Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей

Выполнены экспериментальные исследования влияния сварочного и послесварочного нагрева на твердость и ударную вязкость имитированных высокотемпературных участков зоны термического влияния (ЗТВ) сварных соединений низкоуглеродистых высокопрочных сталей и среднеуглеродистой стали 40Х. Исследованы особе...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Дата:	2009
Автор:	Лебедев, Ю.М.
Формат:	Стаття
Мова:	Russian
Опубліковано:	Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України 2009
Назва видання:	Автоматическая сварка
Теми:	50 лет кафедре сварочного производства
Онлайн доступ:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/100911
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей / Ю.М. Лебедев // Автоматическая сварка. — 2009. — № 8 (676). — С. 28-34. — Бібліогр.: 12 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-100911
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1009112016-05-29T03:02:39Z Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей Лебедев, Ю.М. 50 лет кафедре сварочного производства Выполнены экспериментальные исследования влияния сварочного и послесварочного нагрева на твердость и ударную вязкость имитированных высокотемпературных участков зоны термического влияния (ЗТВ) сварных соединений низкоуглеродистых высокопрочных сталей и среднеуглеродистой стали 40Х. Исследованы особенности фазовых превращений в этих сталях. Установлено, что наиболее эффективным является быстрый послесварочный нагрев металла ЗТВ в температурной области, соответствующей межкристаллическому интервалу AС1...AС3. Experimental investigations of influence of welding and post-weld heating on hardness and impact toughness of simulated high-temperature areas of heat-affected zone (HAZ) of joints on low-carbon high-strength steels and medium-carbon 40Kh steel were carried out. Peculiarities of phase transformations in these steels were studied. It is determined that the most effective is fast post-weld heating of HAZ metal in a temperature interval, corresponding to intercritical interval of AC1-AC3. 2009 Article Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей / Ю.М. Лебедев // Автоматическая сварка. — 2009. — № 8 (676). — С. 28-34. — Бібліогр.: 12 назв. — рос. 0005-111X http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/100911 621.791 ru Автоматическая сварка Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
topic	50 лет кафедре сварочного производства 50 лет кафедре сварочного производства
spellingShingle	50 лет кафедре сварочного производства 50 лет кафедре сварочного производства Лебедев, Ю.М. Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей Автоматическая сварка
description	Выполнены экспериментальные исследования влияния сварочного и послесварочного нагрева на твердость и ударную вязкость имитированных высокотемпературных участков зоны термического влияния (ЗТВ) сварных соединений низкоуглеродистых высокопрочных сталей и среднеуглеродистой стали 40Х. Исследованы особенности фазовых превращений в этих сталях. Установлено, что наиболее эффективным является быстрый послесварочный нагрев металла ЗТВ в температурной области, соответствующей межкристаллическому интервалу AС1...AС3.
format	Article
author	Лебедев, Ю.М.
author_facet	Лебедев, Ю.М.
author_sort	Лебедев, Ю.М.
title	Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей
title_short	Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей
title_full	Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей
title_fullStr	Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей
title_full_unstemmed	Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей
title_sort	влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства зтв сварных соединений закаливающихся сталей
publisher	Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
publishDate	2009
topic_facet	50 лет кафедре сварочного производства
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/100911
citation_txt	Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей / Ю.М. Лебедев // Автоматическая сварка. — 2009. — № 8 (676). — С. 28-34. — Бібліогр.: 12 назв. — рос.
