CC BY
25
УДК 539.4
DOI: 10.24412/2071-6168-2022-8-435-444
ВЛИЯНИЕ ВНУТРЕННИХ И ВНЕШНИХ ФАКТОРОВ НА ПРОЦЕСС ВОДОРОДНОГО РАСТРЕСКИВАНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ
(ОБЗОР)
С.Н. Кутепов, А.А. Калинин
В статье рассмотрено влияние внутренних и внешних (микроструктура, остаточные и приложенные растягивающие напряжения, параметры процесса сварки) факторов на водородное растрескивание сварных соединений высокопрочных низколегированных сталей. Показано, что для зарождения процесса водородного растрескивания необходимо комплексное воздействие трех основных факторов: критической концентрации водорода, микроструктуры, чувствительной к растрескиванию и уровня растягивающих напряжений (приложенных или остаточных). Выявлено, что влияние микроструктурных факторов оказывает различное влияние на характер водородного растрескивания в зоне термического влияния и металле сварного шва. В первом случае процесс растрескивания контролируется твердостью зоны термического влияния, и, следовательно, прокаливаемостью металла, поэтому для контроля процесса водородного растрескивания возможно использовать такой параметр как углеродный эквивалент. Во втором случае использование углеродного эквивалента не представляется возможным, поскольку растрескивание металла сварного шва, помимо твердости зависит от таких факторов как наличие проэвтектоидного зернограничного феррита, количества неметаллических включений и других структурных дефектов, которые не учитываются в формулах для определения углеродного эквивалента.
Ключевые слова: водородное растрескивание, зона термического влияния, металл сварного шва, термический цикл сварки, диффузионно-подвижный водород, остаточный водород.
Высокопрочные низколегированные стали (ВНЛС) очень широко используются в строительных сварных металлоконструкциях. Основным преимуществом указанных сталей является хорошее сочетание прочности и ударной вязкости, а также их свариваемость. Однако, при сварке ВНЛС, в процессе охлаждения сварного шва до температуры ниже 150...100 °С может существовать риск возникновения в зоне сварного соединения объемных дефектов кристаллического строения - холодных трещин [1, 2].
Экспериментально установлено, что одним из факторов, способствующих образованию таких холодных трещин, может быть окклюзия водорода, в атмосфере плазмы дуги в затвердевающем металле сварного шва, из которого диффузионный водород может диффундировать в различные области сварного шва, после охлаждения [2].
Водородное растрескивание (ВР) обычно имеет замедленный характер, т. е. трещины могут возникнуть через несколько дней после завершения процесса сварки. Как правило, ВР происходит либо в исходной стали в околошовной зоне (зоне термического влияния), либо в металле сварного шва [3].
Для углеродисто-марганцевых и высокопрочных низколегированных сталей растрескивание в зоне термического влияния (ЗТВ) может являться основной формой хрупкого разрушения, вызванного водородом. На практике это охватывает стали с пределом текучести от 350 до 600 МПа. Наиболее часто растрескивание в ЗТВ, проявляется в виде растрескивания в корне сварного шва, так как на данном участке сварного соединения имеет место наибольшая концентрация локальных (пиковых) напряжений [2, 4].
Для сверхпрочных сталей с пределом текучести более 600 МПа, ВР металла сварного шва является преобладающей формой растрескивания, которое обычно происходит либо поперечно, либо продольно к направлению сварки [5-9].
Водородное растрескивание при сварке ВНЛС (в частности, ферритных) объясняется рядом внутренних и внешних факторов, основными из которых являются [10]: 1) чувствительность к растрескиванию закаленной микроструктуры, содержащей мартенсит или продукты бейнитного превращения; 2) достаточно высокая концентрация водорода в сварном шве, обычно выраженная через исходное содержание диффундирующего водорода в сварном шве, Hd или H0; 3) высокий уровень трехосных остаточных растягивающих напряжений в
435
сварном шве, часто принимаемый эквивалентным фактическому пределу текучести металла сварного шва Яе; 4) толщина свариваемых деталей и геометрические параметры сварного соединения; 5) параметры процесса сварки, к которым относятся температура сварки и длительность сварочного цикла, температура начала мартенситного превращения, применение дополнительного подогрева свариваемых деталей.
Рассмотрим, как влияют содержание водорода, микроструктура и растягивающие напряжения на чувствительность сварных соединений ВНЛС к ВР.
Результаты и их обсуждение
1. Достаточно высокая концентрация водорода. Водород может быть введен в сталь несколькими способами. При сварке, он может существовать в атмосфере дуги, чтобы раствориться в расплавленной стали и удерживается при ее охлаждении; он может проникнуть в металл, когда сталь находится при высокой температуре в атмосфере водорода; при низкой температуре он может быть введен путем электролитического или химического взаимодействия (например, действием кислот во время декапирования) или действием сероводорода; или при очень высоком давлении, при комнатной температуре [11].
