талла и шва, соотношения компонент сварочных напряжений и некоторых других обстоятельств. В практике холодные тре щины в соответствии с геометрическими признаками и харак тером излома получили определенные названия: «откол» — про дольные в ЗТВ, «отрыв» — продольные в зоне сплавления со стороны шва (аустенитного), «частокол» — поперечные в ЗТВ и др. (рис. 6.10). Наиболее частыми являются XT вида «откол».
Образование XT начинается с возникновения очага разру шения, как правило, на границах аустенитных зерен на околошовном участке ЗТВ, примыкающих к линии сплавления (рис. 6.11). Протяженность очагов трещин составляет несколько
рис. 6.10. В11Д холодных трещин в сварных |
Рис. 6.11. Межкристаллитный харак- |
||
соединениях легированных |
сталей: |
тер разрушения на участке очага хо- |
|
/ — «откол»; |
2 — «частокол»; |
3 —«отрыв» |
лодной трещины (А) и смешанный на |
|
4 — продольные в шве |
|
участке ее развития (В) |
диаметров аустенитных зерен. При этом разрушение не сопро вождается заметной пластической деформацией и наблюдается как практически хрупкое. Это позволяет отнести XT к меж кристаллическому хрупкому разрушению. Дальнейшее разви тие очага в микро- и макротрещину может носить смешанный или внутризеренный характер.
Отмеченные выше закономерности послужили основанием для формулирования предположительных механизмов разру шения при образовании очагов XT. Эти механизмы в разных вариантах включают два основных процесса: низкотемператур ную ползучесть [8, 10] и диффузионное перераспределение во дорода. /
Низкотемпературная ползучестьУ реализуется путем разви тия микроплабтической деформации (МПД) в приграничных зонах зерен [8]. МПД обусловлено наличием в структуре све жезакаленной стали незакрепленных, способных к скольжению Краевых дислокаций при действии сравнительно невысоких на пряжений. Особенно высока плотность дислокаций в мартен сите непосредственно после воздействия термического цикла. Величина МПД лежит в диапазоне 10_6—10-4 и проявляется при напряжениях выше предела неупругости стл (или микроско-
пического предела текучести) (рис. 6.12). МПД является тер мически активируемым процессом, т. е. ее Скорость зависит от температуры и величины приложенных напряжений. После «от дыха» способность закаленной стали к МПД исчезает. Конеч ные высокая твердость и предел текучести закаленной стали — результат старения, при котором происходит Закрепление дис локаций атомами углерода. Особенности развития МПД до статочно хорошо объясняют приведенные выше закономерно сти замедленного разрушения.
При длительном нагружении по границам зерен развива ется локальная МПД. В результате последней реализуется
7
Рис. 6.12. Характер деформирования све- |
Рис. 6.13. Схема Зингера—Стро образова |
||
жезакаленной |
стали; |
ад — микроскопиче- |
ния трещин при проскальзывании по гра |
ский |
предел |
текучести [8] |
ницам зерен |
межкристаллическое разрушение по схеме Зинера—Стро, пред полагающей относительное проскальзывание и поворот зерен по границам (рис. 6.13).
Действие диффузионного водорода при образовании XT наиболее соответствует одному из механизмов обратимой во дородной хрупкости [8]. Ее особенность заключается в том, что в условиях медленного нагружения источники водородной хрупкости образуются вследствие диффузионного перераспре деления водорода и исчезают через некоторое время после сня тия нагрузки. Разновидностью обратимой хрупкости является водородная статическая усталость, которая проявляется при длительном действии постоянных напряжений, превышающих некоторую критическую величину. Для описания процесса раз рушения используются различные механизмы: молекулярного давления, адсорбционный, максимальных трехосных напряже ний и др. При этом важная роль отводится взаимодействию водорода с дислокациями.
Основными |
факторами, обусловливающими образование |
|
XT, являются: |
|
|
1) |
структурное состояние металла сварного соединения, ха |
|
рактеризуемое |
наличием составляющих мартенситного и бей- |
|
нитного типа (5Д, размером действительного аустенитного
зерна (d3);
2) концентрация диффузионного водорода в зоне зарожде
ния очага трещины (Нд) 5
3) уровень растягивающих сварочных напряжений I рода
(<Тсв).
Критической структурно-водородное и напряженное состоя ние в ЗТВ, обусловливающее образование XT, может быть опи
сано регрессионными уравнениями, полученными статистиче ской обработкой результатов испытаний на замедленное раз рушение (см. стр. 190) [11, 12]. Критериями критического со стояния служат критические значения одного из факторов тре-
щинообразования |
(SKP, Яд.кР, Ор.кР) при учете действующих |
||||
значений |
других |
факторов. Уравнения |
5КР, ЯД.КР, ар.кр пред |
||
ставляют |
собой |
семейство |
поверхностей |
в координатах 5 Д, Яд, |
|
С при ( Т с в / с г о . 2 = |
const (рис. |
6.14). Пространству ниже этих по |
|||
верхностей с определенной вероятностью соответствует отсут
ствие XT в ЗТВ |
сварного соединения, выше — их образование. |
|
Образование |
XT возможно |
также при сварке некоторых а |
и а+Р титановых сплавов [9]. |
Механизм и причины образова |
|
ния трещин в титановых сплавах менее исследованы, чем для случая сварки легированных сталей. Установлено, что они имеют характер замедленного разрушения. При этом период до разрушения значительно больше, чем у сталей, и может до стигать несколько десятков суток. Образование трещин свя зано с метастабильным состоянием металла шва и зоны тер мического влияния после сварки, обусловливающим их пони женную пластичность.
