автореферат диссертации по обработке конструкционных материалов в машиностроении, 05.03.06, диссертация на тему:Повышение сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин при сварке конструкций толщиной до 1,5 ММ из гомогенных аустенитных сталей

На правах рукописи УДК 621.791.019

РГБ 01

И

МУЧИЛО ФЕДОР МИХАЙЛОВИЧ

ПОВЫШЕНИЕ СОПРОТИВЛЯЕМОСТИ ОБРАЗОВАНИЮ КРИСТАЛЛИЗАЦИОННЫХ ТРЕЩИН ПРИ СВАРКЕ КОНСТРУКЦИЙ ТОЛЩИНОЙ ДО 1,5 ММ ИЗ ГОМОГЕННЫХ АУСТЕНИТНЫХ

СТАЛЕЙ

Специальное 1ь: 05.03.06 - Технология и машины сварочного производства

АВТОРЕФЕРАТ диссертации иа ««искание ученей степени кандидата геияческ« наук

Москва, 2000

Работа выполнена в Московском государственном техническом университете им Н.Э. Баумана.

Научный руководитель — к.т.н., доцент Б.Ф. Якушин

Официальные оппоненты — д.т.н., профессор Т.А. Чернышева

к.т.н.. доцент А.И. Мисюров

Ведущее предприятие - ГНЦ РФ ВНИИНМ им. A.A. Бочвара

Защита состоится » //ff 2000 г. на заседании

диссертационного совега К053.15.03. в Московском государственном техническом университете им. Н.Э. Баумана по адресу: 107005, Москва, 2-я Бауманская ул., д. 5.

Телефон для справок: (095) 267-0963.

Ваш отзыв на автореферат в одном экземпляре, заверенный печатью, просим направить по указанному адресу.

С диссертацией Чюжно ознакомиться в библиотеке МГГУ им Н.Э. Баумана.

Автореферат разослан <<^>>__. 2000 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета

кандидат технических наук

доцент ¿Z-

Подписано к печати ««О » ____2000 г. Заказ № /¿V

Объем 1 п л. Тираж 100 экз. . Типография М1 ТУ

каь^-м а п

Общая характеристика работы

Актуальность проблемы. Гомогенные аустешпные стачи нашим широкое применение в энергетической и химическом промышленноети. Одной in проблем, возникающих при изготовлении элементов теилоэнертегических. химических и атомных установок, является возникновение кристалли анионных трещин при сварке. В настоящее время разработано большое колнчест ш> металлургических и технологических способов, позволяющих повысить и процессе сварки сопротивляемость материала их образованию. Однако при однопроходной сварке неплавящимся электродом в среде инертных i;uon тонколистовых изделий применение многих способов ограничено особенностями конструкции, технологии изготовления и требованиями эксплуатации к изделию. Это заставляет формировать свойства материала, определяющие его сопротивляемость образованию кристаллизационных трешнп, на лапах, предшествующих сварке. Речь идет о технологической наследственности -проявлении у свариваемого изделия свойств, значимых для формирования сварного соединения и приобретенных в результате специфики opiaiiinaiuiii предшествующих технологических операций при производстве материала, получении заготовки и сборки.

Эксплуатационные требования определяют химический cocían claim и ее структуру, что ограничивает возможности их варьирования. Гехполо! ия изготовления конструкции из гомогенных ауедчтнптых сталей предусматривает, как правило, стабилизирующую термообработку после сварки. 'Jm позволяет варьировать структуру сварной заготовки и рамках, определяемых требованиями к заготовке и технологией ее изготовления. Одним ти перспективных способов борьбы прошв образования крисга.т нкаппонпых ipcmnn, возникающих при однопроходной сварке пенлавяшимот »текфодоч ti среде инертных тазов, является рационализация исходной структуры з.иоюш и.

¡kJLPJiooibi. Повысить conpoi ивляемост i. томе! енных аичипипых сталей образованию крмст.нтпзапнонныч трещин при о.томрохо ищи и.'р. е

пеплаьищимся электродом в среде инертных газов путем рационализации исходного состояния, полученного холодной деформацией.

Методы исследования. Сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин — ЛТП 1-6 (ВНИИНМ). Макро твердость — ГОСТ 9013-59 па твердомере модели ТК-2М, микротвердость — ГОСТ 9450-76 на 11МТ- 3. Величину зерна определяли меюдом измерения длин хорд (ГОСТ 5639-82), микроскоп Неофит-21; количество и-фазы — переносным а-фазометром магшшюго тина. Предложена методика дифференцирования участков материала с различным искажением структуры по показателю — твердость.

Научная повита состоит в раскрытии механизма влияния исходной ирумуры юмогепных аустешпных сталей, полученной холодной деформацией, на их сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин при сварке. Установлено, что:

- максимальной соирошвляемосшо образованию кристаллизационных фещин обладает структура шва, формируемая на подложке, состоящей из ра ¡ориентированных, мелких зерен (08 и 09, в соответствии с 1'ОС'Г 563982). Такая структура подложки возникает в исходной структуре металла с шердосшо 33±311КС (08Х18Н10Т) и 28,5±3,51ЖС (06Х16Н15МЗБ) р результате доминирования, под воздействием термо-деформационного цикла сварки, процесса первичной и собирательной рекристаллизации;

- с увеличением твердости выше 33±ЗНКС (08X181110Т) и 28,5±3,5Ш<С (06X161115МЗБ) сюйкость против образования кристаллизационных трещин снижается в результат повышения темпа деформации при сварке и ¡-за увеличения жесткости конструкции;

- низкая сопротивляемость образованию криааллишционных 1 решим юмокчшых сIалей с ауаенизнрованной структурой и исходном структурой с шердосшо до 28,5±3,5НКС" объясняется формированием, в результате проникании процессов полигонизацнп, собнран-льной и вторичной рекриаалли-зщнп ■ 1 [111 К'рмо-дсформацпонном цикле сварки, крупнозернистой, неодно-

родной структуры, которая является подложкой для растущих кристаллит» шва;

- одним из информативных показателей искажения структуры явняегся твердость, так как из-за большого количества факторов, влияющих иа формирование структуры при холодной деформации, степень деформации не определяет ее однозначно.

Практическая ценность. Разработана методика, позволяющая дифференцировать структуры с различным искажением по показателю — твердое п.. Установлена количественная зависимость сопротивляемости гомогенных ау-стенитных сталей образованию кристаллизационных трещин при однопроходной сварке неплавящимся электродом от исходного состояния, получен ного холодной деформацией, и режима сварки. Даны рекомендации по осуществлению входного контроля свариваемых заготовок, назначению режимов сварки и выбору исходной структуры. Создана и находится на пане внедрения испытательная машина для определения показателен сопропппяемо сти материала образованию горячих трещин.

