Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА
Рассмотрены структурные изменения в металле шва типа 30ХГС соединений высокопрочной стали при сварке и дуговой обработке. В этих условиях аустенитное превращение закалившегося металла соединения происходит при температурах, близких к точкам A1 и A3 стали в состоянии поставки. При последующем охлажде...
Saved in:
| Published in: | Автоматическая сварка |
|---|---|
| Date: | 2007 |
| Main Authors: | , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2007
|
| Subjects: | |
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101850 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА / В.М. Кулик, В.Г. Васильев, Г.М. Григоренко, М.М. Савицкий, Л.К. Дорошенко // Автоматическая сварка. — 2007. — № 9 (653). — С. 10-15. — Бібліогр.: 11 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1859899203992420352 |
|---|---|
| author | Кулик, В.М. Васильев, В.Г. Григоренко, Г.М. Савицкий, М.М. Дорошенко, Л.К. |
| author_facet | Кулик, В.М. Васильев, В.Г. Григоренко, Г.М. Савицкий, М.М. Дорошенко, Л.К. |
| citation_txt | Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА / В.М. Кулик, В.Г. Васильев, Г.М. Григоренко, М.М. Савицкий, Л.К. Дорошенко // Автоматическая сварка. — 2007. — № 9 (653). — С. 10-15. — Бібліогр.: 11 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Автоматическая сварка |
| description | Рассмотрены структурные изменения в металле шва типа 30ХГС соединений высокопрочной стали при сварке и дуговой обработке. В этих условиях аустенитное превращение закалившегося металла соединения происходит при температурах, близких к точкам A1 и A3 стали в состоянии поставки. При последующем охлаждении восстанавливается структура закалки. Кратковременные нагревы в межкритический интервал температур вызывают образование значительного количества феррита отпуска и снижение при последующем охлаждении количества образующего мартенсита за счет увеличения ферритной и бейнитной составляющих. Это вызывает наибольшее снижение твердости и повышение ударной вязкости металла. Подобное улучшение свойств и повышение трещиностойкости сварного соединения наблюдается после кратковременных нагревов до температур отпуска.
Considered are structural changes in weld metal of the 30KhGS type on high-strength steel joints, taking place in arc welding and treatment. Austenitic transformation of hardened metal of the joints occurs under these conditions at temperatures close to A1 and A3 of steel in the as-received state. Subsequent cooling provides recovery of the hardening structure. Short-time heatings in an inter-critical temperature range cause formation of a substantial amount of temper ferrite and decrease of the amount of formed martensite during subsequent cooling, which is caused by increase in the ferrite and bainite components. This leads to the highest decrease in hardness and increase in impact toughness of metal. This improvement of properties and increase in crack resistance of the welded joints take place after short-time heatings to the tempering temperatures.
|
| first_indexed | 2025-12-07T15:56:33Z |
| format | Article |
| fulltext |
УДК 621.754:661.9
ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ СВАРКЕ
И ДУГОВОЙ ОБРАБОТКЕ СОЕДИНЕНИЙ СТАЛИ 30ХГСА
В. М. КУЛИК, В. Г. ВАСИЛЬЕВ, кандидаты техн. наук,
чл.-кор. НАН Украины Г. М. ГРИГОРЕНКО, М. М. САВИЦКИЙ, д-р техн. наук, Л. К. ДОРОШЕНКО, инж.
(Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины)
Рассмотрены структурные изменения в металле шва типа 30ХГС соединений высокопрочной стали при сварке и
дуговой обработке. В этих условиях аустенитное превращение закалившегося металла соединения происходит при
температурах, близких к точкам A1 и A3 стали в состоянии поставки. При последующем охлаждении восстанавливается
структура закалки. Кратковременные нагревы в межкритический интервал температур вызывают образование
значительного количества феррита отпуска и снижение при последующем охлаждении количества образующего
мартенсита за счет увеличения ферритной и бейнитной составляющих. Это вызывает наибольшее снижение твердости
и повышение ударной вязкости металла. Подобное улучшение свойств и повышение трещиностойкости сварного
соединения наблюдается после кратковременных нагревов до температур отпуска.
