В экспериментах использовали опытные электроды АНО-26 с фтористо-кальциевым покрытием диаметром 4 мм. Для полу­чения переменного содержания водорода в наплавленном ме­талле опытным путем регулировали режим термообработки электродов и ее количество; кроме того, в покрытии использо­вали вместо слюды синтетическую слюду — мусковит. Для

получения низкого содержания серы в металле использовали электродную проволоку марки Св-08АА (S < 0,016 %) с тща­тельно очищенной от окалины, масел, ржавчины и просушен­ной поверхностью, а также соответствующим образом готовили кромки собранных V-образных стыков. В покрытии добивались минимально допустимого содержания окислов Fe, повышая ос­новность шлака Косн = 1,2-1,3 и отношения aCaO/aFeO = 0,30­0,45, т. е. получали шлаки с высокой десульфурирующей спо­собностью. Химический состав наплавленного металла был примерно одинаков (в %): С < 0,08-0,10; 0,35-0,39 Si; 0,98­

1,14 Mn; 0,018-0,021 P; 0,037-0,042 [О]; 0,010-0,015 [N].

Сварку выполняли на стали 09Г2С следующего химического состава (в %): 0,10 С; 1,44 Mn; 0,65 Si; 0,032 S; 0,031 P; 0,0038 [О]; 0,014 [N]; 0,0021 [H].

Режим сварки: Ісв = 180 A, Ug = 23-24 В, обратная поляр­ность. Источником питания служил выпрямитель ВДУ-504.

Цель работы — исследование трещиностойкости сварных соединений в зависимости от количества растворенных в ме­талле шва серы и водорода.

Первоначально с помощью стандартной методики определя­ли значения критических растягивающих напряжений образ­цов, вырезанных из сварных швов в продольном направлении.

Результаты испытаний показаны на рис. 3.17. Видно, что критическое содержание серы S^ в наплавленном металле за­висит от количества растворенного водорода: с увеличением концентрации [Н]ост от 1,5 до 5,0 см3/100 г, величина S^

image161

Рис. 3.17. Зависимость критического растягивающего напряжения от содержания растворенной серы в металле шва.

Содержание остаточного водорода Ност, см3/100 г: 1 — 1,5; 2 — 3,0; 3 — 5,0

уменьшается от 0,015 до 0,006 %. Величина SKp соответствует критическому значению растягивающих напряжений, при ко­тором происходит зарождение и рост трещины вплоть до раз­рушения.

Обращает на себя внимание то, что порог критических на­пряжений, вызывающих зарождение и рост микротрещин, мо­жет быть максимально повышен при оптимальном сочетании низких содержаний растворенных в металле серы (не более 0,020 %) и водорода (не более 3,0 см3/100 г).

Известно, что распространение зародившейся трещины со­ответствует второй стадии макропроцесса коррозионного раз­рушения. Долговечность металлоконструкций определяется, в основном, скоростью распространения трещины, которая зави­сит от наличия в структуре неметаллических включений, в частности сульфидов и оксисульфидов, число которых зависит от количества растворенной серы.

Нами изучалась скорость распространения трещины на об­разцах размером 300x300x14 мм, которые имели односторонний вырез длиной 150 мм вдоль оси шва. Инициатором микротре­щины служил надрез длиной 3 мм с радиусом в вершине ~0,15 мм. Испытаниям подвергались три серии образцов со следующей концентрацией серы и водорода:

1 — 0,035 % S; 5,0 см3/100 г [Н]ост;

2 — 0,025 % S; 3,5 см3/100 г [Н]ост;

3 — 0,012 % S; 1,7 см3/100 г [Н]ост.

Испытание образцов на циклическое растяжение проводили на машине МУП-20 с частотой нагружения 400 циклов в 1 мин при коэффициенте асимметрии цикла r = 0,15. Нагрузка, рав­ная 55 кН, давала возможность развиваться микротрещине по длине до 70-80 мм, после чего происходил статический долом образца. Контроль распространения трещины осуществлялся визуально с помощью микроскопа и нанесенной на шлифо­вальную поверхность образца делительной сетки с шагом 1 мм. По результатам измерений построены графики зависимости скорости распространения трещины dl/dN от циклического коэффициента интенсивности напряжений ДК1 (рис. 3.18).