Апробация работы. Результаты проведенных исследований докчадыпа-лнсь на научном семинаре кафедры "Технология сварки и диагностики" МГТУ им. Н.Э. Баумана.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, няш i inn. общих выводов по работе и приложений, выполнена на 111 машинописных листах,- содержит 63 рисунка, 10 таблиц и 108 наименований литераг\рны\ источников. • •

Краткое содержанке работы

Глава 1. Согласно современному представлению о механизме обра ¡она ния кристаллизационных трещин, базирующемуся на теории проф. Н.Н.Прохорова и получившему дальнейшее развитие в p,if¡nia\ М.Х.Шоршорова, Б.И.Медовара, Ю.И.Казеннова, Г.Л.Черш.ииопои. Б.Ф.Якушина, сопротивляемость материала образованию криоач-нпапнон-

iii.ix ipemiiii определяется следующими нокаипелями: а) температурным инк-рвачом хр>пкоии (1ПХ); б) мипимаиьной пластичностью н ТИХ; в) темпом деформации при сварке. Нее меюды борьбы с кристаллизационными 1 ретинами направлены на улучшение этих показателен, которою можно до-бип.ея имем изменения термо-деформационных условий кристаллизации шьа и технологических свойств материала. Особенности конструкции, тех-нолопш проитодегва и требования JKciuiyaramm изделия накладывают ограничения на выбор методов борьбы с кристаллизационными трещинами.

Н работах I i.l 1.1 ipo'xopoua, М.Х.Шорпюрова, Т.А.Чернышовой, М.М.Мсродснко выявлено паслед^тание растущими кристаллитами сварочной панны размеров и кристаллотрафической ориентации оплавленных зерен подложки. 10.11 Казенной экспериментально определил зависимость между размером зерна основного металла и сопротивляемостью стали (13Х1()Н15ММ) образованию кристаллизационных трещин. Малый объем сварочной наппы и во<можнос1ь создания однородной по толщине структуры дают основания предположип>, чю фактор — исходная структура — оказывает существенное влияние на стойкость тонкостенных конструкций из гомо-ieiini.ix аустешпных сталей нротнв образования кристаллизационных трещин.

Структуру но/июжки формируют процессы, происходящие в основном металле при сварочном шпреве и направленные на термодинамическую стабили lanmo его состояния. Механизм их протекания и полнота завершения зависят 01 исходной термодинамической неустойчивости структуры и режима сварки. Холодная плаанческая деформация, широко применяемая при из-ююнлении тонкостенных изделий, значительно искажает структуру материала, чю делает ее нестабильной. Условия поставки, предъявляемые к изделиям, полученным холодной деформацией, в то.м числе местной, ограничивает:» и основном Iреновациями к отклонению геометрических размеров, оста» тнн широкий пиана юн для варьирования степени искажения структуры.

В настоящее время имеются данные о положительном влиянии предварительной холодной деформации на сопротивляемость iomoi енных aycie-НИТНЫХ сталей образованию горячих треншн, однако ввиду сложное г и процессов, протекающих при сварке холоднод'еформированного металла, однозначных рекомендаций по ее применению нет.

Для достижения поставленной уели в рамках диссерпщиониой работы необходимо решить следующие задачи:

- выявить факторы, определяющие сопротивляемость i omoi енных аус ю-нитных сталей образованию кристаллизационных трещин, и установить возможность их дифференцированной оценки;

-разработать методику оценки и дифференцирования структур, полученных холодной деформацией с различным суммарным обжатием;

-выбрать метод оценки сопротивляемости гомогенных аустенигных сталей с различным исходным структурным состоянием образованию горячих трещин;

-экспериментально выявить влияние исходной холоднодеформнрован->юй структуры на сопротивляемость гомогенных аустенитных сталей обраю-еаниго кристаллизационных трещин и разработать рекомендации по ее использованию.

Глава 2. Идея работы основана на использовании фактора наследо ценности и заключается в создании в шве структуры, обладающей высокой сопротивляемостью образованию кристаллизационных трещин, путем формирования мелкозернистой, разориентированнон структуры на линии спиапле-иия.

Гомогенные аустенитные-стали можно разделить на две группы: а) однофазные стабильноаустенитные стали, типа Х16Н15МЗН, б) содержащие п своем составе ферритную (до 8%) фазу (Х18Н10Т). Кристалшнаиия с i алей типа Х18Н10Т протекает с выпадением двух фаз — аустснига и феррн ia, что может значительно измельчить структуру шва. Это позволяет предпоюжп п.,

чш cicnein. влиянии иредваршельнои холодной деформации на криологическую ирочиость ЮМОГСШ1ЫХ аустеншных сталей, принадлежащих разным i руинам, оуде! различной.

На формирование структуры при холодной деформации наибольшее влияние оказываю! следующие факторы: суммарная степень пластической деформации, количеспю проходов, crpyKiypa металла до деформации, схема и скорость деформации. Полому наиболее рационально, и качестве критерия структуры, нснилькжлп. механические свойства стали, тп которых наиболее информативным являек'я твердость, шк как она позволяет днффе-решшр0)шь степень искажения структуры и равномерность распределения искажений. Повышение твердости с увеличением степени суммарною обжа-ши для сталей тина Х181Н0Г происходи! в рсмулылте искажения структуры и у >а - превращения. ГКшому структура сталей -.мой ipyimu должна опн-сьпшьея двумя показа (елями: твердостью и содержанием а-фазы.

Под воздействием термического цикла сварки в холоднодеформирован-иом ме!алле одновременно про1екакн процессы миграции легирующих, примесных атомов и атомов основы, приводящие к уменьшению наклепа и изменению ф'азовою состава. Последнее свякшо с появлением или исчезновением легкоплавких эшектик по |равицам зерен, а для ciajm типа Х18П10Т пополнительно накладываюкя процессы, связанные с изменением содержания и-фазы.

Условия, в коюрих пребывает основной металл во время сварки, отли-•ыюия vi условий при гер.ч1ообрабо1ке высокой скоростью нафева, высокой максимальной leMiiepaiypoii нагрева, малым временем пребывания металла при [eMiiepaiypax выше темнера1уры рекристаллизации, одновременным ранни нем ипуфснннх напряжений и релаксационных процессов. Эти особенности позволяют предположить, что, в зависимости от исходной структуры, на различных участках термическою цикла процесс термодинамической сыонлнытш будет реализован по разтичным механизмам: первичной, вто-

ричной или собирательной рекристаллизации либо потигонпзанпн. I? !ави-симости ог гсрмо-деформацнониых условий пи мехаптмы мотуг конкурировать между собой. Поэтому, варьируя режим сварки и степень накпена, необходимо создать условия для доминирования механизма первичном рекристаллизации, так как она формирует мелкозернистую, разориентмропапную структуру.

Поданным С.С.Горелика и И.И.Новикова, первичная рекристаллизация протекает в структуре, имеющей, после холодной пластической деформации, ячеистое строение. В работе Ю.И.Ка;еннова с коллективом авторов такая структура обнаружена в стали ОЗХ16Н15МЗВ при степени пластической деформации выше 30%. Исследования П.П.Прохорова и Б.Ф.Якушина покатали, что при сварочном нагреве диаграмма рекристаллизации 01113 IXI!'■) I имеет два максимума в интервале от 0 до 20% суммарного обжатия. 11оэтому при исследовании варьирование степени деформации должно осуществляться от 0 до 50 %.

Глава 3. Посвящена разработке и выбору методов исследования влияния исходного холоднодеформировапного состояния на сопротивляемость юмо-генных аустеиитных сталей образованию горячих трещин.