К л ю ч е в ы е с л о в а : дуговая сварка, высокопрочная
сталь, шов, зона термического влияния, дуговая обработка,
нагрев, охлаждение, дилатометрия, дифференциальный
термический анализ, твердость, ударная вязкость, замед-
ленное разрушение
При изготовлении легких сварных конструкций
из тонколистовых высокопрочных сталей исполь-
зуется аргонодуговая сварка вольфрамовым элек-
тродом, которая обеспечивает качественное фор-
мирование соединения, приемлемую химическую
и структурную однородность металла соединения,
что упрощает выполнение последующей терми-
ческой обработки для получения высоких значе-
ний прочности и служебных характеристик свар-
ного изделия.
При сварке высокопрочных сталей существует
опасность образования холодных трещин в зака-
лившемся металле шва или на участке перегрева
зоны термического влияния (ЗТВ), которые воз-
никают сразу или через определенное время после
сварки. Во избежание трещинообразования, свя-
занного с содержанием мартенсита в структуре
[1], подогревы выполняют перед, в процессе и
после сварки с последующим незамедлительным
печным отпуском. Это вызывает ухудшение ус-
ловий труда, усложняет технологический процесс
и повышает себестоимость сварного изделия, тре-
бует применения дополнительного оборудования
и не всегда является технически выполнимым. Из-
менение структуры и повышение стойкости про-
тив образования холодных трещин в металле ЗТВ
тонколистовой высокопрочной стали достигается
кратковременными термическими воздействиями
при многопроходной сварке и дуговой обработке
[2]. Очевидно, что подобные изменения можно
ожидать и в металле шва.
Целью данной статьи является исследование
фазовых и структурных превращений в сварных
соединениях (в первую очередь в швах), которые
могут иметь склонность к замедленному разру-
шению. Листовая сталь 30ХГСА толщиной
3,2 мм, используемая для изготовления различ-
ных изделий, в том числе автомобильных бал-
лонов [3], подвергалась одно- и двухпроходной
сварке А-ТИГ и ТИГ встык. На первом проходе
выполняли сквозное проплавление стыка, на вто-
ром проходе сварки с поперечными колебаниями
электрода осуществляли неполное проплавление
в 1,5…2 раза больше ширины ранее сформиро-
ванного соединения (с расплавлением или без рас-
плавления присадочной проволоки Св-18ХМА).
С помощью вольфрамрений-вольфрамрениевой
термопары ВР20/5 диаметром 0,35 мм с обратной
стороны установлено, что нагрев металла соеди-
нения, не подвергающегося расплавлению при вы-
полнении второго прохода сварки, происходит не
ниже температур 1100…1250 °С, т. е. заведомо
выше по всей его высоте. При первом и втором
проходах сварки, которые являются закалочными
для стали 30ХГСА, металл охлаждается со ско-
ростями 9…16 °С/с [4, 5]. При этом уменьшается
и устраняется вогнутость поверхности, создается
усиление и двухслойное строение шва, улучша-
ется формирование соединения.
Фазовые и структурные превращения в про-
цессе цикла нагрев–охлаждение изучали методом
скоростной дилатометрии [2]. Образцы размером
3 8 75 мм, вырезанные поперек сварного сое-
динения с расположением шва в центральной
части, нагревали проходящим током до разных
температур и охлаждали при обдувании аргоном,
имитируя термические циклы сварки и дуговой
© В. М. Кулик, В. Г. Васильев, Г. М. Григоренко, М. М. Савицкий, Л. К. Дорошенко, 2007
10 9/2007
обработки. Изменение температуры и ширины об-
разца (длины шва) фиксировали с помощью
двухкоординатного потенциометра Н307/1, про-
должительность нагрева — секундомером, время
при охлаждении — специальным отметчиком вре-
мени. Так как в зависимости от режима дуговой
обработки без расплавления металла его нагрев
происходит со скоростью wн = 80…240, а охлаж-
дение w6/5 = 6…24 °С/с [6], то при имитировании
термических циклов задавали их среднее значе-
ние: wн = 160…180 и w6/5 = 10…13 °С/с. Для со-
поставления таким же образом исследовали ос-
новной металл. Для определения температурных
интервалов превращений при кристаллизации вы-
полняли также дифференциальный термический
анализ [7] при нагреве и охлаждении со скоростью
80 °С/мин.
