродами с целлюлозным видом покрытия должна вестись на постоянном токе обратной полярности; в случае нарушения на отдельных участках условий сборки можно использовать прямую полярность. Сварка ведется методом «на спуск» простым опиранием торца электрода на кромки

1) устранение дефектов, образовавшихся в металле корневого слоя шва;

2) выплавление шлака из раскрытых при шлифовке зашлакованных карманов;

3) обеспечение чуть вогнутой или, по крайней мере, плоской ровной подложки для выполнения заполняющего слоя шва;

4) равномерное перераспределение водорода по всему периметру сварного шва и, тем самым, повышение его трещиностойкости;

5) отжиг закалочных структур.

Сварка горячего прохода ведется поддержанием электрода на весу при длине сварочной дуги в 1,5–2 мм в рваном ритме как с продольными, так и поперечными колебаниями. Сварщик придает торцу электрода продольное возвратно-поступательное движение с достаточно большой амплитудой при переменной длине дуги. В нижнем положении этой траектории сварщик осуществляет незначительное поступательное движение торца электрода с задержкой на свариваемых торцах труб, а затем сразу после задержки следует резкое выметающее шлак движение вверх-вниз. Скорость сварки должна составлять 18–20 м/ч.

Сварка корневого слоя электродами с основным видом покрытия выполняется на постоянном токе обратной полярности методом «на подъем» с поперечными колебаниями, амплитуда которых зависит от ширины разделки кромок стыка. При сварке корневого слоя шва электродами с основным видом покрытия «на спуск» (используется реже, чем метод «на подъем») дугу возбуждают методом «зажигания спички» на поверхности разделки (запрещается зажигать дугу на поверхности основного металла трубы вне разделки), затем, чуть оторвав электрод от поверхности зажигания (длина дуги не более 1,5 мм), мгновенно переводят дугу на свариваемые кромки. Кратер необходимо выводить на поверхность разделки кромок или прорезать шлифмашинкой. После достижения контакта между втулочкой электрода и поверхностью разделки электрод перемещают сверху вниз без поперечных колебаний, непрерывно регулируя положение дуги относительно сварочной ванны. Промежуток «застывший сварочный шлак – дуга» регулируется изменением наклона электрода, скоростью его перемещения, усилием прижатия электрода к свариваемым кромкам и силой тока.

При сварке труб диаметром 1020 мм и более рекомендуется выполнять подварочный слой (подварку). Различают 100%-ную подварку (т.е. подварку всего периметра стыка) и визуальную подварку (подварку в местах видимых дефектов (непроваров) с обязательной подваркой нижней четверти стыка, т.е. части, где корень выполнялся в потолочном положении). Подварку неповоротных стыков в случае сварки корневого слоя электродами с основным покрытием способом «на подъем» осуществляют на нижней четверти периметра и на участках стыка с непроваром. Подварку выполняют перед началом сварки заполняющих слоев шва. Запрещается производить подварку способом сварки «на спуск». Подварочный шов должен обеспечивать надежный провар корня и иметь мелкочешуйчатую поверхность, плавно сопрягающуюся со внутренней поверхностью трубы без подрезов и др. дефектов. Ширина подварочного слоя может колебаться в пределах от 8 до 10 мм, усиление составляет 1–3 мм. Подварочный слой может присутствовать не только при сварке корня основными электродами, но и если сварка велась целлюлозными электродами - для обеспечения гарантированного провара. В этом случае чаще всего используется визуальная подварка. СНИП [6] устанавливает обязательность подварки для труб диаметром 1020 мм и более при разнотолщинности свариваемых элементов. Во всех случаях подварка делается электродами с основным покрытием.

После выполнения слоя горячего прохода электродами типа Ц или корневого слоя электродами типа Б производится сварка заполняющего или заполняющих (число их зависит от толщины стенок свариваемых труб) слоев шва. Заполняющие слои надежно сплавляются между собой и проплавляют кромки труб. Выполняются они основными электродами.