Твердость материала определяется группой взаимонезависпмых факт-ров. Согласно предельной теореме Ляпунова, она является случайной леличиной, описываемой нормальным законом распределения. В соответствии с этим законом была разработана последовательность действии, основанная на статистическом анализе, которая позволяет выявить зоны с олипанаши] структурой.

В основе всех машинных методов испытания материалов на сонротнв ляемость образованию кристаллизационных трещин лежит наложение внешнего деформационного воздействия на кристаллизующийся метала шва. И ре эультате этого воздействия получают реакцию материала, которая 061.14110 заключается в наличии или отсутствии трещины. В -зависимости от критерия

оценки lexiiojioi пчсской прочности кристаллизующегося металла шва машинные меюды испьиання можно разделить на две фунны: первая группа --- меюды, использующие в качестве показателя оценки скорость деформации, при ко юрой в образце образуется кристаллизационная трещина (ЛТП, UMli'l, PVR), вторая группа — методы, использующие в качестве показателя максимальную длину трещины, суммарную длину трещин при определенной степени деформации (Varestraint). Принципиальная разница между этими методами заключается ь наличии или отсутствии связи между критерием оценки т! термо-деформаииопными условиями, возникающими в образце при испытании. Дли меюдоа первой ■ руины скорость деформации является, с одной стропы! критерием испытания, с другой — параметром испытания, иарьируя коюрый (при постоянном режиме сварки), изменяют условия деформации образца, а возникновение в образце критических термодеформационных условий определяют по факту появления кристаллизационной трещины. Критерий второй группы методов - суммарная длина трещин -определяет область, i де возникли условия для образования трещины.

Различный физический смысл критической скорости деформации и суммарной длины трещин, их интегральная оценка технологической прочности дают основания предположить различную чувствительность методов к образованию крииаллизационных трещин. Для выбора метода испытания необходимо было провести сравнительные исследования на сплавах с близким химическим составом по следующим критериям: 1) воспроизводимость условий испытаний при проведении параллельных наблюдений и чувствительность метода на отклонения в условиях испытания; 2) адекватность условий испытаний реальным условиям сварки тонколистового материала. Исследования были проведены на четырех NiCrFe-сплавах в рамках международной программы сравнения методов испытания. Оценка результатов испы-lainiH показала, что чувствительность и однозначность оценки по методам первой i руины выше, чем по вюрой. Дли первой группы она определяется в

t

основном возможностью испытательного оборудования поддерживать выбранные параметры испытания с заданной точностью..Для методов второй группы характерно отсутствие однозначной оценки технологической прочности каждого сплава. Вероятнее всего, это связано со значительным влиянием основного материала на формируемые в образце термодеформационные условия и высокой чувствительностью критерия оценки к этому влиянию.

Для оценки сопротивляемости гомогенных аустенитных сталей с различным исходным состоянием образованию горячих трещин был выбран метод ЛТП 1-6, модифицированный во ВНИИНМ им. A.A. Бочвара, который по сравнению с другими методами первой группы обладает следующими преимуществами: а) позволяет ввести дополнительный критерий оценки ■— суммарная длина трещин; б) позволяет осуществлять сравнение влияния исходного состояния с влиянием других факторов путем прямого сравнения результатов эксперимента па основании накопленного во ВИИИНМ большого статистического материала по исследованию гомогенных аустенитных сталей.

Для зоны сплавления характерна разнозернистая структура, поэтому метод металлографического анализа должен оценивать величину зерна и степень разнозернистости. Из всех методов, описанных в ГОСТ 5639-82, наиболее информативным и достоверным является метод измерения длин хорд.

Гля"з 4. Исследования проводили на 08Х18Н10Т и 06Х16Н15МЗБ. Химический анализ показал, что химический состав заготовок полное 1ью удовлетворяет требованиям ГОСТ 5632-72, а содержание нерегламентируемых вредных примесей, таких как олово, свинец, сера и т.п., незначительно и, вероятнее всего, не будет ощутимо повышать склонность материала к образованию кристаллизационных трещин.

Партия образцов имеет одинаковую структуру, если она принадлежи!

одной объединенной группе, которая описывается, как нормально распреде-

«

ленная величина, средним значением твердости и дисперсией твердости. Ау-стенизировапное состояние для обоих типов сталей не может быть описано по 10 измерениям как нормально распределенная величина (рис.1). Такой разброс значений твердости после аустенизации может быть объяснен минимальным (для'поликристаллического материала) количеством несовершенств кристаллической решетки и концентрацией их в виде границ зерен. Наибольший разброс значений твердости в пределах одного значения суммарного обжатия соответствует стали 08Х18Н10Т. Это объясняется появлением в ней при холодной деформации сх-фазы мартенситной природы, количество которой даже при минимальных степенях обжатия достигает 4%, а при максимальных -.превышает 15%. Резкое уменьшение дисперсии твердости при увеличении среднего значения выше 30...35 НЯС происходит за счет выравнивания плотности несовершенств по толщине образца по мере увеличения суммарной степени обжатия.

Приращение зерна возрастает почти пропорционально увеличению теп-ловложения. Поэтому необходимо провести испытания на двух режимах сварки: с минимальной (обеспечивает сквозное проплавление материала) и максимальной (обеспечивает формирование шва без прожогов) погонной энергией. В качестве варьируемого параметра выбрана сила сварочного тока, гак как изменение скорости сварки затруднит оценку совместного влияния режима сварки и предварительной холодной деформации. Это связано с изменением условий деформации образца в процессе испытания, формы и взаимонаправленности кристаллитов (геометрия растущих осей кристаллитов, форма сварочной ванны).

Результаты испытания по методу ЛТП 1-6 ВНИИНМ представлены на рис. 2, на котором виден четкий максимум сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин для стали 06Х16Н15МЗБ, соответствующий группе 3. Проведенный металлографический анализ показал следующие значения: дЛй группы 1 - а) средняя величина зерна в ОШЗ - р,шИ=38 мкм,

ш

б) средняя величина зерна на линии сплавления -(3^=39 мкм, в) поперечный размер кристаллита - ц„р=38 мкм; для группы 3 - а) средняя величина зерна и ОШЗ - Цоии=23 мкм, а) средняя величина зерна на линии сплавления -цлд = 18 мкм, б) поперечный размер кристаллита - (1^ = 19 мкм. На основании этого можно предположить, что группе 3 на линии сплавления соответствует мелкозернистая, разориентированая структура, которая возникла в результате незавершенной первичной (зародышевой) рекристаллизации при нагреве. Резкое падение сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин (ниже, чем для аустеничнрованного состояния) для групп с твердостью выше 28,5±3,5 НИС не может быть объяснено только изменением структуры подложки, так как она по своим параметрам незначительно отличается от структуры группы 3 и лучше аустеиизнрованной структуры. Проведенное на образцах группы 6 исследование распределения твердости вдоль и поперек образца показало, что на расстоянии 3 мм от оси шва значение твердости составляет 20 НЯС (на 30 % меньше твердости образцов труппы 3 в исходном ' состоянии) и на расстоянии 8 мм оно не изменилось по сравнению с исходным, что говорит об отсутствии рекристаллизации в данной области. На основании это со можно предположить, что резкое падение технологической прочности (рис. 2) связано со значительным влиянием основного металла образца на формируемый в шве темп деформации