series	Автоматическая сварка
work_keys_str_mv	AT lebedevûm vliâniesvaročnogoiposlesvaročnogonagrevanastrukturnyeprevraŝeniâisvojstvaztvsvarnyhsoedinenijzakalivaûŝihsâstalej
first_indexed	2025-07-07T09:32:18Z
last_indexed	2025-07-07T09:32:18Z
_version_	1836980097861550080
fulltext	УДК 621.791 ВЛИЯНИЕ СВАРОЧНОГО И ПОСЛЕСВАРОЧНОГО НАГРЕВА НА СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И СВОЙСТВА ЗТВ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ЗАКАЛИВАЮЩИХСЯ СТАЛЕЙ Ю. М. ЛЕБЕДЕВ , д-р техн. наук (Нац. ун-т кораблестроения имени адмирала Макарова, г. Николаев) Выполнены экспериментальные исследования влияния сварочного и послесварочного нагрева на твердость и ударную вязкость имитированных высокотемпературных участков зоны термического влияния (ЗТВ) сварных соединений низкоуглеродистых высокопрочных сталей и среднеуглеродистой стали 40Х. Исследованы особенности фазовых превращений в этих сталях. Установлено, что наиболее эффективным является быстрый послесварочный нагрев металла ЗТВ в температурной области, соответствующей межкристаллическому интервалу AC1…AC3. К л ю ч е в ы е с л о в а : зона термического влияния, высо- копрочные закаливающие стали, послесварочный нагрев, ди- аграммы термокинетического превращения аустенита ЗТВ, твердость, ударная вязкость При сварке низко- и среднелегированных сталей в зоне термического влияния (ЗТВ) образуется мартенситная структура, склонная к замедленно- му разрушению и образованию холодных трещин. Предотвратить или ограничить закалку металла ЗТВ при заданных режимах сварки или наплавки позволяет предварительный подогрев изделия, ко- торый, однако, усложняет технологический про- цесс сварки и повышает себестоимость изделий. Целесообразность использования этой операции при сварке сталей в каждом конкретном случае должна быть обоснована. Проанализировать воз- можность закалки ЗТВ и раcсчитать минималь- ную температуру подогрева, при которой исклю- чается образование холодных трещин, можно, используя результаты, полученные в работе [1]. Для этого необходимо при заданном режиме свар- ки или наплавки определить время охлаждения металла в интервале от критической точки AС3 до температуры начала мартенситного превраще- ния Mн. Время охлаждения металла ЗТВ в указанном температурном интервале при однопроходной сварке или наплавке на массивное тело может быть рассчитано по следующим формулам: Δtсв = qп 2 4πλcγv2δ2 ⎛⎜ ⎝ 1 (Mн – T0) 2 – 1 (AC3 – T0) 2 ⎞ ⎟ ⎠ ; (1) Δtн = qп 2 2πλv ⎛⎜ ⎝ 1 Mн – T0 – 1 AC3 – T0 ⎞ ⎟ ⎠ , (2) где qп — погонная энергия; λ — коэффициент теплопроводности; T0 — начальная температура изделия; v — скорость сварки (наплавки); cγ — объемная теплоемкость; δ — толщина сваривае- мых пластин при однопроходной сварке. Значения критических точек зависят от состава сталей, которые для низколегированных сталей можно определить по следующим зависимостям: AС3 [°С] = 910 – 229 C + 32 Si – 25 Mn–8 Cr – 18 Ni + + 2 Мо + 117 V – 24 Cu + 7 W – 120 В; Mн = 520 – 380 C – 18,4 Mn – 12 Cr – 8,2 Ni – – 21,5 Mo –170 V + 6,6 Zr + 500 Ti (содержание всех элементов дано в процентах по массе, а среднеквадратичное отклонение состав- ляет ±15 °С). Практика сварочных работ и результаты ана- лиза свариваемости сталей показали, что холод- ные трещины в ЗТВ могут возникать при содер- жании мартенсита более 50 об. %. Время охлаждения ЗТВ от критической точки AC3 до Mн, когда образуется 50 об. % мартенсита, также зависит от состава стали и рассчитывается по формуле Δt0,5 М = (9 C)1,45⋅10n, где n = 0,48(Si – 0,3) + 0,73(Mn – 0,6) + 0,75(Cr – – 0,15) + 0,32(Ni – 0,15) + 0,63 Mo + 1,14 V — показатель степени, зависящий от содержания ле- гирующих элементов в стали. Если время охлаждения при сварке или нап- лавке будет меньше, чем Δt0,5 М, то в ЗТВ фор- мируется более 50 об. % мартенсита и для пре- дотвращения образования холодных трещин тре- буется предварительный подогрев. Минимальная температура подогрева Tп, при которой в металле ЗТВ содержится 50 об. % мартенсита, для случая наплавки на массивное тело рассчитывается из условия Δtн = Δt0,5 М по