Стойкость сварных соединений против обра-
зования холодных трещин оценивали испытани-
ями на замедленное разрушение со снижением
нагрузки в процессе развития микропластической
деформации [8]. При этом исследовали структуру
и ударную вязкость металла сварного соединения.
Методом дифференциального термического
анализа установлено, что характер кристалли-
зации расплавленной стали 30ХГСА, присадочной
проволоки Св-18ХМА и шва, полученного путем
расплавления или без него, является двухстадий-
ным, о чем свидетельствует наличие двух пере-
гибов на кривой охлаждения (рис. 1). Второй пе-
региб (при меньшей температуре) свидетельству-
ет о перитектическом превращении, которое сог-
ласно диаграмме состояния Fe–C характерно для
сталей с 0,16…0,51 % C. Перитектическое прев-
ращение при кристаллизации отмечается у стали
35ХГС, а также в Fe–Si–C сплавах с 0,63…0,74 %
C и 1,5…4,0 % Si [9].
В условиях непрерывного охлаждения крис-
таллизация металла шва типа 30ХГС носит пе-
ритектический характер и начинается с образо-
вания ферритных дендритов. На их границе при
температуре перитектического превращения при
взаимодействии низкоуглеродистого (0,1 %) δ-
феррита и углеродистой жидкой фазы происходит
зарождение аустенита с содержанием 0,16 % C,
частично или полностью изолирующего феррит
от жидкости. Плохой контакт феррита с углеро-
дистой жидкостью (или его отсутствие) затруд-
няет аустенизацию, и в осях ветвей ферритных
дендритов могут оставаться непревращенные
участки. Превращение α→γ в них возможно при
последующем высокотемпературном охлаждении
с образованием низкоуглеродистого аустенита.
Кристаллизация завершается формированием вы-
сокоуглеродистого аустенита из остатков жидкос-
ти с повышенным содержанием углерода и других
химических элементов. Поэтому в закристалли-
зовавшемся металле шва возможно получение од-
нофазной аустенитной или аустенитной с ферри-
том в осях дендритов структурой, а аустенит в
отдельных микрообъемах имеет разную устойчи-
вость при охлаждении.
Дендритное строение первичной микрострук-
туры металла шва тонколистовой стали показано
на рис. 2. Размер, строение и направленность ден-
дритов определяются режимом сварки и парамет-
рами сварочной ванны. В поперечном сечении од-
нослойного и первого слоя двухслойного швов
с коэффициентом формы провара ϕ = b/h =
= 1,0…1,5 они являются преимущественно стол-
бчатыми, ориентированными от основного метал-
ла к центру, почти равноосными у зоны сплав-
ления и часто разориентированными в центре. В
металле второго слоя с коэффициентом формы
4…6 дендриты мельче, иной формы (с уменьшен-
ным количеством и размерами зародышей осей
второго порядка), больше ориентированы к ли-
цевой поверхности.
Перераспределение химических элементов на
фронте кристаллизации вследствие разной раст-
Рис. 1. Дифференциальная термическая кривая охлаждения
расплавленного металла шва (сталь 30ХГСА) без присадоч-
ного (1) и с присадочным (2) металлом
Рис. 2. Первичная микроструктура металла двухслойного шва
( 50)
9/2007 11
воримости их в жидкой и твердой фазах вызывает
постепенное обогащение ими жидкости и крис-
таллизующегося затем металла. Поэтому содер-
жание углерода и легирующих элементов в ме-
талле шва по сравнению с основным металлом
возрастает в 1,0…1,1 раза на глубине около 0,3 мм
и в 1,1…1,2 раза на расстоянии 0,02…0,03 мм от
поверхности, где кристаллизация заканчивается.
