Деформирование металла при высоких температурах сварки

В условиях сварки в свариваемом изделии появляется большой температурный градиент. Вследствие этого соседние участки сварного шва и основного металла оказываются нагретыми до высоких температур, а их охлаждение происходит с различной скоростью. Это приводит к затрудненному расширению нагревающегося металла и сокращению (усадке) его при охлаждении и в связи с этим возникновению соответствующих деформаций и напряжений. Термическое расширение определяется упрощенной формулой

∆l₀ = l₀α_cp∆T

где l₀ – начальный линейный размер, ∆T – разность между конечной Т_к и начальной Т₀температурой, ⁰С; α_cp – среднее значение температурного коэффициента расширения металла в рассматриваемом интервале температур, 1/⁰С.

Представим изменение размеров круглого стержня диаметром d, прикрепленного одним концом к стенке и нагретого на длине l₀ от температуры Т₀ до Т_к (рис. 5.4). Величина его свободного удлинения ∆l₀ определится вышеприведенной формулой. Аналогично диаметр в этом объеме возрастет до d + ∆d. Если убрать источник нагрева, то произойдет сокращение длины и диаметра до начальных размеров.

Предположим, что перед нагревом стержень зажали между двумя абсолютно недеформируемыми стенками. В связи с невозможностью удлинения в стержне появятся сжимающие напряжения, увеличивающиеся по мере возрастания температуры в участке l₀. До определенной температуры эти напряжения будут упругими и равными

σ = (∆l/l₀)E или σ = αE∆T,

где ∆l/l₀ – относительная деформация, Е – модуль упругости металла, кг/см².

Рис. 5.4. Температурная деформация стержня.

Этот рост напряжений сжатия показан на рис. 5.4 прямой 1 (кривые 2 и 2^! показывают изменение предела текучести растяжения и сжатия стали в зависимости от температуры). Можно подсчитать температуру Т₁, при которой для низкоуглеродистой стали напряжения достигнут значения предела текучести (точка А):

σ_T = αE∆T = 12*10^-6*2*10⁶T,

так как σ_Т = 2400 кгс/см², то ∆Т = 2400/(12*10^-6*2*10⁶) ≈ 100⁰С, т.е. такой небольшой нагрев при абсолютно жестком закреплении приведет к появлению текучести металла и d + ∆d^! будет больше чем d + ∆d в предыдущем случае. Если, например, нагреть стержень до Т_к = Т₂, то произойдет пластическая деформация сокращения (эта деформация характеризуется на рис. г участком АБ на кривой 2^!). Если прекратить нагрев, то при охлаждении сначала снижаются напряжения сжатия согласно прямой 3 (с таким, как и у прямой 1 угловым коэффициентом αЕ), а после их снижения до нуля начнется сокращение длины стержня до точки В. В результате стержень укоротится на величину (∆l/l₀)_T2, отмеченную на оси деформаций.

Если стержень жестко связать со стенками, то после спада напряжений сжатия до нуля дальнейшее охлаждение вызовет в нем напряжения растяжения, достигающие к полному охлаждению значения ОВ в масштабе напряжений.

Аналогично, для Т_к = Т₃. Только в этом случае при нагреве деформации сокращения произойдут в большей степени (от А до Г). При охлаждении без закрепления соответственно будет большая остаточная деформация сокращения (∆l/l₀)_T3 = OE. В случае закрепления стержня от сокращения в процессе охлаждения от Т₃ сначала уменьшатся напряжения сжатия, а затем в стержне начнут расти напряжения растяжения по прямой 4 до точки Д. Достигнув значения предела текучести при растяжении (точки Д), в стержне появятся пластические деформации растяжения (проходящие по линии ДЖ). После достижения температуры Т₀ конечные напряжения в стержне (если он не разрушится) равны пределу текучести при растяжении при этой температуре.

При нагреве до Т = Т_пл все происходит аналогично. При охлаждении в закрепленном состоянии, в связи с чрезвычайно малыми упругими свойствами металла в области высоких температур (кривая 2 близка к нулю), нарастающая величина αЕ∆Т по прямой 5 (с меньшим наклоном, чем у прямой 1, в связи с меньшей величиной Е) приведет сразу к пластическим деформациям растяжения (от точки Т_пл до точки И). Потом в связи с быстрым нарастанием упругих свойств металла в нем начнут расти напряжения растяжения по прямой 6 на участке ИК и затем опять будет происходить пластическое растяжение (от точки И по кривой 2 до точки Ж). Конечные напряжения опять равны пределу текучести при Т₀.

Таким образом, в металле, нагревающимся в закрепленном состоянии при повышении температуры до Т_пл, проходят значительные пластические деформации сокращения, а при последующем охлаждении – сначала пластические деформации растяжения при высоких температурах до момента возрастания упругих свойств и в области более низких температур.

По мере понижения температуры металл изменяет свое состоянии из жидкого в жидко-твердое, затем твердо-жидкое и, наконец, твердое. Пластичность (или точнее величина, обратная вязкости) жидкости весьма велика. При появлении разобщенных кристаллов твердой фазы (жидко-твердое состояние) пластичность заметно уменьшается, но остается довольно высокой. При дальнейшем снижении температуры кристаллиты срастаются, образуя общий каркас. Пластичность при этом определяется этим скелетом твердой фазы. Однако при его разрушении (разрывах) достаточное количество жидкости может заполнять эти разрывы – «залечивать» их в процессе продолжающейся кристаллизации. При уменьшении количества жидкой фазы и ее расположении в объеме двухфазного сплава в виде пленок между кристаллитами деформационная способность сильно снижается (главным образом против сдвига) и разъединенные кристаллы не залечиваются. При полном затвердевании пластичность твердого металла значительно возрастает.