Абсорбция водорода в процессе сварки происходит, когда металл находится в жидком состоянии. В большинстве случаев этот абсорбированный водород становится перенасыщенным сразу после затвердевания. В металл сварного шва водород может проникнуть, как правило, из нескольких источников [11]: распада воды (вода может абсорбироваться на покрытии электродов, флюсов) и органических материалов, таких как целлюлоза в покрытиях электродов; от влаги, накопленной в исходном материале; наличие масла, жира, грязи, краски и т. п. на поверхностях и прилегающих к подготавливаемому сварному шву может стать причиной для выделения водорода в атмосфере дуги. При дуговой сварке под флюсом, флюсы обычно имеют более низкий потенциал, чем водород в основных электродах с покрытием, но флюсы производят гораздо большее количество водорода в сварном шве, на эквивалентном уровне влажности, чем основные электроды. Поэтому наличие влаги является чрезвычайно критическим; причина, заключается в том, что, в отличие от электродов, легко абсорбированная вода не удаляется, а остается в непосредственной близости от шва, чтобы впоследствии диссоциировать в дуге.
Когда сварной шов остывает, большая часть водорода, поглощенного сварочной ванной, выходит из затвердевшего буртика путем диффузии. В общем случае перераспределение водорода при охлаждении сварного шва зависит от истории тепловыделения и, следовательно, от коэффициента диффузии О(Г) для водорода, а также от напряжения, в частности, трехосного напряженного состояния вблизи надрезов и трещин [8, 12-13]. В случае поперечного ВР в металле многопроходного сварного шва роль последнего фактора становится несколько сложной, поскольку в металле сварного шва нет искусственных зазоров или скошенных граней, которые могли бы выступать в качестве концентраторов напряжений.
В определенном температурном диапазоне (200-300 °С) во время охлаждения часть водорода в стальных сварных швах теряет способность двигаться диффузией. Эта часть называется «остаточным водородом» в отличие от «диффундирующего водорода» (Н0) [14]. Образование остаточного водорода можно объяснить постоянным захватом водорода необратимыми ловушками [10, 15, 16]. Именно диффузионно-подвижный водород (ДПВ) является преобладающим фактором при ВР сварных швов [14]. Это объясняется тем, что напряжения, вызванные диффузией водорода, играют важную роль при зарождении водородных холодных трещин [14], а также наблюдении, что использование предварительного нагрева свариваемых деталей до температур 100...150 °С эффективно в снижении риска ВР [3].
Влияние предварительного нагрева свариваемых деталей на снижение чувствительности сварных соединений к ВР было подтверждено в работах [3, 8, 7, 18-21]. Поскольку при непрерывном охлаждении сварных швов происходит удаление части ДПВ в связи с удалением диффундирующего водорода из сварного шва при непрерывном охлаждении, это не начальное содержание диффундирующего водорода Н0 в соответствии с [22], но остаточное содержание диффундирующего водорода при холодном растрескивании, Няю0, которое определяет риск растрескивания с точки зрения водородного фактора [6-8, 19]. Следовательно, остаточное содержание в сварном шве диффундировавшего водородом Щ100, которое отвечает за ВР в сварных швах, всегда будет ниже, чем исходный диффундировавший водород Н0, поглощаемый сварочной ванной.
Связь между Ню00 и Н0 существенно зависит от термического цикла сварки и коэффициента диффузии водорода О(Г). Общее описание отношения Ниш/Н может быть задано с использованием двух альтернативных выражений [18, 21]:
(H WHo) = e( - AxIDAt ); (1)
(H*ioo/Ho) = e(-Po XT), (2)
где Hrioo - это остаточное содержание диффузионного водорода в сварном шве при ioo °С, Ho -исходное содержание водорода в сварном шве; EDAt (или т) - тепловой фактор, т. е. интегрированный тепловой фактор диффузии водорода в ферритной стали, а А и Po - зависимые от материала и геометрии константы соответственно.
Из представленных зависимостей следует, что отношение HRioo/Ho экспоненциально уменьшается по мере увеличения температуры нагрева сварного шва, то есть время охлаждения сварного шва увеличивается. Измерения HRioo, связанные с графиками отношения Hrioo/Ho к коэффициенту тепловой диффузии EDAt, показали [io, 23], что наклон кривой изменяется с прочностью металла сварного шва. Это было связано с различиями в скорости диффузии водорода при изменении состава металла сварного шва. Следовательно, значения для константы А были получены [23] как 41, 46, 69 и 83 для сварных швов Rm = 18oo; 13oo; 8oo и 6oo МПа соответственно. Для основных электродов было предложено общее значение А = 7o [18, 21].