уравнению © Ю. М. Лебедев , 2009 28 8/2009 T п = A C3 + M н 2 – √⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎛ ⎜ ⎝ A C3 + M н 2 ⎞ ⎟ ⎠ 2 + ⎛ ⎜ ⎝ ⎜ ⎜ q п (A C3 – M н ) 2πλΔt 0,5 М ⎞ ⎟ ⎠ ⎟ ⎟ – A C3 M н . Минимальную температуру подогрева Tп, при которой в металле ЗТВ образуется 50 об. % мар- тенсита при однопроходной сварке, можно рас- считать по уравнению (1), подставив вместо Δtсв значение Δt0,5 М, если оно больше Δtсв, и решать его методом половинного деления с учетом, что Tп < Mн. Предварительный подогрев существенно ус- ложняет и удорожает технологию сварки (нап- лавки) и может отрицательно влиять на вязкость сварных соединений сталей из-за увеличения дли- тельности пребывания ЗТВ при высокой темпе- ратуре, что приводит к росту зерна в зоне пе- регрева. Если механические свойства соединений не удовлетворяют нормативным требованиям, то необходимо применение дополнительной опе- рации — термической обработки. Кроме того, предварительный подогрев не может использо- ваться для всех типов сварных конструкций. При изготовлении сварных конструкций из сталей по- вышенной прочности с целью предотвращения образования холодных трещин применяют ло- кальный послесварочный нагрев, что способству- ет распаду мартенсита в ЗТВ или же приводит к перекристаллизации с формированием других структурных составляющих стали. Локальный нагрев может осуществляться с помощью различ- ных тепловых источников, в том числе и сва- рочных. В последнем случае операция термооб- работки (или подогрева) осуществляется в про- цессе самой сварки. К таким способам автотермо- обработки можно отнести сварку короткими ва- ликами [2], поперечной горкой, двухдуговую со смещенными дугами [3–5], модулированным то- ком [6, 7], с применением импульсно-дуговых ис- точников питания [8] и др. Такая же технология послесварочной термообработки легко реализует- ся при сварке тонколистовых конструкций из вы- сокопрочных сталей с последующим или сопут- ствующим прогревом соединения дугой с непла- вящимся электродом [9, 10]. Поскольку наиболее ослабленным местом сварных соединений являются высокотемператур- ные участки ЗТВ с крупнозернистой структурой перегретого металла, то при осуществлении пос- лесварочного нагрева и термической обработки их режим должен обеспечить хотя бы частичное исправление явлений перегрева и способствовать получению удовлетворительного комплекса меха- нических свойств в указанных участках. В случаях закалки сталей при сварке первостепенной зада- чей является создание таких условий формиро- вания сварных соединений, при которых исклю- чается возможность образования холодных тре- щин. Эффективное регулирование структуры раз- личных участков сварных соединений при воз- действии повторного нагрева сварочным или спе- циальным источниками в полной мере может быть реализовано в случае заранее известного пове- дения металла в условиях изменения температур- но-временных характеристик такого нагрева. Ши- рокому внедрению послесварочного нагрева при сварке закаливающихся сталей препятствует то, что процессы структурных превращений в метал- ле ЗТВ при указанном нагреве и их влияние на механические свойства сталей практически не изучены. Цель настоящей работы — исследование на примере ряда высокопрочных сталей влияния тем- пературы первичного и послесварочного нагрева на структурные превращения высокотемператур- ных участков ЗТВ, а также на ее механические свойства. Изучали влияние различных температурных режимов сварочного нагрева на изменение струк- туры и свойств металла имитированных участков ЗТВ сварных соединений высокопрочных сталей различного лeгиpoвaния. Проходящим током осу- ществляли прогрев образцов сечением 10 10 мм, предназначенных для испытаний на ударную вяз- кость с полукруглым надрезом (тип 1 по ГОСТ 9454–78) нa специально переоборудованной для этих целей машине стыковой контактной элект- росварки АСА-30. Температуру контролировали с помощью хромель-алюмелевой термопары, при- варенной конденсаторным разрядом к поверхнос- ти средней части прогреваемых образцов. Однов- ременно при визуальном