Из анализа данных рис. 3.18 видно, что с увеличением ко­эффициента интенсивности напряжений в вершине микро­трещины возрастает скорость распространения ее для образ­цов с содержанием серы 0,025-0,035 % и водорода 3,5­

5,0 см3/100 г, причем скорость роста трещины для образцов с содержанием 0,025 % S и 3,5 см3/100 г [Н]ост ниже, чем в об­разцах первой серии.

Подпись: Рис. 3.18. Скорость рас-пространения трещины в сварных образцах с пе-ременным содержанием растворенных серы и водорода. Содержание серы [S], %: 1 - 0,035; 2 - 0,025; 3 - 0,012; содержание остаточного водорода [Ност], см3/100 г: 1 - 5,0; 2 - 3,65; 3 - 1,7
image162

Обращает на себя внимание график для образцов с низким содержанием серы и водорода — он имеет характерную особен­ность, которая заключается в обратной зависимости между

скоростью распространения трещины и коэффициентом Кь т. е. с увеличением длины микротрещины происходит замедле­ние ее роста (см. рис. 3.18). При нагрузке 65 кН максимальная длина трещины составила 15 мм и дальнейшего ее роста не наблюдалось. После (0,9—1,4)-106 циклов нагружения образцы третьей серии разрушались в захватной части.

Таким образом, зафиксировано значительное влияние ис­ходного содержания серы и водорода на трещиностойкость сварного соединения. Полученные закономерности нашли под­тверждение и при оценке трещиностойкости сварных соедине­ний в условиях малоциклового нагружения.

Исследовали (с помощью диаграмм разрушения) кинетику локального разрушения в ЗТВ сварных соединений при мало­цикловом нагружении. Для этого из сварных соединений (основная сталь — 09Г2С) изготовляли призматические образ­цы сечением 20×12 мм и длиной 160 мм с поперечным распо­ложением сварного шва. В зоне сплавления основного металла и шва механическим способом наносили один краевой полу­круглый надрез типа Менаже глубиной 1 мм в плоскости, пер­пендикулярной к действию главного напряжения при изгибе образца.

Образцы испытывали при температуре 22 С в жестком ре­жиме нагружения изгибом при заданной начальной амплитуде деформаций Еа = 0,5 % с трапецеидальной формой цикла — в соответствии с методикой [151]. Длительность полуцикла растяжения т составляла 12 ч; продолжительность полуцикла сжатия — 10 мин.

Скорость V роста трещины определяли путем численного дифференцирования плавной зависимости

С = f(N),

где С — глубина трещины.

Полученную диаграмму в равномерных координатах V = = f( N) аппроксимировали кусочно-прямолинейными участками с различным наклоном, точки пересечения которых характери­зуют моменты увеличения или уменьшения скорости роста трещины.

Сопоставление скорости роста трещины в сварных соеди­нениях позволяет выявить материалы, наиболее стойкие про­тив развития локального разрушения в ЗТВ (рис. 3.19).

Так, для образцов с концентрацией серы 0,025 % и водорода

3,0 и 5,1 см3/100 г после 40 циклов деформирования скорость роста трещины составила 90-10-2 и 72-10-2 мм/цикл. По отно­шению к соответствующим показателям образцов серии 1 и 2

Подпись: Рис. 3.19. Скорость роста трещины в сварных образцах с переменным содержанием растворенных серы и водорода. Содержание серы [S], %: 1-3 - 0,0085; 4-6 - 0,025; содержание водорода Н, см3/100г.: 1, 4 - 1,4; 2, 5 - 3,0; 3, 6 - 5,1
image163

(S = 0,0085 % и [Н] = 1,4 и 3,0 см3/100 г) это в 5 и 2,7 р аза больше. Для образцов серии 1 и 2 разрушение происходит при 127 и 115 циклах, причем скорость роста трещины состав­ляет 52* 10-2 и 70* 10-2 мм/цикл, в то время как образцы серии 5 и 6 разрушаются при 80 и 67 циклах, а скорость распростра­нения трещины равна 138* 10-2 и 142* 10-2 мм/цикл. Эти резуль­таты качественно коррелируют с данными рис. 3.17 и 3.18.