Для уравнений (1 и 2), полный термический цикл сварного шва выражается в терминах интегрального теплового коэффициента диффузии водорода EDAt или т. EDAt включает коэффициент диффузии водорода D при определенной температуре и временном интервале At, к которому применяется значение D.
Теоретически, EDAt следует определять путем интегрирования по полной истории термического цикла сварки, т. е. от Tm до Ti. В теоретической форме EDAt можно записать в виде [12, 13, 24]:
IDAt = т = { D(t )dt ; (3)
IDAt = ID(0 j )At = J D(0)(dt / d0)d (0). (4)
Чтобы избежать сложной и утомительной интеграции временных приращений и при условии, что достаточно рассмотреть условия растрескивания при постоянной температуре, то есть при 1oo °С, описание диффузии водорода по истории термического цикла сварки от Tm до Ti можно упростить. Таким образом, EDAt может быть выражен с использованием приближенного теплового коэффициента диффузии водорода, EDAt(1oo), который был показан в [8, 18, 19, 24] для приближения уравнений (3 и 4).
Преимущество этого простого «инженерного» фактора заключается в том, что для его численного определения необходим только один параметр, а именно время охлаждения шва t. Охлаждение в низкотемпературном режиме становится важным для HR1oo, потому что, несмотря на уменьшение значений D, время, необходимое для удаления водорода, значительно увеличивается. Это, в свою очередь, является прямым следствием затухающей экспоненциальной формы кривой охлаждения после сварки.
Использование EDAt(1oo) вместо теоретического EDAt, интегрированного по полной истории термического цикла сварки - это возможность вычислить коэффициент EDAt(1oo) непосредственно из зарегистрированной тепловой истории термического цикла сварки с использованием, например, t1oo. Для этого были предложены три альтернативные эмпирические формулы [8, 18, 24, 21, 25] (и проверены) для расчета оценок EDAt(1oo) на основе данных об охлаждении шва:
IDAt(1 oo) = (4,2t2oo + 2,73t^o - 13) x 1o-5; (5)
IDAt(1oo) = 6,87 x 1o-4 x e[°,412(logt1oo)2^Д^шХ] ; (6)
EDAtaoo) = t(Tr = 1oo°C) = (o,76t1oo + 6,3t2oo) x 1o-5 . (7)
где t2oo, t15o и t1oo - соответствующее время охлаждения сварного шва от максимальной температуры до 2oo, 15o и 1oo °С, соответственно.
Методика, основанная на определении концентрации водорода по показателю Hr1oo, нашла широкое применение для однопроходных сварных швов, однако при попытках ее применения для многопроходных сварных швов она не позволяет получать корректные результаты поскольку из-за повторяющихся (последовательно) термических циклов часть уже затвердевшего металла сварного шва повторно расплавляется. Это повторное плавление металла шва в сочетании с тепловым эффектом, повышающим температуру тех частей металла шва, которые остаются в твердом состоянии, заставляет часть диффундировавшего в затвердевший метал
сварного шва водорода, снова активироваться [6, 7, 12, 13, 24]. Полученные в работах [6, 7, 12, 13, 24] данные, позволяют предположить, что часть термодинамически стабилизированного остаточного водорода, находящегося в связанном состоянии в водородных ловушках, вследствие высоких температур может преодолевать энергетические барьеры необходимые для активации, и, следовательно, может превращаться в ДПВ.
В работах [6, 7, 12, 13, 24, 26] показано, что в многопроходных сварных швах критическая локальная концентрация водорода Нитах регулируется диффузией водорода и его накоплением на протяжении всего термического цикла сварки (образования многопроходного шва). Таким образом, критическая локальная концентрация водорода на заполненных участках, где обычно обнаруживаются трещины, может отличаться не только от исходного количества диффундирующего водорода Н0 в соответствии с [22], но также от оставшегося количества диффундировавшего водорода Ню00тах в соответствии с уравнениями (1 и 2) и характеристикой однопроходных сварных швов. Результаты, полученные в [26] показывают, что в многопроходных сварных швах Нитах достигает своего максимального значения на высоте 0,75-0,90 толщины пластины (от днища пластины), независимо от фактической толщины пластины.
Это согласуется с выводами о том, что плотность трещин увеличивается с концентрацией водорода и в сторону заполняющих слоев [26, 27], а также с наблюдением, что большинство поперечных водородных трещин имеют тенденцию располагаться преимущественно под поверхностью сварного шва под вторым или третьим слоем буртика [6, 7 , 28, 29, 30, 12, 13, 24]. Поскольку это местоположение также совпадает с пиковым значением продольного остаточного напряжения сварного шва в направлении толщины сварного шва [30], было сделано заключение, что поперечное растрескивание в многопроходных металлах сварного шва фактически является результатом критической комбинации высокой концентрации локального водорода и пиковых продольных растягивающих напряжений при сварке [5-7, 24, 30]. Непрерывное накопление водорода, вызванное повторяющимся термическим циклом сварки и перекрытием сварного шва, определяет локальную (конечную) концентрацию водорода Нитах [6, 7, 12, 13], которая является преобладающим водородным фактором при водородном холодном растрескивании многопроходных сварных швов. В работах [12, 13, 24, 28, 30, 31] было показано, что в дополнение к исходному содержанию водорода Н0 локальная конечная концентрация водорода Нитах в многопроходных сварных швах зависит от полного термического цикла сварки, размера буртика и перекрытия сварного шва. Как следствие, связь между Ништах и Н0, которая характеризует удаление водорода в однопроходных сварных швах и подчиняется уравнениям (1 и 2), больше не преобладает для условий многопроходной сварки.