контроле на осциллог- рафе Н-700 записывался термический цикл наг- рев–охлаждение. Расстояние между зажимами составляло 35 мм. Нагрев заготовок осуществля- ли со средней скоростью около 100 °С/с, а ох- лаждение — в зажимах приспособления на воз- духе. После испытаний на ударный изгиб образцы подвергались металлографическому анализу. В стали 40Х с исходной ферритно-перлитной структурой существенное изменение прочност- ных свойств происходит после скоростного наг- рева образцов до температуры несколько ниже критической точки AC1 или в межкритическом ин- тервале AC1…AC3. Нагрев до такой температуры приводит к значительному повышению показате- лей ударной вязкости KCU с 18 до 43…65 Дж/см2 и некоторому снижению твердости с HV 260 до 230 (рис. 1, а). После нагрева выше критической точки AC3 ударная вязкость уменьшается до зна- чений ниже, чем у исходного металла, а твердость заметно возрастает. Максимальное значение твер- дости HV 580 наблюдается после нагрева до 1100 °С. При этом ударная вязкость металла сни- жается до KCU = 11 Дж/см2. Дальнейшее повы- 8/2009 29 шение температуры нагрева до 1375 °С на ука- занные показатели практически не влияет. Видимые в оптический микроскоп структур- ные изменения стали 40Х имеют место после ее нагрева выше критической точки AC1. Так, нагрев в межкритическом интервале до 790 °С и после- дующее охлаждение со скоростью w550 = 15 °С/с приводит к перлитному превращению образовав- шегося аустенита. При этом по сравнению с ис- ходной структурой заметно уменьшается объем- ная доля свободного доэвтектоидного феррита, расположенного в виде очень тонких прослоек по некоторым границам бывших аустенитных зе- рен. Такой нагрев способствует некоторому из- Рис. 1. Влияние температуры скоростного нагрева на твердость (1) и ударную вязкость (2) образцов из сталей 40Х (а, б), 07Х3ГНМ (в, г) и 14ХГНМДФБ (д, е): I — нагрев в состоянии поставки; II — вторичный нагрев после прогрева до 1300 °С 30 8/2009 мельчению зерна. Перлитное превращение имеет место и после охлаждения стали 40Х с 825 °С, при этом выделение доэвтектоидного феррита из аустенита практически не происходит. Более высокая температура нагрева приводит к смене механизма превращения переохлажден- ного аустенита. Так, после нагрева до 900 °С аус- тенит претерпевает бейнитно-мартенситное прев- ращение, а твердость металла с такой структурой составляет HV 390. Полностью мартенситное превращение наблюдается после нагрева стали 40Х до 1100 °С и выше. Влияние послесварочного нагрева на ударную вязкость и структурные превращения исследовали на образцах из стали 40Х имитированной ЗТВ с высокотемпературными участками, т. е. претер- певших прогрев до 1250 °С. Для этого образцы после нагрева до 1250 °С охлаждали до 200 °С. При этом начиная с температуры Mн = 340°С аус- тенит претерпевал мартенситное превращение. После охлаждения до 200 °С структура металла состояла примерно из 75 об. % мартенсита и 25 об. % аустенита. Наличие в структуре одной чет- верти пластичного аустенита обеспечивает доста- точную стойкость металла против образования хо- лодных трещин. Затем с целью отпуска мартенсита или перекристаллизации структуры металла выпол- няли повторный нагрев. Влияние температуры та- кого послесварочного нагрева на изменение удар- ной вязкости имитированной высокотемпературной ЗТВ стали 40Х показано на рис. 1, б. Как следует из этого рисунка, послесварочный нагрев с 200 до 700 °С позволяет достичь в вы- сокотемпературных участках ЗТВ образцов стали 40Х твердость HV 375 вместо HV 590 при ох- лаждении только по сварочному термоциклу. Структура образца после охлаждения от темпе- ратуры повторного нагрева 700 °С состоит из тро- остита и сорбита отпуска с отдельными включе- ниями мартенсита (около 5 об. %), который об- разуется на завершающей стадии охлаждения из оставшегося аустенита. Однако несмотря на наличие заметных превращений отпуска такой повторный нагрев ниже критической точки AC1 не позволяет добиться высоких показателей вяз- кости ЗТВ. В данном случае ударная вязкость сос- тавляет KCU = 13 Дж/см2, что