Для стали 08Х18Н10Т зависимость сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин от исходного состояния имеет характер, аналогичный таковой для стали 06Х16Н15МЗБ. Однако максимальное значение показателя соответствует нескольким группам. Этот эффект можно объяснить аыпадснием а-фазы при кристаллизации. Проведенные в шве и околошовнон зоне замеры феррита выявили следующее: а) для режима с максимальной погонной энергией содержание феррита и шве колеблется » зависимости от группы от 2,4 до 3,5 %, содержание феррита в ОШЗ значительно уменьшилось и для группы 9 составляет не более 1,4%; б) для режима с минимальной

п

погонной энергией содержание феррита в шве статистически одинаково для всех групп и составляет 1,9%, содержание феррита в ОШЗ в зависимости ог группы уменьшилось на 50...90%. Такое распределение феррита позволяет объяснить следующие факты: а) для режима с максимальной погонной энергией разница между максимальным и минимальным значениями показателя сопротивляемости составляет 20%, что объясняется наличием 2,4...3,5 % а-фазы в шве; б) режиму с максимальной погонной энергией соответствуют значения показателя сопротивляемости большие, чем для режима с минимальной погонной энергией, что связано с уменьшением содержания а-феррнта в шве и увеличением содержания феррита в ОШЗ, который упрочняет основной металл.

Фактор предварительной холодной деформации в различных условиях оказывает различное влияние на сопротивляемость гомогенных аустенитных сталей образованию кристаллизационных трещин. Так, при сварке сталей типа Х16Ш5МЗБ влияние предварительной холодной деформации сопоставимо с влиянием технологии выплавки. Разброс значений при варьировании степени наклепа составил 40% (при варьировании способа выплавки 30%), что не может не учитываться при разработке технологии сварки. Для сталей типа Х18Н10Т степень влияния зависит от режима сварки, поэтому, если технология изготовления изделия не учитывает структуру сварной заготовки, необходимо назначать режим с максимальной (для данного изделия) погонной энергией.

Глава 5. Разработаны рекомендации по применению предварительной холодной деформации для повышения технологических и эксплуатационных сйойсЧ'й гомогенных аустенитных сталей. Исходное структурное состояние образца 'влияет на сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин. Поэтому необходимо организовать входной контроль структуры поступающих после холодной деформации сварочных заготовок по критерию — макротвердость. В зависимости от назначения конструкции входной кон-

троль может быть как сплошным, так и выборочным. При уровне достоверности 0,05 количество измерений твердости па начальном этапе можно принять равным шести; по мере накопления статистических данных оно может уточняться.

Предварительная холодная деформация также оказывает влияние на сопротивляемость образованию горячих трещин в ОШЗ и эксплуатационные свойства. Поэтому при разработке технологии необходимо проводить дополнительные испытания, связанные с оценкой степени такого влияния. Для этой цели создана и находится на этапе внедрения испытательная машина МИС-3 с компьютерным управлением. Особенностью данной машины по сравнению с другими испытательными машинами серии МПС являются малые габариты, что позволяет использовать ее при испытании облученного материала в горячих камерах, и улучшенная интерактивная система управления, которая дает возможность поддерживать термические циклы различной сложности с точностью ±3°. Тем.самым достигается высокая воспроизводимость термических циклов от испытания к испытанию.

Общие выводы н рекомендации -1. Применение многих способов повышения сопротивляемости гомогенных аустенитных сталей образованию кристаллизационных трещин ограничено при однопроходной сварке неплавящимся электродом в среде инертных газов. Поэтому одним из перспективных направлений является изменение структуры материала на этапах, предшествующих сварочному, с целыо фор-' мирования свойств, оказывающих влияние на формирование сварного соединения. Для гомогенных аустенитных сталей одним из наиболее эффективных и распространенных способов изменения структуры является холодная пластическая деформация.

• 2. Информативным критерием оценки структуры является твердость, так как она позволяет дифференцировать степень искажения структуры и равномерность распределения искажений. В соответствии с принятым критерием

разработана методика, которая на основе статистического анализа определяет

И

структуру материала.

3. Сравнительный анализ методов испытания материала на сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин показал, что предпочтительнее использовать методы типа ЛТП, PVR, ИМЕТ, так как условия испытания по этим методам в большей степени соответствуют условиям сварки и чувствительность показателя — критическая скорость деформации — позволяет дифференцировать сплавы с близкими химическими составами. Для оценки влияния исходного состояния выбран метод ЛТП 1-6, модифицированный воВНИИНМ им. A.A. Бочвара. Он позволяет ввести дополнительный критерий — суммарная длина трещин при критической скорости деформации. Для этого метода существует банк данных по испытаниям гомогенных аустенитных сталей, что дает возможность делать выводы о степени влияния исходного состояния на основе прямого сравнения.

4. Для ехали типа Х18Н10Т одной степени суммарного обжатия соответствует несколько статистически различных по твердости исходных структур, что связано с выпадением а'-фазы в процессе деформации.

5. Установлено, что зависимость сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин от исходного состояния имеет для стали 06Х16Н15МЗБ максимум, который соответствует исходному состоянию с твердостью 28,5±3,5 HRC, что связано с преобладанием в основном металле при сварочном нагреве первичной и собирательной рекристаллизации. В результате этого на линии сплавления формируется мелкозернистая, разориен-тированная структура, которая является подложкой для растущих кристаллитов. Резкое снижение показателя для групп с высокой твердостью вызвано увеличением темпа деформации в шве из-за увеличения жесткости образца.

6. Зависимость сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин от исходного состояния для стали 08Х18Н10Т имеет характер, аналогичный таковой для стали 06Х16Н15МЗБ. Однако максимальное значение показателя соответствует нескольким группам. Это связано с выделением в процессе кристаллизации а-фазы, которая значительно увеличивает сопро-

тивляемость образованию кристаллизационных трещин. Различием в количестве феррита в шве для различных режимов объясняется меньшее значение критической скорости деформации для режима с минимальной погонной энергией сварки.

7. Для сталей типа Х16Н15МЗБ фактор — исходное состояние — влияет на сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин наравне с фактором — способ выплавки, что должно учитываться при разработке технологии. При изготовлении неответственных конструкций из сталей типа XI8H10T с неизвестным исходным состоянием необходимо назначать режим с максимальной (в пределах технологии сварки) погонной энергией сварки.

8. Для учета фактора — исходное состояние — рекомендовано организовать входной контроль поступающих заготовок по критерию "твердость" (HRC): а) сплошной — при сварке ответственных конструкций; б) выборочный — при сварке конструкций неответственного назначения. Минимальное количество замеров твердости равно шести.

9. Для исследования влияния исходного состояния на сопротивляемость гомогенных аустенитных сталей образованию горячих трещин в твердой фазе и на эксплуатационные свойства сварного изделия рекомендована испытательная машина с компьютерным управлением МИС-3, которая со ¡дана и находится на этапе внедрения во ВШ111НМ им. Л.А. Бочвара.