Последним слоем сварного шва является облицовочный (другие его названия – косметический, отжигающий). Важнейшая его функция – термическая обработка (отжиг) предыдущих слоев шва, что позволяет выровнять и нормализовать структуру всего шва, а значит, и его физико-механические характеристики. Как уже отмечалось, ко внешнему виду облицовочного слоя предъявляются особые требования. Он должен быть мелкочешуйчатым (чешуйчатость не более 1 мм),иметь плавный переход к основному металлу, усиление 1–3 мм, перекрывать разделку на 2,5–3,5 мм в каждую сторону и иметь колебание по ширине не более 5 мм. В зарубежной практике усиление шва принято спиливать – подобные швы лучше работают на знакопеременную нагрузку (т.е. имеют повышенный предел выносливости), у них меньший коэффициент концентрации напряжений и они более экономичные. Чтобы предупредить образование дефектов между слоями перед наложением каждого последующего слоя шва, поверхность предыдущего шва должна быть очищена от шлака и брызг наплавленного металла. После окончания сварки поверхность облицовочного слоя шва также должна быть очищена от шлака и брызг. Шов не должен иметь наплывов, выходящих на поверхность дефектов, прожогов, незаваренных кратеров и видимых глазом подрезов.

Ручную дуговую сварку следует выполнять с применением электродов, указанных в табл. 10,11 [5] либо аналогичных, сертифицированных и допущенных к применению ВНИИСТом. Запрещается вести сварку с применением любых присадок, подаваемых в дугу дополнительно или закладываемых в разделку.

При сварке последующий валик по длине должен перекрывать предыдущий на расстояние не менее 15 мм, что связано с необходимостью переплавки дефектов окончания сварки – кратеров. Рекомендуется заварка кратеров в процессе сварки, чего можно достичь путем растяжки дуги - естественного затухания дуги вследствие ее удлинения.

Сварные соединения разрешается оставлять незаконченными только на одни сутки после окончания рабочего дня или при остановке работ, если число выполненных слоев шва соответствует таблице 7 (табл.17[5]). Если число слоев на брошенном стыке не соответствует данным, приведенным в таблице 7, стык должен быть вырезан и заварен вновь.

Таблица 7

Минимальное допустимое число слоев при остановке работ

2.3 Этапы разработки технологии РДС

От правильной разработки технологии сварки в конечном счете зависит работоспособность конструкции, ее эксплуатационные характеристики. В общем случае при разработке технологии целесообразно выделить пять основных этапов:

1) выбор вида подготовки (разделки) кромок;

2) выбор электродов;

3) выбор рода и силы сварочного тока;

4) выбор конструкции стыка и шва;

5) выбор скорости сварки.

Выбор схемы производства работ ввиду его специфичности рассматривается отдельно.

2.3.1 Подготовка кромок труб

При сварке двух металлических элементов значительной толщины (именно такими являются трубы для магистральных трубопроводов) применяется особая форма обработки свариваемых кромок – разделка. Смысл ее использования в обеспечении необходимой глубины проплавления при отсутствии пережога. Все трубы поступают на трассу с заводов с разделкой кромок, предназначенной для ручной дуговой сварки толстопокрытыми электродами (рис. 45. а). Эта разделка имеет для труб любого диаметра при толщине стенки более 4 мм угол скоса кромок 25–30º и

2.3.2 Выбор электродов

Тип электродов и вид электродного покрытия выбираются исходя из необходимости получения механических свойств шва, одинаковых со свойствами основного металла, назначения электродов (какой слой сварочного шва ими будут варить), а также с учетом требования наибольшей производительности сварки. Выбор производится согласно таблицам 8, 9 (табл.10, 11[5])

Таблица 8

Электроды с покрытием основного вида для сварки и ремонта поворотных и неповоротных стыков труб при любых условиях прокладки трубопроводов

Таблица 9

Электроды с покрытием целлюлозного вида для сварки неповоротных стыков труб при подземной прокладке трубопроводов

Выбранный электрод должен обеспечивать необходимый провар внутренних кромок изделия, обеспечивая удержание металла от стекания во всех пространственных положениях в сочетании с плавным очертанием внешней поверхности валика шва.