примерно соответ- ствует таким же показателям для закаленного участка ЗТВ. Нагрев с 200 до 725 °С снижает твердость ста- ли 40Х до HV 320 и повышает ударную вязкость до KCU = 50 Дж/см2. В структуре металла после такого повторного нагрева уменьшается объемная доля мартенсита, включения которого имеют зна- чительно меньшие размеры по сравнению с та- ковыми после нагрева до 700 °С. Послесварочный нагрев в межкритическом ин- тервале температур до 745 и 770 °С приводит к повышению показателей ударной вязкости соот- ветственно до KCU = 75 и 64 Дж/см2 при твер- дости металла HV 365 и 375. Дальнейшее уве- личение температуры послесварочного нагрева за- метно снижает ударную вязкость и повышает твердость. Так, после нагрева до 800 °С твердость увеличивается до HV 400, а ударная вязкость сни- жается до KCU = 31 Дж/см2. После нагрева до 840 °С эти показатели изменяются — до HV 545 и KCU = 8 Дж/см2. В последнем случае струк- тура стали 40Х состоит из мелкоигольчатого мар- тенситного участков бейнита. Сталь 07Х3ГНМ в исходном состоянии после нормализации имела структуру мелкоигольчатого мартенсита с ударной вязкостью KCU = 80 Дж/см2 и твердостью HV 340. Нагрев такой стали по сва- рочным термоциклам приводит к увеличению ударной вязкости начиная с температуры выше 600 °С (рис. 1, в). Особенно это заметно при наг- реве в межкритическом интервале температур AC1…AC3. По сравнению с исходным состоянием ударная вязкость возрастает более чем в 2 раза, максимальное значение KCU = 210 Дж/см2 дос- тигается после нагрева до 825 °С. Нагрев в меж- критическом интервале температур ведет также к незначительному (до HV 270…300) снижению твердости. Дальнейшее повышение температуры нагрева выше критической точки AС3 снижает ударную вязкость в среднем до KCU = 100 Дж/см2 и по- вышает твердость стали 07X3ГНМ до уровня зна- чений твердости в исходном состоянии. Для низкоуглеродистых сталей 07X3ГНМ и 14ХГНМДФБ с высокой температурой мартенсит- ного превращения Mк послесварочный нагрев осу- ществляли после практически полного заверше- ния мартенситного превращения аустенита. Ох- лаждение заготовок после первого нагрева до 1300 °С производили до температуры 250 °С. При последующем нагреве закаленных образ- цов из стали 07X3ГНМ заметные структурные из- менения обнаружились после нагрева свыше 600 °С. Так, нагрев до 700 °С приводит к уст- ранению мартенситной ориентировки. После наг- рева в межкритическом интервале температур до 750 °С происходит значительное измельчение зе- рен по границам бывшей исходной структуры и усиление контрастности структуры при травлении микрошлифа, что, вероятно, вызвано неоднород- ностью объемов металла по углероду. Нагрев до 793 °С приводит к выделению сетки бейнита по границам бывших исходных зерен, а процесс пе- рекристаллизации после нагрева до 825 °С спо- собствует образованию особо мелкозернистой структуры. После нагрева до температуры выше критической точки AC3 и последующем охлаж- дении аустенита стали 07X3ГНМ происходит только мартенситное превращение. 8/2009 31 Послесварочный нагрев заготовок из стали 07ХЗГНМ с 250 °С до температуры ниже крити- ческой точки AC1 не приводит к заметному из- менению твердости и ударной вязкости металла по сравнению с этими показателями у закаленной от 1300 °С стали. При этом микроструктура отпущен- ной стали сохраняет ориентировку мартенсита. Зна- чительные изменения прочностных свойств имеют место после нагрева закаленной стали в межкри- тическом интервале температур (см. рис. 1, г). Так, после нагрева до 768…800 °С ударная вязкость увеличивается (KCU ≈ 170 Дж/см2), что почти вдвое превышает значения этого показателя у за- каленной стали. Твердость металла после такого нагрева несколько уменьшается. После нагрева до 790 °С она имеет минимальное значение (HV 265). Структура металла после такого нагрева хотя и сохраняет ориентировку зерен закаленной стали, но больше соответствует структуре бейнита. Послес- варочный нагрев до 830 °С также восстанавливает по форме структуру исходной закаленной стали. При этом твердость металла составляет