Результаты работы изложены:

1. Якушин Б.Ф.,'Мучило Ф.М. Влияние паклена на свариваемость аустенитных сталей, применяемых в атомной технике// Современные проблемы сварочной техники: Тез. докл. Всерос. научно-технической конф. - Воронеж, 1997. -С.21-22.

2. Якушин Б.Ф., Мучило Ф.М. Влияние исходного состояния на сопротивляемость образованию горячих трещин при сварке// Сварочное проншод-ciBo. - 1997. -№11. -С.22-24.

3. Yakushin В.F., Muchilo I'M. filt'ect of the initial condition of metal on hot cracking resistance in welding// Welding International- 1998- Л»12(6) - P ■l()8-470

и

I I - макротвердость (НШС)

Рис. 1. Распределение образцов по структуре (06Х16Н15 МЗ Б)

19,80 19,16 18,50

17,60

15.90

14,67 13,95

12,60 12.20 11.50 10.93

06Х16Н15МЗБ. Режим А: ус.=35си/иин11С.=90А, 1д=2мм

в о

* в о

О О Ов—

» с

• • »

® в—о

пООО

о о

ООО — о

©о

во

в«

.е

О О О О—о оь

О О О • •......

• о

о пООО

3 4

группа

Рис. 2. Рсзу.тьташ испытания по методу ЛТП 1-6 (В11Ш111М)

Введение

1. Современные аспекты борьбы с кристаллизационными трещинами при однопроходной сварке неплавящимся электродом в среде инертных газов гомогенных аустенитных сталей

1.1. Гомогенные аустеннтные стали. Область применения, условия поставки, дефекты при сварке

1.2. Теория образования кристаллизационных трещин \

1.3. Способы повышения сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин

Гомогенные аустенитные стали нашли широкое применение в промышленности, особенно в энергетическом и химическом машиностроении. Одной из проблем, возникающих при изготовлении элементов теплоэнергетических, химических и атомных установок, является появление горячих трещин при сварке. В нас тоящее время разработано большое количество способов, которые позволяют повысить сопротивляемость материала образованию горячих трещин за счет металлургического и технологического воздействия в процессе сварки. Однако такой подход к решению проблемы не всегда эффективен, так как он не учитывает того, что сопротивляемость образованию горячих трещин при сварке — это свойство материала, которое формируется на всех этапах изготовления сварного изделия, начиная с выплавки и заканчивая сварочной операцией /1, 15, 17, 44/. Поэтому подходить к разработке методов ее повышения более рационально с учетом позиции технологической наследственности — проявления у свариваемого изделия свойств, значимых для формирования сварного соединения и приобретенных в результате специфики организации предшествующих технологических операций при производстве материала, получении заготовки и сборки. Вместе с тем изучение влияния наследственности на технологические свойства металла и выдача однозначных рекомендаций применительно к сварке связаны с большими трудностями, что обусловлено большим количеством определяющих эти свойства взаимозависимых факторов: химический состав основного металла, химический состав электродной проволоки, состав флюса, режим сварки, режим предварительной термической обработки, количество проходов и т.п. Так К. В. Любавский и Ф.И. Иа-шуканис предложили при многослойной сварке литых сталей типа 18-10 для разрушения транскристаллитной структуры перед наложением очередного шва подвергать интенсивной холодной пластической деформации кромки и предыдущий шов /39/, но дальнейшие исследования показали, что предварительную пластическую деформа7 цию можно использовать при сварке не всех аустенитных сталей. Например, предварительная деформация стали 1Х20Н12Т-Л приводила к возникновению при сварке ликвационных трещин в ОШЗ, что связано, по-видимому, со скоплением легкоплавких примесей по границам зерен в процессе рекристаллизации /65/. В.Н. Земзин, проведя исследования по влиянию предварительной холодной деформации на сопротивляемость образованию локальных разрушений, не обнаружил ее положительного влияния /26, 51/. Однако Ю.И. Казеннов с коллективом авторов предлагают использовать холоднодеформированный с закритической степенью металл для предотвращения возникновения горячих трещин в твердой фазе /48/.

В рамках данной работы исследуется влияние холодной пластической деформации на сопротивляемость гомогенных аустенитных сталей образованию кристаллизационных трещин в условиях однопроходной сварки неплавящимся электродом в среде инертных газов. Тем самым значительно уменьшилось вероятное число факторов изменяемых в процессе исследования и влияющих на это свойство материала, что позволяет надеяться на явное проявление фактора наследственности в этом случае.

Выводы

1. Применение многих способов повышения сопротивляемости гомогенных ау-стенитных сталей образованию кристаллизационных трещин ограничено при однопроходной сварке неплавящимся электродом в среде инертных газов. Поэтому одним из перспективных направлений является изменение структуры материала на этапах, предшествующих сварочному, с целью формирования свойств, оказывающих влияние на формирование сварного соединения. Для гомогенных аустенитных сталей одним из наиболее эффективных и распространенных способов изменения структуры является холодная пластическая деформация.

2. Наиболее информативным критерием оценки структуры является твердость, так как она позволяет дифференцировать степень искажения структуры и равномерность распределения искажений. В соответствии с принятым критерием разработана методика, которая на основе статистического анализа определяет структуру материала.

3. Сравнительный анализ методов испытания материала на сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин показал, что предпочтительнее использовать методы типа ЛТП, PVR, ИМЕТ, так как условия испытания по этим методам в большей степени соответствуют условиям сварки и чувствительность показателя — критическая скорость деформации — позволяет дифференцировать сплавы с близкими химическими составами. Для оценки влияния исходного состояния выбран метод ЛТП 1-6, модифицированный во ВНИИНМ им. A.A. Бочвара. Он позволяет ввести дополнительный критерий — суммарная длина трещин при критической скорости деформации. Для этого метода существует банк данных по испытаниям гомогенных аустенитных сталей, что дает возможность делать выводы о степени влияния исходного состояния на основе прямого сравнения.

4. Для стали типа Х18Н10Т одной степени суммарного обжатия соответствует несколько различных структур, что связано с выпадением a-фазы в процессе деформации.

5. Установлено, что зависимость сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин от исходного состояния имеет для стали 06Х16Н15МЗБ явный максимум, который соответствует исходному состоянию с твердостью 28,5±3,5 HRC, что связано с преобладанием при нагреве первичной рекристаллизации. В результате этого на линии сплавления формируется мелкозернистая, разориентированная структура, которая является подложкой для растущих кристаллитов. Резкое снижение показателя для групп с высокой твердостью вызвано увеличением темпа деформации в шве из-за увеличения жесткости образца.

6. Зависимость сопротивляемости образованию кристаллизационных трещин от исходного состояния для стали 08Х18Н10Т имеет характер, аналогичный таковой для стали 06Х16Н15МЗБ. Однако максимальное значение показателя соответствует нескольким группам. Это связано с выделением в процессе кристаллизации a-фазы, которая значительно увеличивает сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин. Различием в количестве феррита в шве для различных режимов объясняется меньшее значение критической скорости деформации для режима с минимальной погонной энергией.