Анализ характера разрушений образцов показал, что тре­щины зарождаются и развиваются в ЗТВ на расстоянии 2-5 зерен от зоны сплавления и имеют межзеренный характер. Подобная картина разрушений присуща серии образцов (1 и 2) с низкой концентрацией растворенных в наплавленном ме­талле серы и водорода (см. рис. 3.19).

Такой характер разрушений можно объяснить тем, что в процессе кристаллизации атомы водорода диффундируют в ЗТВ и, молизуясь по границам крупных зерен (участок пере­грева ЗТВ), создают значительные упругие искажения крис­таллических решеток, в большой степени понижающие плас­тичность металла. Зародившаяся на границах зерен микро­трещина под действием складывающихся остаточных свароч­ных и внешних растягивающих напряжений начинает расти вплоть до полного разрушения образца.

Металлографические исследования показали, что металл сварных швов характеризуется однородной аустенитно-

Количество неметаллических включений в наплавленном металле в поле зрения площадью 2 мм2

Содержа­ние серы в металле шва, %

Общая доля включе­ний, %

Размер включений,

мкм

>1,0

(всего)

1-1,5

1,5-2

2-2,5

2,5-3

3-3,5

3,5-4

>4,

0,006

0,048

1021

982

121

91

31

27

11

2

0,0085

0,086

1115

993

142

98

38

29

14

4

0,01 2

0,10

1182

1011

160

109

41

32

15

5

0,025

0, 1 8

2321

1 869

245

141

89

42

29

44

П р и м е ч а н и е. Неметаллические включения в наплавленном металле определяли на установке “Квантимет-720”.

ферритной структурой, неметаллических включений типа сульфидов и оксисульфидов Fe и Ми не наблюдается, а если они и имеются, то мелкодисперсны и глобулярной формы (табл. 3.15).

Поэтому наплавленный металл характеризуется высокой деформационной способностью и трещиностойкостью при цик­лических нагружениях.

Разрушения образцов серии 5-6 с высоким содержанием серы и водорода (см. рис. 3.19) происходят по зоне сплавле­ния, причем от магистральной трещины начало берут микро­трещины, распространяющиеся в глубь металла шва, а в сто­рону ЗТВ такая картина не наблюдалась. Металлографичес­кий анализ позволил установить большое количество неметал­лических включений — сульфидов и оксисульфидов, в основ­ном Fe и Ми в металле шва, причем вдоль линии сплавления наблюдаются пленки и цепочки таких включений крупной формы (см. табл. 3.15). Обнаруженные области зоны сплавле­ния, в которых преимущественно зарождаются трещины, вы­званные неметаллическими включениями, которые являются очагами их зарождения, подтверждаются данными фрактогра- фического анализа изломов образцов серии 5-6. При этом доля вязкой составляющей в изломах таких образцов составляет не менее 80-95 %, в то время как у образцов серии 1-2, разруше­ние которых происходит по ЗТВ, она не превышает 40-50 %.

Учитывая, что сера и водород вызывают сульфидное растрескивание сварных соединений, эксплуатируемых в аг­рессивных средах, проводились испытания образцов на суль­фидное растрескивание по методике, соответствующей стан­дарту NACE TM-01-77 [205]. В качестве среды служил насы­щенный сероводородом раствор, содержащий 5 % NaCl и 0,5 %

уксусной кислоты. При этом содержание H2S составляло

5,0 г/л. Начальное значение pH составляло 3,8, конечное — 4,1.

Температура среды — 25 °С, базовое время испытаний — 680 ч. Все образцы испытывали при напряжении, равном 0,8 предела текучести основного металла (сталь 09Г2С), кото­рый определяли при разрыве трех образцов на воздухе. Об­разцы вырезали из сварных проб (расположение образцов поперек шва), имели посередине кольцевую проточку, распо­ложенную на оси шва.