Кроме того, было высказано предположение [10] о том, что разница в начальной температуре мартенситного превращения Ms между металлом сварного шва и исходной сталью в ЗТВ влияет на окончательное распределение водорода при сварке. Это, в свою очередь, влияет на концентрацию водорода и на тот факт, обнаруживаются ли трещины в металле сварного шва или в ЗТВ.
2. Чувствительность микроструктуры. Как для углеродисто-марганцевых, так и для ВНЛС, чем сложнее микроструктура, тем больше риск возникновения ВР. Более пластичные микроструктуры могут поглощать более высокие концентрации водорода, и менее склонны к растрескиванию. Микроструктура, полученная в сварном шве, зависит от скорости охлаждения, состава и прокаливаемости основного металла и металла шва и исходного размера зерна аусте-нита перед превращением. Во время сварки ЗТВ, ближайшая к границе плавления, испытывает пиковые температуры и может превращаться в аустенит. Аустенит может быть превращен в твердый мартенсит или бейнит в результате быстрого охлаждения после сварки. Кроме того, из-за достаточно высокой температуры он производит грубые зернистые структуры. Крупные зерна ЗТВ более твердые и менее пластичные, чем области, удаленные от границы плавления. Поэтому именно в ЗТВ преобладает наибольший риск растрескивания.
Прокаливаемость стали зависит от ее химического состава и лучше всего описывается углеродным эквивалентом (СЭ), который нормализует вклад всех легирующих элементов стали в уединенное значение:
^ ^ Мп Сг + Мо + V N + Си (8)
СЭ = С +-+-+----(8)
Э 6 5 15
Более высокие значения Сэ обычно обозначают более высокую прокаливаемость, что, в свою очередь, указывает на более высокую тенденцию стали к образованию твердых и чувствительных к растрескиванию микроструктур [32]. Важность углерода как наиболее важного фактора, регулирующего восприимчивость к водородному холодному растрескиванию, изуча-
лось с 1960-ых, и производители стали сокращали содержание углерода до минимально возможных уровней; прочность сталей была получена другими способами, такими как дисперсионное упрочнение и измельчение зерна. По мере того, как содержание углерода в стали уменьшается до 0,10 % или менее ВР в ЗТВ не наблюдается, и процесс сварки будет контролироваться необходимостью избежать образования водородных холодных трещин в металле сварного шва.
Для металла сварного шва ситуация более сложная, особенно при многопроходной сварке. Восприимчивость металла сварного шва к ВР, по-видимому, возрастает по мере увеличения прочности [6, 7, 9, 26, 27, 29, 33, 34], то есть доля микроструктур, обладающих большей прокаливаемостью, увеличивается. В отличие от ЗТВ нет единого мнения о какой-либо единой «критической твердости» в случае металла сварного шва, хотя в работе [35] можно найти предложения о том, что растрескивание металла сварного шва может произойти, когда его твердость превышает твердость ЗТВ. Автором работы [9] было показано, что твердость металла сварного шва не оказалась надежным показателем восприимчивости к растрескиванию металла сварного шва несмотря на то, что существуют корреляции между твердостью, прочностью и содержанием сплава по массе. Авторами работ [28, 31] показано, что ВР металла сварного шва в многопроходных сварных швах может происходить в отличных от мартенсита микроструктурах.
Авторами работ [6, 7, 9] показано, что ВР в металле многопроходного сварного шва часто сопровождается высокой степенью пластической деформации. Поэтому трещины, как правило, обнаруживаются в таких микроструктурных областях, где накапливается интенсивная пластическая деформация. Общей особенностью является наличие трещин в проэвтектоидном зернограничном феррите (ЗГФ) и на границах исходного аустенитного зерна [9]. Растрескивание обычно происходит в заполняющих слоях шва и поперечно направлению сварки, а затем распространяется либо нормально к поверхности сварного шва, либо под углом в направлении толщины шва. В последнем случае, т. е. при растрескивании образование «шевронного излома», высокое продольное растягивающее напряжение вызывает образование полос скольжения под углом 45° в направлении толщины сварного шва.