HV 280, а ударная вязкость — KCU ≈ 120 Дж/см2. Даль- нейшее повышение температуры послесварочного нагрева от 860 до 1035 °С приводит к сущест- венному изменению значений твердости и удар- ной вязкости высокотемпературных участков ЗТВ вследствие наличия крупнозернистого мартенсита стали 07Х3ГНМ, получаемого непосредственно после первого сварочного нагрева до 1300 °С и полного охлаждения заготовок. Особое изменение прочностных свойств при сварочном нагреве наблюдается у стали 14ХГНМДФБ. Эту сталь исследовали в состоянии после нормализации со структурой бейнита и 6…8 об. % остаточного аустенита. В исходном состо- янии она имела твердость HV 320 и ударную вяз- кость KCU = 92 Дж/см2. Нагрев указанной стали до температуры ниже критической точки AC1 и последующее охлаждение сохраняют ударную вязкость на уровне исходного металла, хотя и уве- личивают его твердость (см. рис. 1, д). Более вы- сокий нагрев в области межкритических темпе- ратур AC1…AC3 снижает ударную вязкость доволь- но значительно, что составляет для образцов, прогретых до 760 и 830 °С, примерно 30 % уровня KCU стали в исходном состоянии. Дальнейшее увеличение температуры нагрева ведет к восста- новлению ударной вязкости стали 14ХГНМДФБ. Но если после прогрева до 885 °С она все еще ниже уровня значений KCU у металла в исходном сос- тоянии, то после нагрева до более высоких тем- ператур превосходит этот уровень. Так, нагрев до 930 и 1320 °С увеличивает значение ударной вяз- кости соответственно до 103 и 106 Дж/см2. В ре- зультате сталь приобретает структуру мартенсита с твердостью HV 410…395. Послесварочный нагрев образцов из стали 14ХГНМДФБ со структурой мартенсита от 250 °С до температуры ниже 700 °С вызывает заметное изменение твердости металла, но незначительно влияет на ударную вязкость по сравнению с этими показателями у закаленного металла высокотем- пературных участков ЗТВ (см. рис. 1, д). Так, наг- рев до 615 °С снижает твердость до HV 350 при сохранении KCU, равной 106 Дж/см2. После наг- рева до 680 °С начинает проявляться эффект дис- персионного твердения. Твердость стали после та- кого нагрева увеличивается до HV 375, но ударная вязкость еще остается на уровне закаленного ме- талла и составляет 96 Дж/см2. Нагрев до 755 °С вызывает повышение твердости до HV 400 и уменьшение значения ударной вязкости до 52 Дж/см2. Дальнейшее увеличение послесвароч- ного нагрева до 770 и 845 °С практически не при- водит к изменению твердости, но повышает зна- чения ударной вязкости (соответственно KCU = = 65 и 85 Дж/см2). Таким образом, послесварочный нагрев высо- котемпературных участков ЗТВ с мартенситной структурой стали, легированной карбонитридооб- разующими элементами, в межкритическом ин- тервале температур вызывает рост твердости ме- талла за счет дисперсионного твердения и замет- ного уменьшения ударной вязкости. Поэтому для таких сталей нагрев при послесварочной термо- обработке целесообразно выполнять до темпера- туры ниже температурного интервала диспер- сионного твердения. Закалка же других сталей из межкритического интервала температур форми- рует ферритно-мартенситную структуру металла с достаточно высоким уровнем прочности и плас- тичности. Таким образом, в исследованных сталях наи- более существенное влияние нагрева на ударную вязкость оказывает сварочный нагрев в межкрити- ческом интервале температур AC1…AC3. При ука- занном нагреве сталей, не содержащих таких силь- ных карбонитридообразующих элементов, как ва- надий, ниобий, алюминий, ударная вязкость сущес- твенно увеличивается, а при их наличии в составе стали наблюдается противоположный эффект. Влияние скорости охлаждения на кинетику превращения аустенита, сформированного при послесварочном нагреве в межкритическом ин- тервале температур, изучали путем нагрева–ох- лаждения жесткозакрепленных образцов по ме- тодике, изложенной в [11]. Трубчатые образцы нагревали проходящим током до 1300 °С, охлаж- дали со скоростью w550 ≈ 17 °С/с до заданной температуры, вновь нагревали в межкритическом интервале температур со средней скоростью око- ло 100 °С/с и опять