Испытания проводили методом непрерывной деформации до разрушения (с малой скоростью в = 210-6 с-1) в коррозионной среде. Результаты испытаний на коррозионное сульфидное растрескивание приведены на рис. 3.20. Видно, что низкое со­держание растворенных серы (менее 0,020 %) и водорода (<3,0 см3/100 г) благоприятно влияет на стойкость металла против сульфидного растрескивания, причем эта тенденция проявляется так же, как и при исследованиях на трещино­стойкость металла шва и ЗТВ в условиях циклических нагру­жений. Такая аналогия, на наш взгляд, не случайна и свиде­тельствует о том, что снижение содержания серы и водорода в наплавленном металле благоприятствует получению чистой по неметаллическим (сульфидным и оксисульфидным) включени­ям структуры и торможению процессов зарождения и роста микротрещин коррозионного характера.

Полученные результаты позволили сформулировать требо­вания к концентрации растворенных в металле сварных швов

image164"Рис. 3.20. Работа разру­шения сварных швов с переменным содержанием

растворенной серы. Среда NACE.

Содержание остаточного

водорода [Н]отс, см3/100 г: 1 — 1,5; 2 — 3,0; 3 — 5,0
серы и водорода, совместное действие которых существенно влияет на трещиностойкость сварных соединений.

Для обеспечения высокой трещиностойкости сварных со­единений в условиях статического и циклического нагружения как на воздухе, так и в коррозионно-агрессивных средах, со­держание серы не должно превышать 0,015-0,020 %, а оста­точного водорода — 2-3 см3/100 г.

ВЫВОДЫ

1. Установлено, что степень десульфурации металла шва при сварке электродами с покрытием основного вида определя­ется термодинамической активностью окислов кальция и желе­за, которые определены для шлаковых систем электродов отечественного и зарубежного производства. Выбраны оп­тимальные с металлургической точки зрения отношения aCaO/aFeO, равные 0,35-0,50, обеспечивающие низкое содержа­ние серы в наплавленном металле (не более 0,020 %), причем коэффициент рафинирования сварочной ванны составляет 58-67 %.

2. Показано, что для повышения отношения aCaO/aFeO в шла­ках и обеспечения высокой степени десульфурации расплав­ленного металла необходимо увеличивать содержание окислов титана, кремния и алюминия, что достигается введением в эле­ктродное покрытие алюмосиликатов (полевого шпата), ферро­титана и ферросилиция при одновременном ограничении в допустимых пределах концентрации окислов железа (до 3-4 %), кальция (до 30 %) и магния (до 1-2 %).

3. Наиболее высокой степенью десульфурации металла шва, обеспечивающей низкое содержание серы в металле, характе­ризуются электроды серии АНО-25-28 и АНО-Т. Известные электроды отечественного (УОНИ-13/55, ВСФС-50) и зару­бежного (Ychwarz ЗК, АНО-9, LB-26, ОК 38,65) производства имеют низкие значения отношения aCaO/aFeO (0,01-0,084), вследствие чего шлаковая фаза не обеспечивает глубокую де­сульфурацию сварочной ванны.

4. Для обеспечения высокой трещиностойкости сварных со­единений в условиях статического и циклического нагружения как на воздухе, так и в коррозионно-агрессивных средах, со­держание серы в наплавленном металле не должно превышать 0,015-0,020 %. Это достигается введением в покрытие фторис­то-кальциевых электродов 1-3 % бария.

5. Для обеспечения высокой степени обесфосфоривания на­плавленного металла (не более 0,007-0,014 % Р), характери­зующегося в этом случае более высокими прочностными и вязкопластическими свойствами, оптимальное содержание ба­рия в электродном покрытии должно составлять 1-3 %.

6. Для обеспечения высокой трещиностойкости сварных со­единений в условиях статического и циклического нагружения как на воздухе, так и в коррозионно-агрессивных средах, со­держание серы не должно превышать 0,015-0,020 %, а оста­точного водорода — 2-3 см3/100 г.