7. Для сталей типа Х16Н15МЗБ фактор — исходное состояние — влияет на сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин наравне с фактором — способ выплавки, что должно учитываться при разработке технологии. При изготов

145 лении неответственных конструкций из сталей типа Х18Н10Т с неизвестным исходным состоянием необходимо назначать режим с максимальной (в пределах технологии сварки) погонной энергией.

8. Для учета фактора — исходное состояние — рекомендовано организовать входной контроль поступающих заготовок: а) сплошной — при сварке ответственных конструкций; б) выборочный — при сварке конструкций неответственного назначения. Минимальное количество замеров твердости равно шести.

9. Для исследования влияния исходного состояния на сопротивляемость гомогенных аустенитных сталей образованию горячих трещин в твердой фазе и на эксплуатационные свойства сварного изделия разработана испытательная машина с компьютерным управлением МИС-3, которая создана и находится на этапе внедрения во ВНИИНМ им. A.A. Бочвара.

1. Алов A.A. Влияние наследственности на свариваемость деформированных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов// Автоматическая сварка. - 1978. - №6. -С.37-39.

2. Андерсон ЯЗ., Аснис А.Е. Работоспособность сварных соединений с расположением швов вдоль и поперек прокатки// Автоматическая сварка. 1979. - №6. -С.69-70.

3. Аристов C.B., Руссо B.JI. Кристаллизация металла шва при низкочастотных колебаниях расплава// Сварочное производство. 1982. - № 11,- С.42-44.

4. Астафьев A.C., Гуляев А.П. О росте зерна стали в околошовной зоне// Сварочное производство. 1972. - №7. - С.45-47.

5. Багрянский К.В., Оладковский А.И. Способ испытания металла шва на стойкость против образования и развития кристаллизационных трещин// Сварочное производство. 1971. -№ 6 - С.39-40.

6. Березовская В.В., Векслер Ю.Г., Манакова H.A. Влияние предварительной холодной деформации на кавитационно-коррозионную стойкость стали 12Х18Н9Т // Металловедение и термическая обработка металлов. 1986. - №6. - С.57-59.

7. Бернштейн М.Л. Влияние наклепа на строение и свойства термически обрабатываемых сплавов: Автореф. дис. док. тех. наук. Москва, 1962. - 35 с.

8. Беттеридж У. Жаропрочные сплавы типа нимоник: Пер. с англ. М.: Ме-таллургиздат, 1961. - 536 с.

9. Богачев H.H., Савалей Е.В. Влияние тепловой прокатки на мартенситное превращение и свойства аустенитных сталей// Металловедение и термическая обработка металлов. 1974. - №12. - С.42-44.

10. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. М.: Металлургия, 1971. - 496 с.

11. Болдырев А.М., Дорофеев Э.Б., Антонов Е.Г. Управление кристаллизацией металла при сварке плавлением// Сварочное производство. — 1971. №6. С.35-37.

12. Боровиков В.П. Популярное введение в программу Statistica. М.: КомпьютерПресс, 1998. - 267 с.

13. Бочвар A.A., Новиков И.И. О твердо-жидком состоянии сплавов разного состава в период их кристаллизации// Известия АН СССР. 1952. - № 2. - С.217-224.

14. Вагнер Ф.А., Степанов В.В. Сварка стыков труб из стали Х18Н10Т пульсирующей дугой// Сварочное производство. 1970. - № 11.- С.20-22.

15. Влияние исходной структуры прессованных полуфабрикатов из сплава АК-8 на их свариваемость/ A.A. Алов, В.П. Козловская, М.В. Самарина и др.// Автоматическая сварка. 1972. - №4. - С.35-37.

16. Влияние ниобия на свариваемость аустенитной стали/ Ю.И. Казеннов, Н.Ю.Пальчук, Л.И. Ревизников и др.// Сварочное производство: Сб. 1971. - Вып. 1. - С.3-17.

17. Влияние технологии изготовления кованых полуфабрикатов сплава системы алюминий-магний-литий на их свариваемость/ В.И. Лукин, Е.И. Разуваев, E.H. Иода и др.// Автоматическая сварка. 1992. - №6. - С.18-19.

18. Влияние электрошлакового переплава на свариваемость хромоникелевой стали Х16Н15/ Б.И. Медовар, Ю.И. Казеннов, Л.И. Ревизников и др.// Сварочное производство. 1976. - № 6. - С. 16-17.

19. Волченко В.Н. Оценка и контроль качества сварных соединений с применением статистических методов. М.: Стандарт, 1974. - 160 с.

20. Гавридин C.B. Методы определения стойкости алюминиевых сплавов против образования горячих трещин при сварке// Автоматическая сварка. 1997. - №8. -С.9-14.

21. Гольдштейн В.Я., Завьялова В.И., Пискунова А.И. Влияние структуры на склонность к МКК нержавеющей стали 08Х18Н10Т// Металловедение и термическая обработка металлов. 1981. -№6. - С.60-63.

22. Горелик С.С. Рекристаллизация сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1978 -568 с.

23. Горячие трещины при сварке жаропрочных сплавов/ М.Х. Шоршоров, A.A. Ерохин, Т.А. Чернышова и др.; Под ред. М.Х. Шоршорова. М.: Машиностроение, 1973. - 224 с.

24. Гривняк И. Свариваемость сталей.: Пер. со словац. М.: Машиностроение, 1984.-216 с.

25. Денисов Ю.Ф., Зубриенко Г.Л. Влияние факторов технологий на скорость охлаждения наплавленного металла при сварке// Сварочное производство. 1980. -№1. - С.22-24.

26. Земзин В.Н., Боева А.Д., Баграмова Т.П. Склонность сварных соединений аустенитных сталей к хрупким разрушениям при высоких температурах// Автоматическая сварка. 1966. - № 5. - С. 1-5.

27. Изменение свариваемости стабильноаустенитной стали в зависимости от технологии ее выплавки./ Ю.И. Казеннов, В.Ф. Храмцов, Л.И. Ревизников и др. // Вопросы атомной науки и техники. Атомное материаловедение: Сб. 1982. -Вып. 4 (15). - С.26-31.

28. К вопросу о горячих кристаллизационных трещинах при сварке и литье / A.A. Бочвар, H.H. Рыкалин, H.H. Прохоров и др.// Сварочное производство. 1962. -№ 4. - С.41-42.

29. Казеннов Ю.И., Ревизников Л.И. Влияние примесных и легирующих элементов на свариваемость стали со стабильной аустенитной структурой// Сварочное производство. 1978. - № 11. - С.29-32.

30. Казеннов Ю.И., Ревизников Л.И. О методах испытания тонколистового металла на устойчивость против образования горячих трещин при сварке плавлением // Сварочное производство. 1972. - №8. - С.53-55.

31. Казеннов Ю.И., Ревизников Л.И., Степанков В.Н. Об аномальном росте зерна в зоне термического влияния сварного соединения в результате термической обработки// Вопросы атомной науки и техники. 1999. - Вып. 1 (56). - С.54-66.

32. Компьютерная программа для прогнозирования зон риска образования горячих трещин при сварке с глубоким проплавлением/ В.И. Махненко, Е.А. Велико-иваненко, Г.Ф. Розынка и др.// Автоматическая сварка. 1998. - №2. - С.3-11.