Склонность технического титана и малолегированных а-сплавов к XT связывают с интенсивным ростом зерна при сварке и насыщением газами (Н2, 0 2, N2) свыше допустимой концентрации. Водород, имеющий пониженную растворимость в a-фазе (до 0,001 %), способен образовывать хрупкий гидрид титана. Последний образуется со значительным положитель ным объемным эффектом (15,5%) и наряду с охрупчиванием металла может привести к повышению уровня микронапряже ний 2-го рода. Водород также способен адсорбироваться на границах зерен, снижая их когезионную прочность. Отмечено, что действие водорода усиливается при одновременном насы щении металла сварного соединения кислородом и азотом. За медленный характер разрушения, по-видимому, объясняется диффузионным перераспределением водорода и релаксацион ными процессами в зонах локального действия пиков микро напряжений, в том числе и по границам зерен.
Склонность к XT наблюдается у а + р-сплавов титана, леги рованных главным образом эвтектоиднообразующими р-стаби- лизирующими элементами (Fe, Сг, Мп и др.). Образование трещин связывают с выделением в процессе фазовых превра щений хрупких фаз. В процессе охлаждения после сварки при
распаде |
p-фазы |
возможно |
образование |
метастабильных а', |
Р(ост) и |
хрупкой |
©-фаз, а |
также хрупких |
интерметаллидных |
соединений. Образование интерметаллидов возможно при пе реходе метастабильных фаз со временем в стабильное состоя ние. Выделение to-фазы и интерметаллидов на границах зерен ведет к снижению пластичности и повышению склонности к об разованию XT.
Рост зерна в указанных сплавах ограничен в связи с отно сительно высокой концентрацией легирующих элементов. Охрупчивающее действие водорода проявляется в меньшей степени у этих сплавов по сравнению с а-сплавами, поскольку растворимость водорода в p-фазе на несколько порядков больше, чем в a-фазе. Замедленный характер разрушения, повидимому, объясняется развитием во времени превращений в метастабильных фазах и релаксационными процессами в зо нах действия межфазных напряжений на границах зерен.
Склонность к XT наблюдается при сварке некоторых высо колегированных термоупрочняемых алюминиевых сплавов си
стем Al—Mn—Zn и A1-:Zn—M&—1Си [1]. Природа и механизм образования Трещин еще недостаточно исследованы. Их воз никновение связывай с выделением хрупких интерметаллид-
ных фаз в процесе ст^Рения ПРИ охлажДении ПРИ сварке и в послесварочный период- В РезУльтате дисперсионного твердения имеет место оТноситеДьное упрочнение тела зерна по отноше нию к приграничным зонам. В процессе релаксаций сварочных напряжений нроисхоДит локальное накопление пластических деформаций на гранйцах зеРених перенапряжение и замед ленное разрушение.
6.4.2. Способы и КритеРии °Ченки склонности к XT
Способы оценки склойности к трещинам можно классифициро
вать по следующим осН°вным признакам: |
|
||
1) |
характеру |
процедуры оценки — на косвенные и прямые; |
|
2) |
характеру |
показателей склонности — на |
качественные, |
полуколичеетвенные Иколичественные; |
склонности — |
||
3) |
характеру |
использования показателей |
|
сравнительные и приклаДныеКосвенные способы позволяют получать оценку склонности
к трещинам расчетным путем без непосредственного испыта
ния материалов.
Прямые способы предусматривают сварку технологических проб, специализированные испытания сварных соединений или образующих его материалов в условиях, имитирующих сва
рочные.
Критерии оценки или показатели склонности к трещинам, как правило, выражаются через характеристики одного или совокупности изменяющихся факторов, обусловливающих об разование трещин. Качественные критерии не имеют количест венного выражения и по существу имеют смысл «материалы склонные» или «несклонные» к трещинам. Количественные критерии имеют численное выражение, связанное с изменением одного из факторов, контролирующих процесс образования трещин, и однозначно оценивают склонность (стойкость или сопротивляемость) к трещинам. Если при определении показа телей склонности к трещинам одновременно изменяются не сколько активных факторов, а критерий оценки является чис ловой характреистикой одного из них, то есть следует считать полуколичественным.
Способы оценки, критерии которых могут быть использо ваны только для сопоставления материалов или технологиче ских вариантов сварки по их склонности к трещинам, относят к сравнительным. Количественные критерии, которые могут быть использованы для оценки стойкости сварных соединений конструкций против трещин, относят к прикладным.