Микроструктурные исследования [9, 36, 37] позволили установить, что концентрация пластической деформации в межкристаллитном ЗГФ в сочетании с транспортировкой водорода в эти области приводит к зарождению трещины. Видимо, микротрещины часто перерастают в несколько направлений для дальнейшего слияния с образованием поперечных макротрещин [7]. Исследование ВР металла сварного шва, выполненное авторами работы [7] показали, что поперечные трещины в многопроходных сварных швах имеют тенденцию появляться в свариваемых дендритных микроструктурах, то есть в областях, которые не подвержены влиянию повторного нагрева при последующих проходах и поэтому обычно содержат проэвтекто-идный ЗГФ. Подобный тип «шевронного излома», обнаруженный в ЗГФ [9], зачастую используют для демонстрации поверхностей разрушения квазисколом, в то время как трещины в других областях сварного шва проявляют более пластичный вид разрушения. Были обнаружены как межкристаллитные, так и транскристаллитные типы ВР, причем первый обычно проходит через зернограничную ферритную фазу [9]. Микроструктурный анализ, выполненный автором работы [38] показал, что зарождение трещин в наплавленном металле явно ассоциировалось с присутствием ЗГФ в металле сварного шва, при этом внутренняя микроструктура, по-видимому, имела второстепенное значение. В другом исследовании [39] также показано, что зарождение трещин, по-видимому, происходило, из областей металла сварного шва, имеющих столбчатую структуру зерен и состоящих из границ зерен с элементами ЗГФ, в то время как более равноосные (повторно нагретые) зерна обеспечивали лучшую стойкость к ВР.
Пагубная роль зернограничной ферритной фазы подтверждается также результатами [40], демонстрирующими положительную корреляцию между объемной долей ЗГФ и восприимчивостью металла сварного шва к ВР. Результаты работы [40] покали, что чувствительность к растрескиванию многопроходных сварных швов при низком уровне содержания водорода (менее 4,5 см3/100 г металла) существенно зависит от микроструктуры металла сварного шва, в частности, от объемной доли ЗГФ. При высоком содержании водорода условия, по-видимому, меняются, так что твердость и прочность на разрыв металла сварного шва становятся все более важными в развитии процесса ВР [40].
Авторы работ [9, 41] наблюдали ВР металла сварного шва деталей из сверхвысокопрочных сталей (Яр0,2 > 690 МПа) в областях интенсивной пластической деформации. Вместо ЗГФ растрескивание появилось в изолированных местах в металле сварного шва и вдоль полос
скольжения параллельно рейкам мартенсита (М), а также вдоль полос скольжения по М-рейкам [41]. Микроанализ поверхностей трещин позволил установить, что растрескивание произошло по типу квазискола с несколькими крошечными неглубокими углублениями. На более поздних стадиях роста трещин наблюдались волнистые полосы скольжения, что также характерно для интенсивной пластической деформации и ямочного излома. По-видимому, отсутствие межкри-сталлитного растрескивания в этом случае может быть объяснено очень низким уровнем кислорода в металле сварного шва [9, 41].
Сообщалось, что помимо прочности металла сварного шва, микрофазы и структурные включения [12, 13] имеют важное значение для определения чувствительности металла сварного шва к ВР. Микрофазы и включения влияют на скорость диффузии водорода, расположение водородных ловушек и условия зарождения трещин. Поскольку морфология включений влияет на диффузию водорода и водородные ловушки, то, различные типы металлов сварного шва могут, в принципе, иметь разные реакции на растрескивание, хотя они будут иметь относительно близкую прочность и содержание водорода [28, 31, 40].
Известно [9], что химический состав металла сварного шва также влияет на уровень остаточного водорода. Это может частично объяснять более высокую восприимчивость высокопрочных свариваемых металлов к водородному холодному растрескиванию [9], особенно при многопроходной сварке.
Попытки определить влияние конкретных легирующих элементов на восприимчивость к растрескиванию металла сварного шва не очень показательны и имеются в основном для однопроходных сварных швов. Исследование авторов работы [42] влияния легирования Nb до 0,06 % показало, что содержание Nb в металле сварного шва значительно повысило восприимчивость к ВР, тогда как содержание V (0,05 %), Mo (0,2 %) и Ni (1,2 %) не оказали существенного воздействия на склонность стали к ВР, а добавление Mn оказало умеренно-благоприятное воздействие. Таким образом восприимчивость металла сварного шва к ВР не связана с твердостью по сравнению с ЗТВ, и влияние этих легирующих элементов не может быть охарактеризовано какой-либо существующей формулой углеродного эквивалента [42].