33. Компьютерное моделирование сварочных процессов как средство прогнозирования дефектов в сварных соединениях/ В.И. Махненко, Е.А. Великоиваненко, Г.Ф. Розынка и др.// Автоматическая сварка. 1999. - №12. - С. 10-19.

34. Конструкционные материалы АЭС/ Ю.Ф. Баландин, И.В. Горынин, Ю.И. Звездин и др. М.: Энергоатомиздат, 1984. - 280 с.

35. Кристаллизация металла шва при сварке с принудительным охлаждением / У.И. Бирман, Г.А. Славин, Е.А. Пронина и др.// Сварочное производство. 1976. -№ 10.-С.1-3.

36. Латаш Ю.В., Медовар Б.И. Электрошлаковый переплав. М.: Металлургия,1970.-240 с.

37. Лившиц Л.С., Хакимов А.Н. Металловедение сварки и термическая обработка сварных соединений. М.: Машиностроение, 1989. - 336 с.

38. Лысяк A.B., Войцеленок С.Л., Родников В.А. Формирование структуры и свойств швов аустенитных сталей при интенсификации процесса аргонодуговой сварки// Сварочное производство. 1984. - № 10 - С.29-31.

39. Любавский К.В., Пашуканис Ф.И. Некоторые особенности сварки литых аустенитных сталей// Сварочное производство. 1955. - № 9. — С. 1-6.

40. Медовар Б.И. Сварка жаропрочных аустенитных сталей и сплавов -М.: Машиностроение, 1966. 392 с.

41. Межкристаллические околошовные трещины при сварке аустенитных сталей/ Б.И. Медовар, Л.В. Чекотило, Н.И. Пинчук и др.// Сварочное производство. -1962. № 4. - С.17-21.

42. Настич С.Ю. Разработка метода повышения свариваемости Al-Mg-Li сплавов путем регулирования технологической прочности металла околошовной зоны: Автореф. дис. канд. тех. наук. Москва, 1997. - 16 с.

43. Некрасов С.С., Зильберман Г.М. Технология материалов. Обработка конструкционных материалов резанием. М.: Машиностроение, 1967. - 299 с.

44. Никифоров Т.Д., Букуров В.И., Кочетков П.Г. О влиянии "наследственности" структуры присадочной проволоки на характер кристаллизации металла швов при сварке сплава АМгб// Сварочное производство. 1974. -№11.- С.46-48.

45. Новиков И.И. Дефекты кристаллического строения металлов. М.: Металлургия, 1975.-208 с.

46. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия,1978. 392 с.

47. О влиянии комплексного микролегирования кальцием на свариваемость ау-стенитной стали/ Ю.И. Казеннов, Л.И. Ревизнков, М.А. Фомишкин и др.// Сварочное производство. 1975. - № 2. - С.24-26

48. Околошовные термические трещины в тонкостенных сварных конструкциях/ Ю.И. Казеннов, Л.И. Ревизников, H.H. Толмачева и др.// Сварочное производство. 1980. -№ 7. - С.16-18

49. Паршин A.M., Колосов И.Е. Влияние величины зерна и соотношения содержания Nb/C на свойства стали Х16Н15МЗБ// Металловедение и термическая обработка металлов. 1966. - № 3. - С.49-53.

50. Перфильев А.Н., Чернышова Т.А. Сравнение методов оценки склонности к горячим трещинам металла сварных швов// Сварочное производство. 1976. - № 12 -С.48-50.

51. Петров Г.Л., Земзин В.Н., Гонсеровский Ф.Г. Сварка жаропрочных нержавеющих сталей. М.: Машгиз,1963 - 238 с.

52. Приданцев М.В., Ланская К.А. Разработка и освоение трубных жаропрочных сталей// Теплоэнергетика. 1966. - № 5. - С. 1-5.

53. Прокатка высоколегированных сталей и сплавов/ В.Н. Выдрин, О.И. Ти-щенко, Ю.Т. Батин и др. Челябинск: Южно-Уральское книж. изд-во, 1966. - 88 с.

54. Прохоров H.H. Состояние и перспективы развития теории прочности сварных конструкций как основы повышения их качества// Сварочное производство. -1977. -№2.-С.З-8.

55. Прохоров H.H. Технологическая прочность металлов в процессе кристаллизации при сварке// Сварочное производство. 1962. - № 4. - С. 1-5.

56. Прохоров H.H. Технологическая прочность металлов при сварке. М.: Машпром, 1960. - 59 с.

57. Прохоров H.H. Физические процессы в металлах при сварке. Внутренние напряжения, деформации и фазовые превращения. М.: Металлургия, 1976. - Т.2. - 600 с.

58. Прохоров H.H. Ширшов Ю.В. Влияние режима сварки и химического состава основного металла на первичную структуру металла шва// Автоматическая сварка. 1974. - №3. - С.7-9.

59. Прохоров H.H., Прохоров Н.Никол., Панин В.Н. Аналитическая оценка кинетики роста зерна металлов и сплавов при сварке плавлением// Сварочное производство. 1974. - №1. - С.23-25.

60. Прохоров H.H., Розенкранц Т.Н., Якушин Б.Ф. Влияние состава и исходной первичной структуры основного металла на первичную структуру металла шва алюминиевых сплавов// Сварка: Сб. 1964. - №7. - С.131-141.

61. Пустыльник Е.И. Статистические методы анализа и обработки наблюдений. -М.: Наука, 1968.-288 с.

62. Разработка, производство и эксплуатация тепловыделяющих элементов энергетических реакторов/ Ф. Г. Решетников, Ю.К. Бибилашвили, И.С. Головин и др.; Под ред. Ф.Г. Решетникова. М.: Энергоатомиздат, 1995. - Кн. 1. - 320 с.

63. Разработка, производство и эксплуатация тепловыделяющих элементов энергетических реакторов/ Ф. Г. Решетников, Ю.К. Бибилашвили, И.С. Головин и др.; под ред. Ф.Г. Решетникова. М.: Энергоатомиздат, 1995. - Кн. 2. - 336 с.

64. Расчетный метод оценки стойкости сварных соединений против образования горячих трещин/ Э.Л. Макаров, A.B. Коновалов, Б.Ф. Якушин и др.// Сварочноепроизводство. 1997. -№11. - С. 13-16.

65. Рунов А.Е., Пашуканис Ф.И., Любавский К.В. Некоторые вопросы сварки литой аустенитной стали 1Х20Н12Т-Л// Сварочное производство. 1958 —№8 - С. 1-7

66. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970. - 376 с.

67. Сачков В.В., Покровская Н.Г., Потак Я.М. Деформация нержавеющих сталей с различной стабильностью аустенита// Металловедение и термическая обработка металлов. 1977. - №12. - С.55-57.

68. Сварка в машиностроении: Справочник, В 4~х т./ Под общ. ред. Г.А. Николаева. -М.: Машиностроение, 1979. Т. 3/ Под ред. H.A. Ольшанского. - 567 с.