охлаждали с различной ско- ростью. Изменение температуры и физических свойств при нагреве–охлаждении образцов регис- 32 8/2009 трировали с помощью шлейфового осциллографа. Диаграмма термокинетического превращения ас- тенита стали 40Х, сформированного при послес- варочном нагреве до 770 °С, приведена на рис. 2, а. Здесь же для сравнения штриховой линией показано термокинетическое превращение аусте- нита после однократного нагрева стали 40Х до 1300 °С и охлаждения образцов с различной ско- ростью. При послесварочном нагреве до 770 °С в структуре стали 40Х сохраняется около 20 % фер- ритной фазы, сформированной из мартенсита при его быстром нагреве. Вновь образуемый аустенит при нагреве в межкритическом интервале темпе- ратур из-за высокой скорости нагрева неодно- роден по углероду. Последующее охлаждение та- кой аустенитно-ферритной структуры со ско- ростью от 12,0 до 31,6 °С/с приводит к распаду аустенита. При охлаждении со скоростью 12 °С/с при 670 °С сохраняется около 50 об. % аустенита, а при 600 °С он полностью распадается по пер- литному механизму на ферритно-цементитную смесь. Твердость образца после такого охлажде- ния составляет HV 230. Охлаждение со скоростью 15 °С/с не приводит к смене механизма превра- щения, лишь смещается вниз температурный ин- тервал фазового перехода. Так, температура су- ществования 50 об. % аустенита составляет 630 °С, заканчивается превращение при 595 °С. При этом твердость образца возрастает до HV 275. Увеличение скорости охлаждения до 31,6 °С/с приводит к значительному изменению кинетики превращения аустенита. В этом случае наблюда- ется уже все три типа его превращения: перлит- ное, бейнитное и мартенситное. Температура су- ществования 50 об. % аустенита снижается до 440 °С. В процессе охлаждения превращение при- останавливается при 390 °С, а образование мар- тенсита начинается при температуре 295 °С. Ст- руктура металла образца после полного охлаж- дения состоит из мартенсита (около 45 об. %), а также свободного феррита и ферритно-цемен- титных участков, образованных по перлитному и бейнитному механизмам. Твердость металла, имеющего такую структуру, составляет HV 360. Охлаждение со скоростью w550 ≈ 100 °С/с при- водит к полному подавлению перлитного меха- низма превращения аустенита, которое начина- ется при температуре 460 °С, когда из аустенита образуется бейнит. Мартенситная фаза возникает из более насыщенного углеродом аустенита, она расположена преимущественно в областях, при- мыкающих к границам бывших аустенитных зе- рен, сформированных при первичном нагреве ста- ли до 1300 °С. Твердость металла после такого режима послесварочного нагрева и охлаждения составляет HV 460. Сравнение устойчивости переохлажденного аустенита, сформированного при нагревах однок- ратном до 1300 °С и послесварочном до 770 °С показывает, что в последнем случае она ниже при- мерно на порядок. Это объясняется неоднород- ностью аустенита, полученного нагревом в меж- критический интервал температур, сохранением ферритной, а возможно, и карбидной фаз, явля- ющихся подложками при последующей перекрис- таллизации аустенита, а также протяженной пло- щадью границ зерен. Послесварочный нагрев крупнозернистого мар- тенсита стали 07Х3ГНМ до 800 °С сохраняет около 15 об. % непревращенной α-фазы. При последую- щем охлаждении со скоростью от 3,3 до 33,3 °С/с происходит бейнитно-мартенситное превращение аустенита (рис. 2, б). По мере увеличения скорости охлаждения в этом диапазоне температура начала бейнитного Рис. 2. Диаграммы термокинетического превращения аустенита сталей 40Х (а) и 07Х3ГНМ (б), полученные при различных скоростях охлаждения (1–5): штриховые кривые — после нагрева образцов до 1300 °С; сплошные — после нагрева до 1300 °С, охлаждения на воздухе со скоростью около 17°С/с до 200 °С и повторного нагрева до 770 °С; т.