Таким образом, связь между химическим составом металла сварного шва, микроструктурой и восприимчивостью к ВР представляется менее простой, чем для ЗТВ. Это не только твердость, но и выражение для интегрированного параметра диффузии водорода - водородной зависимости, т.е. ßx + logHD, или Щ100/Н0 = f (SDAt), который был найден в [43] как зависимость процесса сварки от химического состава. В то время как в некоторых исследованиях были продемонстрированы разумные подходы, использующие стандартную формулу углеродного эквивалента CEiiw [43], другие, похоже, больше полагаются на формулу Pcm [9]. Кроме того, на твердость и микроструктуру металла сварного шва влияют также количество и характер, например, неметаллических включений, которые не учитываются в какой-либо общей формуле углеродного эквивалента.
3. Уровень растягивающих напряжений. Во время процесса сварки подвод тепла сильно локализован. Локализованное нагревание и быстрое охлаждение сварного шва вызывает тепловое расширение и сжатие, что приводит к возникновению остаточных растягивающих напряжений в сварном шве. Локальное напряжение может быть дополнено любым внешним напряжением, приложенным сразу после завершения процесса сварки [10]. Напряжение, возникающее в сварном шве, зависит от размера и геометрии сварного шва (наличие подрезов, несплавлений, непроваров в корне), предела текучести металла шва и основного металла и внешнего приложенного напряжения. Кроме того, известно, что ВР увеличивается с уменьшением скорости деформации [10]. Поскольку скорость деформации снижается на заключительных этапах охлаждения [10], восприимчивость к ВР выше на заключительных этапах охлаждения.
В работе [24] было показано, что критическая концентрация водорода HCT необходимая для возникновения ВР металла, уменьшается экспоненциально по мере увеличения продольного остаточного растягивающего напряжения сварки oresL. Эта зависимость подчиняется экспоненциальной функции общего вида [24]:
Hcr = A X 10("BXGresL), (9)
где A и B - константы.
Как следствие уравнения (9) использование металлов с более прочным сварным швом приводит к резкому уменьшению критического содержания водорода, способного вызывать растрескивание. Таким образом, увеличение риска ВР металла сварного шва с повышением их прочности является следствием (I) чувствительной к трещине микроструктуры в сочетании с
(II) чрезвычайно высоким уровняем локальных (пиковых) растягивающих напряжений. Это согласуется с предыдущими экспериментальными данными [6, 7, 29], в которых зафиксированы поперечные холодные трещины в металле сварного шва, при содержании ДПВ не менее 4 см3/100 г металла в тех случаях, когда предел текучести металла сварного шва составил около 700 МПа или более.
Заключение:
1. Показано, что из всего многообразия факторов, оказывающих влияние на процесс замедленного разрушения сварных соединений высокопрочных сталей, ведущую роль играет одновременное комплексное воздействие трех основных параметров: 1) наличие гетерофазной микроструктуры, чувствительной к растрескиванию; 2) достижение в материале критической концентрации водорода; 3) воздействие на материал растягивающих напряжений (приложенных или остаточных).
2. Выявлено, что влияние микроструктурных факторов оказывает различное влияние на характер водородного растрескивания в зоне термического влияния и металле сварного шва. В первом случает процесс растрескивания контролируется твердостью зоны термического влияния, и, следовательно, прокаливаемостью металла, поэтому для контроля процесса водородного растрескивания возможно использовать такой параметр как углеродный эквивалент. Во втором случае использование углеродного эквивалента не представляется возможным, поскольку растрескивание металла сварного шва, помимо твердости зависит от таких факторов как наличие проэвтектоидного зернограничного феррита, количества неметаллических включений и других структурных дефектов, которые не учитываются в формулах для определения углеродного эквивалента.
Список литературы
1. Шоршоров М.Х. Металловедение сварки стали и сплавов титана. М.: Изд-во Наука, 1965.336 с.
2. Диффузия водорода в сварных соединениях конструкционных сталей / Н.Н. Сергеев, А.Н. Сергеев, С.Н. Кутепов, А.Е. Гвоздев, Е.В. Агеев // Известия Юго-Западного государственного университета. 2017. Т. 21. № 6(75). С. 91-102.
3. Coe F.R. Welding steels without hydrogen cracking. The Welding Institute, Cambridge, United Kingdom, 1973. 68 p.
4. Роль пиковых напряжений в образовании холодных трещин в сварных соединениях закаливающихся сталей / Ю.А. Стеренбоген, Д.В. Васильев, Э.Л. Демченко, Д.П. Новикова // Автоматическая сварка. 2006. № 4. С. 11-20.
5. Hydrogen-induced cracking susceptibility in high-strength weld metal / N. Okuda, Y. Ogata, Y. Nishikawa, T. Aoki, A. Goto, T. Abe // Welding Journal. 1987. Vol. 66. P. 141-s-146-s.
6. Yatake T., Yurioka N. Studies of delayed cracking in steel weldments (Report 3) // Journal of the Japan Welding Society. 1981. Vol. 50 № 3. P. 291-296.
7. Suzuki H., Yurioka N. Prevention against cold cracking in welding steels // Australian Welding Journal. 1982. Vol. 27. № 1. P. 9-27.