69. Сварка и свариваемые материалы. Свариваемость материалов: Справ, изд. / В.Н. Волченко, Э.Л. Макаров, В.В. Шип и др.; Под ред. Э.Л. Макарова. М.: Металлургия, 1991.-Т.1.-528 с.

70. Связь кристаллографических текстур основного металла и сварного шва на низколегированных сплавах молибдена/ М.М. Нероденко, Е.П. Полищук, Ю.В. Мильман и др.// Автоматическая сварка. 1978. - №12. - С.12-15.

71. Славин Г.А. Расчет макроструктуры швов с учетом неортогональности и дискретности роста кристаллитов при сварке тонколистовых материалов// Сварочное производство. 1984. -№ 10. - С. 1-3.

72. Славин Г.А. Формирование дезориентированной структуры металла шва при наложении низкочастотных возмущений на сварочную ванну// Сварочное производство. 1980. - №6. - С.3-5.

73. Славин Г.А., Маслова Н.Д., Морозова Т.В. Исследование связи технологической прочности с кристаллизацией при импульсно-дуговой сварке жаропрочныхсплавов неплавящимся электродом// Сварочное производство. 1971. —№6—С.17-19.

74. Славин Г.А., Морозова Т.В. Деформационная способность металла шва в процессе кристаллизации при сварке жаропрочных материалов// Сварочное производство. 1977. - №8. - С.8-10.

75. Станюкович A.B. Хрупкость и пластичность жаропрочных материалов. -М.:Металлургия, 1967 356 с.

76. Тарновский А.И., Любавский К.В. Особенности формирования структуры околошовной зоны аустенитных сталей// Сварочное производство. 1970. - №3 - С.8-10.

77. Теория сварочных процессов/ В.Н. Волченко, В.М. Ямпольский, В.А. Винокуров и др.; Под ред. В.В. Фролова. М.: Высшая школа, 1988. - 559 с.

78. Титченер Э.П., Бевер М.Б. Успехи физики металлов. Пер. с англ. М.: Ме-таллургиздат, 1961.-397 с.

79. Третьяков A.B., Радченко K.M. Изменение механических свойств металлов и сплавов при холодной прокатке. Свердловск: Металлургиздат, Свердловское отд-ние, 1960. - 85 с.

80. Упрощенный метод оценки склонности стали Х16Н15МЗБ образованию горячих трещин при сварке/ Ю.И. Казеннов, В.Ф. Храмцов, Л.И. Ревизников и др. // Автоматическая сварка. 1980. - №11. - С.47-48.

81. Устойчивость стали ЭИ847 против образования горячих трещин при сварке в зависимости от технологии ее выплавки/ A.B. Руссиян, В.А. Салутин, И.А. Пав-перова и др.// Автоматическая сварка. 1965. - № 10. - С.7-11.

82. Фельдгандлер Э.Г., Белинский А.Л. Структура, свойства и коррозионная стойкость сталей типа 18-10 после ТМО// Металловедение и термическая обработкаметаллов. 1997.-№10-С. 12-15.

83. Физические процессы в металле околошовной зоны сварных соединений стали 18-10/ Ю.Ф. Юрченко, М.Д. Мазо, М.А. Трифонов и др.// Сварочное производство: Сб. 1971.-Вып. 1. -С.21-24.

84. Характер кристаллизации и склонность стали 03Х12Н10МТ к образованию горячих трещин при сварке/ В.Е. Лазько, В.И. Лукин, Т.Л. Максимович и др.// Сварочное производство. 1990. - № 7. - С. 10-12.

85. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1969. -752 с.

86. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. М.: Металлургия, 1967. 797 с.

87. Целиков А.И. Основы теории прокатки. М.: Металлургия, 1965. - 247 с.

88. Чалмерс Б. Теория затвердевания.: Пер. с англ. М: Металлургия, 1968. -288 с.

89. Чалмерс Б. Физическое металловедение.: Пер. с англ. М.: Металлургиз-дат, 1963.-456 с.

90. Черныш В.П., Кузнецов В.Д. Сопротивляемость горячим трещинам металла швов, кристаллизующегося в условиях перемешивания// Сварочное производство. -1971. № 6. - С.41-42.

91. Чижиков Ю.М. Прокатываемость стали и сплавов. М.: Металлургиздат, 1961.-451 с.

92. Чижиков Ю.М. Процессы обработки давлением легированных сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1965. - 499 с.

93. Шор Я.Б. Статистические методы анализа контроля качества и надежности. М.: Советское радио, 1962. 534 с.

94. Шоршоров М.Х., Чернышова Т.А., Красовский А.И. Испытания металлов на свариваемость. М.: Металлургия, 1972. - 240 с.

95. Юрченко Ю.Ф. О механизме высокотемператруного роста зерен и насыщения границ примесями в сталях типа Х18Н10// Сварочное производство: Сб. 1971. -Вып. 2.-С.21-24.

96. Юрченко Ю.Ф., Сотниченко А.Л., Красилов Б.И. Распределение дислокаций в околошовной зоне стали типа 18-10// Автоматическая сварка. 1969. - №11. -С.7-9.

97. Юшкевич П.М., Степанович В.Е. Деформационное упрочнение и старение стали Х18Н10Т// Металловедение и термическая обработка металлов. 1970. - №12. - С.15-17.

98. Якушин Б.Ф., Волченко В.Н., Гаджиев Н.Г. Вероятностные расчеты надежности сварных соединений по их технологической прочности// Сварочное производство. 1982. - №12. - С.7-10.

99. Якушин Б.Ф., Настич С.Ю. Экспресс-метод оценки свариваемости алюминиевых сплавов// Сварочное производство. 1995. - №4. - С.30-31.

100. Якушин Б.Ф., Прохоров H.H., Новиков H.H. Машина для определения склонности металлов к горячим трещинам при сварке// Автоматическая сварка. -1970. №10. - С.47.

101. Hecht М., Wilken К. Schweissversuche zur Heissrissneigung von CuNilOFelMn mit dem MVT-Test// Schweissen und Schneiden. 1991. - H.10 (43). - S.604-608.

102. Rawlings G., Wilken K. Vergleich der Aussagefahigkeit von neuen Heissrissprufverfahre// Schweissen und Schneiden. 1994. - H.4 (44). - S.210-214.

103. The Varestraint Test/ C.D. Lundin, A.C. Lingenfelter, G.F. Grothke, est. // WRS157

104. Bulletin. 1982. - August. - P. 280.

105. Weld metal cracking and improvement of 25%Cr-20%Ni fully austenitic stainless steel/ F. Matsuda, H. Nakagawa, S. Katayama and others // Trans. IWS. 1982. - vol. 13, № 2. - P.41-58.

106. Wilken K. Invstigation to compare Hot Cracking Tests external loaded specimens: Intermediate Report// IIW-Doc. - 1996. - IX-H-1843. - P. 23.

107. Wilken K. Invstigation to compare Hot Cracking Tests external loaded specimens: Final Report// IIW-Doc. - 1998. - IX-1923. - P. 42.

108. Wilken K., Kleistner H. The Classification and Evaluation of Hot Cracking Tests for Weldments // Welding in the World. 1990. - Vol. 28, №7/8. - P.123-143.