2.3.3 Сварочный ток

Как уже отмечалось выше, сварку магистральных трубопроводов ведется только на постоянном токе прямой и обратной полярности. В общем случае сварочный ток может быть рассчитан по следующим методикам:

1) приближенно вычислен по одной из следующих эмпирических формул в зависимости от:

а) диаметра электрода:

I_св = K₁*

Ι_св = d_э(K₂+αd_э)

где величины K₁=20–25, K₂=20, α=6 представляют собой коэффициенты, найденные опытным путем.

б)диаметра электрода и допустимой плотности тока для электродов с конкретным видом покрытия:

I_св = j

где j – допустимая плотность тока, определяемая по таблице 10

Таблица 10

Значения допускаемой плотности тока,А/мм², для электродов с различными видами покрытия

При сварке в вертикальном и потолочном положении ток уменьшается на 15–20% во избежание стекания жидкого металла.

2) сварочный ток может быть выбран из следующих таблиц, являющихся таблицами ВСН 006-89 (табл.14,15[5])

Таблица 11

Рекомендуемые значения сварочного тока при сварке электродами с основным видом покрытия способом «на подъем»

Таблица 12

Рекомендуемые значения сварочного тока при сварке электродами способом «на спуск»

Указанные в таблице 11 электроды диаметра 2 и 2,5 мм применяются обычно при ремонте стыков, который относится к специальным сварочным работам.

Однако обычно производитель указывает значения сварочного тока, рекомендуемые для его электродов. Эта информация может быть найдена в документации к электродам либо на упаковке с электродами.

2.3.4 Выбор конструкции шва

1) исходя из следующих расчетов (см. стр.130[2]). При сварке стыковых швов площадь поперечного сечения металла, наплавленного за один проход, при которой обеспечиваются оптимальные условия формирования шва, должна составлять для первого прохода (при проварке корневого слоя) F₁ = (6–8)d_э , для последующих проходов – F_п = (8–12)d_э , где d_э – диаметр электрода. Для определения числа проходов в стыковых швах учитывают общую площадь поперечного сечения наплавленного металла (рис. 46):

F_н = 2F’+F’’+F’’’ = h ²tg +bs+(2htg +b+6)

Число проходов определяют, учитывая общую площадь поперечного сечения металла при первом и каждом последующем проходе:

n = +1

2) выбор может осуществляться согласно ВСН [5] в соответствии с табл.16 (табл.13 в данной работе)

Таблица 13

Минимально допустимое число слоев шва в зависимости от толщины стенки трубы

Форма разделки, а точнее ее ширина определяет, будет ли шов состоять из одноваликовых слоев или из многоваликовых (см. п. 2.2.2).

При разработке технологии сварки необходимо определить еще один геометрический параметр стыка – зазор. Как и в случае с числом слоев, он может либо быть рассчитан, либо выбран из таблиц ВСН [5]:

x = c +d – b + L sin2α)

где x – толщина первого слоя шва, c – притупление, d – диаметр электрода, b – сварочный зазор, L – условная длина дуги, α – угол скоса кромок. Тогда при известной (заданной) толщине корневого слоя и остальных параметрах зазор будет равен:

b = 2tgα(c–x)+d + L sin2α

2)ВСН[5] (табл.4[5]) устанавливает величину зазора в зависимости от толщины стенок трубы, диаметра и вида покрытия применяемых электродов

Таблица 14

Величина зазора при сборке

2.3.5 Определение скорости сварки

 Рекомендуемая для нормального формирования шва скорость сварки зависит от параметров шва и силы сварочного тока. Она может быть вычислена по формуле:

v_св = α_н I_св

где α_н – коэффициент наплавки, ρ – плотность наплавленного металла, F_н – площадь поперечного сечения металла, наплавленного за данный проход. Скорость дуговой сварки обычно задают и учитывают косвенно по необходимым размерам получаемого шва. При разработке технологии сварки, исходя из условий получения минимальных деформаций сварных конструкций, возникает необходимость оценки погонной энергии в зависимости от размеров шва. Полученное значение скорости сварки позволяет определить величину теплового воздействия сварочной дуги на свариваемый металл – погонную энергию дуги q_п:

q_п = q/v_св = I_свU_дη / v_св

где I_св,U_д – сварочный ток и напряжение дуги, η – эффективный КПД дуги.