8. Karppi, R. A Stress Field Parameter for Weld Hydrogen Cracking. VTT Publications 9. Technical Research Centre of Finland Publications 9, 1982. 119 p.
9. Graville B.A. A survey review of weld metal hydrogen cracking // Welding in the World. 1986. V. 24. № 9/10. P. 190-199.
10. Nevasamaa P. Predictive model for the prevention of weld metal hydrogen cracking in high-strength multipass welds: Ph.D. Dissertation, Department of Mechanical Engineering, University of Oulu, Finland, 2003. 254 p.
11. Bouverot R. Essais de soudabilité par implants effectués au Laboratoire de la Société Babcock. IIW-DOC. IX-759-71. Laboratoire de la Société Babcock, Atlantique, mar. 1971.
12. An analysis of microstructure, strain and stress on the hydrogen accumulation in the weld heat-affected zone / N. Yurioka, S. Ohshita, H. Nakamura, K. Asano. IIW-Doc. IX-1161-80. Nippon Steel Corporation, The International Institute of Welding, Japan, 1980. 18 p.
13. Yurioka N. A review of numerical analyses on the hydrogen diffusion in welding of steel. IIW-Doc. IX-1553-89. Nippon Steel Corporation, The International Institute of Welding, Japan, July 1989. 15 p.
14. Гайворонский А.А. Влияние диффузионного водорода на сопротивляемость замедленному разрушению сварных соединений высокоуглеродистой стали // Автоматическая сварка. 2013. № 5. С. 15-21.
15. Использование водородных ловушек для контроля процесса водородного растрескивания сварных соединений высокопрочных сталей / Н.Н. Сергеев, А.Н. Сергеев, С.Н. Куте-пов, А.Е. Гвоздев, Н.Е. Стариков, О.В. Пантюхин // Известия Тульского государственного университета. Технические науки. 2018. Вып. 4. С. 344-356.
16. Сергеев Н.Н., Кутепов С.Н. О взаимодействии водорода с дефектами кристаллической решетки в металлах и сплавах // Известия Тульского государственного университета. Технические науки. - 2017. - Вып. 4.- С. 131-141.
18. Predicting safe welding conditions with hydrogen cracking parameters / R. Karppi, J. Ruusila, M. Toyoda, K. Satoh, K. Vartiainen // Scandinavian Journal of Metallurgy. 1984. Vol. 13. P. 66-74.
19. Karppi R. Effect of weld hydrogen content and preheat temperature on the Implant fracture strength of a few heat resisting pressure vessel steels. Publication № 1/1976. Helsinki University of Technology, Laboratory of Materials Technology, Espoo 1976. 422 p.
20. Coe F.R., Chano Z. Hydrogen distribution and removal for a single bead welding during cooling - Part 3 // Welding Research International. 1975. Vol. 5. № 1. P. 66-80.
21. Terasaki T., Karppi R., Satoh K. Relationship between critical stress of HAZ cracking and residual diffusible hydrogen content // Transactions of the Japan Welding Society. 1979. Vol. 10. № 1. P. 53-57.
22. ISO/IIW 3690-1977 E «Determination of hydrogen in deposited weld metal arising from the use of covered electrodes for welding mild and low-alloy steels». International Organisation for Standardisation, 1977. 4 p.
23. Matsuda F., Nakagawa H., Shinozaki K., Tabaka S., Kihara H // Transactions of the Japan Welding Research Institute. 1981. Vol. 10. № 2. P. 183-191.
24. Yurioka N. Predictive methods for prevention and control of hydrogen assisted cold cracking. IIW-Doc. IX-1938-99. Nippon Steel Corporation, The International Institute of Welding, Japan, 1999. 16 p.
25. Satoh K., Terasaki T., Ohkuma Y. Relationship between critical stress of HAZ cracking and residual diffusible hydrogen content // Journal of the Japan Welding Society. 1979. Vol 48. № 4. P. 248-252.
26. Takahashi E., Iwai K., Horitsuji T. Relation between occurrence of transverse cracking // Journal of the Japan Welding Society. 1979. Vol 48. № 10. P. 855-872.
27. Takahashi E., Iwai K., Horitsuji T. Prevention of the transverse cracks in heavy section butt weldments of 2 1/4 Cr-1 Mo steel through low temperature postweld heat treatment. Correlation between hydrogen concentration and practical welding conditions. // Journal of the Japan Welding Society. 1979. Vol 48. № 10. P. 92-99.
28. Kinsey A.J. Weld metal hydrogen cracking during welding 450 N/mm2 yield strength steel using tubular cored electrodes. TWI Research Report (CRP) № 655/1998. The Welding Institute, UK, October 1998. 24 p.