Таким образом, наиболее низкую пластичность имеют металлы в твердо-жидком состоянии. Область пониженной пластичности в процессе кристаллизации вблизи реального солидуса называется температурным интервалом хрупкости (ТИХ). Величина ТИХ зависит от диаграммы состояния сплава. Увеличение скорости охлаждения приводит к снижению равновесных критических температур, причем особенно сильно снижается температура солидуса. Это приводит к расширению области твердо-жидкого состояния, к расширению ТИХ и увеличению вероятности получения разрушений (трещин) при твердо-жидком состоянии металла. Такие трещины называются кристаллизационными или горячими.

Расширяет интервал твердо-жидкого состояния и ряд примесей, имеющихся в сплавах, в частности ликвирующих. Так при наличии достаточного количества серы в сплавах на железной основе эвтектики FeS – Fe и особенно Fe – FeO – FeS значительно снижают температуру реального солидуса (примерно до 1000⁰С), что приводит к значительному интервалу ТИХ (почти в 500⁰С).

Однако достаточно значительная пластичность – деформационная способность, приобретаемая при завершении затвердевания, не всегда по мере охлаждения сохраняется высокой. Она может опять снижаться. Объяснение такому снижению пластичности при температурах несколько ниже солидуса связано с двумя гипотезами: полигонизации и миграции границ зерен. Первая гипотеза базируется на том, что в результате кристаллизации в металле образуется большое количество дефектов строения (вакансии в решетке, дислокации – несовершенства кристаллического строения). При повышенных температурах дислокации обладают высокой подвижностью и делят кристаллит на части, которые приводят к образованию вторичных границ. Эти границы снижают деформационную способность металла при повышенных температурах.

Согласно второй гипотезе в металле существует тенденция к сокращению длины границ зерен. В результате одни зерна за счет поглощения соседних вырастают. За счет миграции границ у них идет накопление несовершенств и примесных атомов, приводящих к понижению деформационной способности металла.

Наличие в закристаллизованном металле двух отличающихся твердых фаз (например, в сталях аустенита и феррита) является препятствием для появления новых границ и, поэтому нет заметного снижения пластичности по мере снижения температуры ниже солидуса. Такое снижение наблюдается для чистых металлов и однофазных твердых растворов.

Горячие как кристаллизационные, так и подсолидусные трещины носит межкристаллитный характер. Разрушение идет межзеренно, по границам зерен.

Рис. 5.5. Схематическая оценка сопротивляемости металла горячим трещинам.

Схематическая оценка сопротивляемости металла к горячим трещинам осуществляется сопоставлением его деформационной способности в области высоких температур и тех фактических деформаций, которые происходят и накапливаются в этот период охлаждения металла. Такая схема показана на рис. 5.5. Кривой 3 показано изменение пластичности в области высоких температур. Прямые 1 и 2 показывают нарастание деформаций от момента образования сплошного скелета твердой фазы. При этом прямая 1 во всем интервале температур расположена ниже кривой 3, т.е. фактическая деформация обеспечивается деформационной способностью металла. Прямая 2 пересекает кривую 3 и в заштрихованной области деформации превышают деформационную способность металла вблизи температуры солидус. Здесь могут появиться трещины.

Способность образовывать швы без горячих называют технологической прочностью металлов при сварке.

В общем случае фактические деформации ∆_ф металла в ТИХ при сварке зависят не только от температурного коэффициента линейного расширения α, но и от жесткости свариваемого изделия, а также режима сварки. Режим сварки, определяющий температурное поле в свариваемом изделии, может привести к тому, что нерасплавленный металл, расположенный вне ванны, будет менять знак дополнительной деформации металла кристаллизующейся ванны (сжатия или растяжения) в различные моменты времени после прохождения рассматриваемого сечения сварочным источником тепла. Мягкие режимы сварки (с малой скоростью, при предварительном подогреве и пр.) являются более благоприятными.

При изменении условий деформирования по мере снижения температуры с момента возникновения жесткого каркаса кристаллитов возможно два основных варианта сопоставления свободной тепловой деформации ∆_Т и фактической ∆_Ф, которые схематически показаны на рис.5.6, а -- ∆_Т < ∆_Ф; б -- ∆_Т> ∆_Ф.

Рис. 5.6. Сопоставление свободных тепловых и фактических деформаций.

Одним из наиболее надежных способов исключения горячих трещин в металле швов является выбор материалов с повышенной стойкостью против таких разрушений. Это достигается либо повышением деформационной способности металла в области ТИХ, либо обеспечением «залечивания» их при достаточном количестве подвижной жидкой фазы. Второй способ применим далеко не всегда, так как такой сплав может обладать свойствами, недопустимыми с точки зрения эксплуатационных требований к конструкции. Например, при высоком содержании серы в стали можно исключить кристаллизационные трещины, но механические свойства таких швов окажутся весьма низкими.

Обычно либо снижают концентрацию вредных примесей, создающих легкоплавкие эвтектики, либо связывают их в тугоплавкие прочные соединения, уменьшая тем самым количество эвтектики.

К образованию горячих трещин склонны однофазные сплавы, например аустенитные стали и никелевые сплавы. Значительно повышается их сопротивляемость образованию горячих трещин в случае наличия в металле второй фазы (обычно феррита, иногда карбидов). Ферритная фаза измельчает структуру, лучше растворяет вредные примеси, дополнительно скрепляет аустенитные зерна.

Как технологический прием для борьбы с горячими трещинами применяют предварительный подогрев (для низко- и среднелегированных сталей), сварку на жестких режимах (для аустенитных сталей), а также выбирают режимы, обеспечивающие благоприятную форму шва. Так, швы с глубоким проплавлением при малой ширине более склонны к горячим трещинам.