2.4 Подготовительные операции

Непосредственно перед сваркой стыка необходимо провести подготовку. Она состоит из ряда последовательных операций, набор которых в конкретных условиях зависит от состояния труб, их диаметра, марки стали, климатических и погодных условий. В общем случае можно выделить визуальный осмотр кромок труб, очистку полости труб (трубных секций) правку и ремонт допустимых повреждений, а также удаление (вырезку) недопустимых, очистку кромок труб, сборку и предварительный подогрев.

2.4.1 Очистка полости, осмотр, ремонт и зачистка кромок труб

Полость трубы необходимо очистить от грунта, снега, грязи и др. посторонних предметов. Очистку необходимо вести по всей длине трубы или секции для возможности беспрепятственного прохода центратора и особенно тщательно на расстоянии 1 м от края торцов труб, т.к. попадание в зону сварки влаги от подтаявшего снега, грязи недопустимо. После очистки необходимо выполнить осмотр торцов труб. Допускается правка плавных вмятин на торцах труб глубиной до 3,5% диаметра труб и деформированных концов труб безударными разжимными устройствами (для этих целей может применяться безударное разжимное устройство УПВ-141, предназначенное для правки вмятин на трубах диаметром от 630 до 1420 мм и толщиной стенки до 22 мм; в качестве рабочего органа УПВ-141 использует гидравлический домкрат с усилием 300 кН). При этом на трубах из сталей с нормативным временным сопротивлением разрыву до 539 МПа (55 кгс/мм²) допускается правка вмятин и деформированных концов труб при положительных температурах без подогрева. При отрицательных температурах окружающего воздуха необходим подогрев на 100–150°С. На трубах из сталей с нормативным временным сопротивлением разрыву 539 МПа (55 кгс/мм²) и выше — с местным подогревом на 150–200°С при любой температуре окружающего воздуха. Участки и торцы труб с вмятиной глубиной более 3,5% диаметра трубы или имеющие надрывы необходимо вырезать. Допускается ремонт сваркой забоин и задиров фасок глубиной до 5 мм. Концы труб с забоинами и задирами фасок глубиной более 5 мм следует обрезать. Правку труб после газокислородной и воздушно-пламенной резки можно осуществлять только с предварительным подогревом до 150–200ºС, что связано с возможностью охрупчивания поверхности реза из-за образования закалочных структур и азотирования кромки.

После правки и ремонта необходимо провести зачистку кромок и прилегающих к ним наружной и внутренней поверхности труб абразивным инструментом на ширину не менее 10 мм от стыка до металлического блеска. Зачистка позволяет удалить из зоны сварки возможные источники водорода, снизив вероятность образования трещин и пор. Если концы труб покрыты праймером или специальным покрытием, то перед зачисткой необходимо удалить их, а также различного рода масла бензином или специальным растворителем на глубину 40–50 мм от торца.