29. Yurioka N. Test results of cold cracking in multi-pass weld metal. IIW-Doc. IX-1903-98. Nippon Steel Corporation, The International Institute of Welding, Japan,1998. 11 p.
30. Japanese Welding Association Standard WES 1105-1985. Cracking test for single-bevel groove multi-layer welds. Japanese Welding Association, Japan, 1985. 38 p.
31. Pargeter R.J. Effects of arc energy, plate thickness and preheat on C-Mn steel weld metal hydrogen cracking. TWI Research Report (CRP) № 461/1992. The Welding Institute, UK, November 1992.
32. Prediction of HAZ hardness of transformable steels / N. Yurioka, M. Okumura, T. Kasuya, H.J.U. Cotton // Metal Construction. 1987. Vol. 19. № 4. P. 217R-223R.
33. Hydrogen-induced cracking susceptibility in high-strength weld metal N. Okuda, Y. Ogata, Y. Nishikawa, T. Aoki, A. Goto, T. Abe // Welding Journal. 1987. Vol. 66. P. 141-s-146-s.
34. Lee H.W., Kang S.W., Um D.S. A study on transverse weld cracks in thick steel plate with the FCAW process // Welding Journal. 1998. Vol. 77. P. 503-s -510-s.
35. Interrante, C.G., Stout R.D. Delayed cracking in steel weldments // Welding Journal Research Supplement. 1964. № 43(4). P. 145s-160s.
36. Allen D.J., Chew B., Harris, P. The Formation of Chevron Cracks in Submerged Arc Weld Metals // Welding Journal. 1982. Vol. 61. P. 212s-221s.
37. Mota J.M.F., Apps R.L. Chevron Cracking - A New Form of Hydrogen Cracking in Steel Weld Metals // Welding Journal. 1982. Vol. 61. P. 222s-228s.
38. Watkinson. F. Hydrogen Cracking in High Strength Weld Metals // Welding Journal. 1969. Vol. 48. № 9. Res. Suppl. P. 417-s-424-s.
39. Kim H.J., Kang B.Y. Effect of Microstructural Variation on Weld Metal Cold Cracking of HSLA-100 Steel // ISIJ International. 2003. Vol. 43. № 5. P. 706-713.
40. Wildash C., Gee R., Cochrane R.C. Designing a microstructure to resist HIC in HS steels // Welding & Metal Fabrication. 2000. Vol. 68. P. 15-20.
41. Matsuda F., Nakagaura H., Matsumoto T. Comparison of weld crack susceptibility of recent aluminum alloys // Transactions of the Japan Welding Research Institute. 1981. Vol. 10. P. 81-87.
42. Lazor, R.B. and Graville, B.A. Effect of microalloying on weld cracking in low carbon steels // Canadian welder and fabricator. 1983. Vol. 74. P. 21-23.
43. McParlan, M. and Graville, B.A. Hydrogen cracking in weld metals // Welding Journal. 1976. Vol. 55. № 4. P. 95s-102s.
Кутепов Сергей Николаевич, канд. пед. наук, доцент, [email protected], Россия, Тула, Тульский государственный педагогический университет им. Л.Н. Толстого,
Калинин Антон Алексеевич, инженер, antony-ak@mail. ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет
INFLUENCE OF INTERNAL AND EXTERNAL FACTORS ON THE PROCESS OF HYDROGEN CRACKING OF WELDED JOINTS OF HIGH-STRENGTH STEELS (REVIEW)
S.N. Kutepov, A.A. Kalinin
The article considers the influence of internal and external (microstructure, residual and applied tensile stresses, welding process parameters) factors on hydrogen cracking of welded joints in high-strength low-alloy steels. It is shown that for the initiation of the process of hydrogen cracking, a complex effect of three main factors is necessary: the critical concentration of hydrogen, the microstructure sensitive to cracking, and the level of tensile stresses (applied or residual). It is revealed that the influence of microstructural factors has a different effect on the nature of hydrogen cracking in the heat-affected zone and the weld metal. In the first case, the cracking process is controlled by the hardness of the heat-affected zone, and, consequently, by the hardenability of the metal; therefore, to control the process of hydrogen cracking, it is possible to use such a parameter as the carbon equivalent. In the second case, the use of the carbon equivalent is not possible, since the cracking of the weld metal, in addition to hardness, depends on such factors as the presence of proeutectoid grain boundary ferrite, the number of non-metallic inclusions and other structural defects that are not taken into account in the formulas for determining the carbon equivalent.
Key words: hydrogen cracking, heat-affected zone, weld metal, welding thermal cycle, diffusion-mobile hydrogen, residual hydrogen.
Kutepov Sergey Nikolaevich, candidate of pedagogical science, docent, [email protected], Russia, Tula, Tula State Lev Tolstoy Pedagogical University,
Kalinin Anton Alekseevich, engineer, antony-ak@mail. ru, Russia, Tula, Tula State University