о. — термическая обработка; Н и К — начало и конец структурных превращений; Б — бейнит; Ф — феррит 8/2009 33 превращения понижается от 520 до 480 °С. По- добная закономерность имеет место и при тем- пературе окончания превращения аустенита от 350 до 250 °С. При этом твердость металла об- разцов повышается от HV 300 до 330. Сравнение диаграмм термокинетического превращения аустенита, полученных при охлаж- дении с различной скоростью после однократного нагрева образцов стали 07ХЗГНМ до 1300 °С [12] и по циклам нагрева до 1300 °С, охлаждения до 200 °С, повторного нагрева до 800 °С и после- дующего охлаждения, указывает на их значитель- ное различие. Повторный нагрев высокотемпера- турного участка ЗТВ при последующем охлаж- дении оставшегося и вновь сформированного аус- тенита ведет к повышению температуры начала его превращения. Линия существования 50 об. % аустенита практически совпадает с линией начала превращения, полученной при охлаждении аус- тенита после однократного нагрева до 1300 °С. Образование ферритной фазы и бейнита, а также достаточно высокая температура мартенситного превращения повышает стойкость металла ЗТВ против образования холодных трещин после ее послесварочного нагрева в межкритическом ин- тервале температур. Выполненные исследования позволили уста- новить оптимальные режимы локального послес- варочного нагрева при сварке высокопрочных сталей различных систем легирования. Такой наг- рев обеспечивает достаточную сопротивляемость металла ЗТВ образованию холодных трещин и ее высокую ударную вязкость. 1. Лебедев Ю. М. Влияние состава стали на формирование структуры ЗТВ сварных соединений // Автомат. сварка. — 1999. — № 11. — С. 8–13. 2. Рыкалин Н. Н. Расчеты тепловых процессов при сварке. — М.: Машгиз, 1951. — 256 с. 3. Влияние термического цикла двухдуговой сварки на стойкость стали 20ХГСНМ против образования холод- ных трещин / С. Н. Гончаров, Н. З. Гуднев, Ю. А. Сте- ренбоген и др. // Автомат. сварка. — 1982. — № 7. — С. 14–15. 4. Метелев А. В., Горбачев Ю. И. Регулирование термичес- кого цикла двудуговой сварки закаливающихся сталей // Свароч. пр-во. — 1984. — № 4. — С. 4–5. 5. Бурский С. Г., Довженко В. А., Стеренбоген Ю. А. Стой- кость против образования холодных трещин ЗТВ соеди- нений стали типа 14ХН3МДА, выполненных двухдуго- вой сваркой в узкий зазор // Автомат. сварка. — 1990. — № 2. — С. 20–24. 6. Сидорук В. С., Дудко Д. А., Горбенко Н. В. Имитация тер- мического цикла в зоне термического влияния при элек- трошлаковой сварке модулированным током // Там же. — 1985. — № 7. — С. 12–15. 7. Структура и твердость металла ЗТВ стали 45 при дуго- вой сварке модулированным током / Д. А. Дудко, В. С. Сидорук, Г. А. Иващенко и др. // Там же. — 1990. — № 3. — С. 10–12. 8. Вагнер Ф. А. Оборудование и способы сварки импуль- сной дугой. — М.: Энергия, 1980. — 12 c. 9. Савицкий А. М, Савицкий М. М., Новикова Д. П. Влияние скорости и длительности периодического охлаждения на формирование структуры сварных соединений закалива- ющихся сталей при дуговой сварке с термоциклировани- ем // Автомат. сварка. — 2004. — № 8. — С. 41–44. 10. Фазовые и структурные превращения при сварке и дуго- вой обработке соединений стали 30ХГСА / В. М. Кулик, В. Г. Васильев, Г. М. Григоренко и др. // Там же. — 2007. — № 9. — С. 10–15. 11. Лебедев Ю. М., Кравченко Л. П., Данилюк Н. М. Методи- ка моделирования сварочных термодеформационных циклов // Там же. — 1978. — № 12. — С. 31–33. 12. Исследование свариваемости низкоуглеродистой мар- тенситной стали 07Х3ГНМ / Ю. М. Лебедев, В. Н. Лаза- рев, Л. М. Клейнер, Р. И. Энтин // Там же. — 1989. — № 9. — С. 1–4. Experimental studies of the influence of welding and post-weld heating on hardness and impact toughness of simulated high-temperature sections of the heat-affected zone (HAZ) of low-carbon high-strength steels and medium-carbon 40X steel were performed. Features of phase transformations in these steels were studied. It is established that fast post-weld heating of the HAZ metal to the temperature region corresponding to intecrystalline range of AC1...AC3 is the most effective. Поступила в редакцию 02.04.2009 34 8/2009

Влияние сварочного и послесварочного нагрева на структурные превращения и свойства ЗТВ сварных соединений закаливающихся сталей

Репозитарії

Схожі ресурси