2.4.2 Сборка стыка

После проведения зачистки торцов труб проводится сборка стыка. Операция эта является весьма ответственной, т.к. от нее во многом зависит качество будущего шва. Современные методы сварки позволяют получать качественные сварные соединения при условии обеспечения незначительных смещений кромок труб (2–3 мм) во время сборочных операций. При расчете на прочность высота шва h принимается равной толщине основного металла, т. е. h = S, и шов считается равнопрочным основному металлу. Это достигается, когда основания свариваемых кромок труб лежат в одной плоскости РР (рис. 48). Если имеется отклонение (при заданном зазоре b) от номинального диаметра D_ном одной из сопрягаемых труб, то происходит смещение кромок. Смещение кромок по линии аа приводит к уменьшению расчетной высоты шва h и угла α (при сравнении отрезков ое и ос или углов α и α'). Поэтому возникает необходимость свести возможные отклонения к минимально допустимым. Несовпадение кромок труб при сварке плавлением, кроме уменьшения расчетной высоты шва, ухудшает условия равномерного прогрева и сплавления корня шва. В местах, где одна из кромок смещена по линии аа на значительную величину, часто наблюдаются несплавления и прожоги. Причинами несовпадения кромок при сборке стыков могут являться разнотолщинность и эллиптичность цельнотянутых труб, значительные отклонения по длине окружности сварных труб, местные вмятины, связанные с транспортировкой и разгрузкой, а также выхваты, вызванные неправильной обработкой концов труб. Эти отклонения вызывают необходимость дополнительной подгонки концов труб при сборке в трассовых условиях.

Процесс сборки труб под сварку предусматривает технологическую операцию – центровку, в результате которой две сопрягаемые трубы становятся соосными. При сборке прямолинейных труб в секции необходимо, чтобы их оси совпадали. Для сборки криволинейных труб требуется совпадение касательных (АО и ОС) к осям в точке О, являющейся

1)наружную цилиндрическую поверхность (НП);

2)внутреннюю цилиндрическую поверхность (ВП);

3)торцовую плоскость кромок (ТП);

Можно считать, что совпадение соответствующих базирующих поверхностей, линий или точек одной и другой трубы или определенное их взаимное расположение обеспечит совпадение осей, соединяемых трубой. Рассмотрим несколько независимых условий, соблюдение которых позволит обеспечить качественную сборку соединяемых труб. В этом случае базирующие элементы первой трубы обозначим одним штрихом, а второй трубы — двумя штрихами. Условия соосности труб (рис. 50) можно записать следующим образом:

1)I – (НП)’(НП)’’

2)II – (ВП)’

3)III – (ТП)’

4)IV – 2(ОЛ)’ 2(ОЛ)’’ при 0 < α <(на рисунке не показано).

Здесь α – угол между опорами;  — знак совпадения базирующих поверхностей, линий и точек.

Центровку труб выполняют различными механизмами и приспособлениями в зависимости от применяемого способа сварки. Условие I выполняется при центровке труб для дуговой сварки с применением кондукторов в виде опор, при сборке труб наружными центраторами и в зажимных устройствах электроконтактной сварки и т. п. Условие II получило широкое распространение при сборке, труб с применением внутреннего центратора. Условие III используют в том случае, когда торцовые плоскости перпендикулярны к оси трубы. Подобное условие выполняют при сборке труб различных диаметров, когда используют специальные переходы. Условие IV основано на совпадении линий или точек, его используют при центровке труб на сборочных кондукторах, которые изготовляют из труб или швеллеров. Сборку стыков при выполнении условия I особенно широко применяют при поворотной сварке стыков магистральных трубопроводов.

Согласно [6], в трассовых условиях при центровке стыков для РДС труб диаметром до 539 мм могут применяться как наружные, так и внутренние центраторы, для труб диаметром 539 мм и более может применяться только внутренний центратор. Сборка стыка с помощью наружного центратора для труб диаметром более 539 мм допускается только в том случае, если применение внутреннего невозможно (например, при сварке захлестного стыка). При сборке стыков на наружных центраторах количество прихваток, равномерно распределенных по периметру стыка, и их длина зависят от диаметра трубы и должны соответствовать данным, приведенным в таблице 15. Режим сварки прихваток – как для корневого слоя шва.

Таблица 15

Количество прихваток и их длина при сборке стыка на наружном центраторе

При сборке стыков труб с одинаковой нормативной толщиной стенки должны соблюдаться следующие требования:

1) внутреннее смещение внутренних кромок бесшовных труб не должно превышать 2 мм. Допускаются на длине не более 100 мм местные внутренние смещения кромок труб, не превышающие 3 мм. Величина наружного смещения в этом случае не нормируется, однако должен быть обеспечен плавный переход поверхности шва к основному металлу в соответствии с технологической картой. Оценку величины смещения внутренних кромок следует проверять непосредственным измерением с использованием шаблонов марки УПС-4;

2) смещение кромок электросварных труб не должно превышать 20% нормативной толщины стенки, но не более 3 мм. Измерение величины смещения кромок допускается проводить по наружным поверхностям труб сварочным шаблоном. Для труб с нормативной толщиной стенки до 10 мм допускается смещение кромок до 40% нормативной толщины стенки, но не более 2 мм.

Непосредственное соединение на трассе разнотолщинных труб одного и того же диаметра или труб с деталями (этот вид работ относится к специальным сварочным работам) – тройниками, переходами, днищами, отводами – допускается при следующих условиях:

1) если разность толщин стенок стыкуемых труб или труб с деталями (максимальная из которых 12 мм и менее) не превышает 2,5 мм;

2) если разность толщин стенок стыкуемых труб или труб с деталями (максимальная из которых более 12 мм) не превышает 3 мм.

2.4.3 Предварительный подогрев

После окончания сборки стыка необходимо, если это предусмотрено проектом, провести предварительный подогрев. Он является важнейшей технологической операцией, позволяющей регулировать сварочный цикл при сварке. Структура, а значит, и свойства сварного соединения в значительной мере определяются скоростью охлаждения металла в диапазоне температур 800–500ºС. При охлаждении металла шва и зоны термического влияния с высокой скоростью появляется опасность образования закалочных структур, обладающих повышенной хрупкостью, а следовательно, склонностью к трещинообразованию. Особенно это относится к низколегированным сталям с эквивалентом углерода 0,45 и более (химический эквивалент углерода вычисляется по формуле:

С_э = C +

где C, Mn, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Ni, Cu, B – содержание соответствующих элементов в % от массы в составе трубной стали).Эти стали весьма чувствительны к действию термического цикла, к надрезам и ударным нагрузкам; ЗТВ при сварке этих сталей склонна к повышенной хрупкости. Наиболее ярко эти явления наблюдаются при РДС, когда значение погонной энергии q /v мало, из-за чего скорость охлаждения велика. При заданной толщине стенки регулировать скорость охлаждения околошовной зоны можно, изменяя начальную температуру металла предварительным подогревом. Особенно это важно при сварке целлюлозными электродами, когда скорость охлаждения корневого слоя максимальна по сравнению со скоростью охлаждения других слоев шва, уменьшена погонная энергия сварки и увеличена склонность к образованию трещин вследствие наводораживания металла шва. Предварительный подогрев уменьшает скорость охлаждения металла шва и околошовной зоны и не только способствует образованию равновесных структур в этой зоне, но и создает благоприятные условия для активизации диффузии водорода. Необходимость и температура предварительного подогрева выбираются в соответствии с табл.6,7 [5] (требования этих таблиц не распространяются на термоупрочненные стали). При сварке корневого слоя шва термически упрочненных труб с нормативным пределом прочности 637 МПа (65 кгс/мм²) электродами с целлюлозным видом покрытия независимо от температуры окружающего воздуха необходим предварительный подогрев стыка до температуры не ниже +100°С, но не выше +200°С; при сварке корневого слоя шва электродами с основным видом покрытия при температуре окружающего воздуха +5°С и ниже температура кромок труб стыка непосредственно перед сваркой должна быть не ниже +50°С, но не более +200°С

Таблица 16

Температура предварительного подогрева при сварке корневого слоя шва электродами с целлюлозным видом покрытия

Таблица 17

Температура предварительного подогрева при сварке корневого слоя шва электродами с основным видом покрытия

В таблицах 16 и 17 приняты обозначения:

- подогрев не требуется