При этом возрастает содержание углерода и крем-
ния с повышенным коэффициентом ликвации —
соответственно 0,87 и 0,34 для δ-железа, меньше
содержание хрома и марганца с коэффициентами
ликвации 0,05 и 0,16 [10]. Макрохимическая не-
однородность типа зональной во втором слое шва
образуется в результате кристаллизации металла,
ориентированной преимущественно к поверхности.
Последующее охлаждение со скоростью закал-
ки w6/5 = 9…14 °С/с в условиях сварки вызывает
преобразование аустенита закристаллизовавшего-
ся металла в мартенситно-бейнитную смесь как
в одно-, так и в двухслойном швах (рис. 3), по-
добно протекающему в металле ЗТВ [2]. Наличие
исходной микрохимической и микроструктурной
неоднородности может быть причиной проявле-
ния микронеоднородности вторичной структуры
металла шва в виде слаботравящихся участков (ве-
роятнее всего, содержащих остаточный аустенит).
Металл однослойного шва имеет микротвер-
дость НV 0,05/30 260…405, ЗТВ — НV 0,05/30
405...440. Увеличение w6/5 в приведенных выше
пределах при выполнении второго прохода сварки
на пониженной погонной энергии без расплавле-
ния присадочной проволоки вызывает повышение
микротвердости металла второго слоя, охлаждав-
шегося от жидкого состояния до НV 0,05/30 321-
345 и металла ЗТВ у первого слоя шва до НV
0,05/30 460-480. При этом наблюдается пониже-
ние микротвердости металла шва первого слоя
до НV 0,05/30 221-356 вследствие кратковремен-
ного нагрева его без расплавления и металла ЗТВ
у второго слоя до НV 0,05/30 221-268 в результате
пульсирующего теплового воздействия поперечно
колеблющейся дуги. При сварке с использованием
присадочной проволоки с меньшим, чем в основ-
ном металле, содержанием углерода, твердость
второго слоя шва уменьшается в 1,05…1,10 раза.
Механизм формирования структуры металла
ЗТВ установлен дилатометрическими исследова-
ниями, описанными в работе [2]. Нагрев термос-
мягченной (состояние поставки) стали 30ХГСА
протекает без развития отпускных превращений.
При достижении температур 720…760 °С на ди-
латометрической кривой выявляются перегибы,
которые могут быть вызваны коагуляцией кар-
бидов и переходом стали из ферро- в парамаг-
нитное состояние. Быстрый нагрев вызывает по-
вышение на 50…100 °С температур аустенитного
превращения Ac1 = 835 и Ac3 = 930 °С (справочные
значения A1 = 740…785 °С и A3 = 830…875 °С
[4]). Охлаждение после кратковременного (в те-
чение 1…2 с) перегрева до температур
1330…1350 °С (как при сварке) сопровождается
превращением (при температурах 655…225 °С)
Рис. 3. Микроструктура ( 320) металла одно- (а), двух-
слойного шва без присадочного металла первого (б) и
второго (в) слоев шва
12 9/2007
аустенита с формированием в структуре 49 %
мартенсита, 48 % бейнита и 3 % феррита.
Превращения, происходящие в металле шва и
ЗТВ, близких по химическому составу, подобны
(рис. 4, табл. 1 и [2]). Однако в отличие от ими-
тированной ЗТВ, в которой структура перегрева
и закалки создавалась при первом нагреве, металл
шва является тем закаленным объектом, на ко-
тором выполняется имитация дуговой обработки.
Наличие структуры закалки предопределяет про-
текание на стадиях нагрева следующих превращений
при отпуске: второго (распад остаточного аустенита)
и третьего (карбидного) при повышенных темпера-
турах 180…550 и 460…660 °С. Более четко прев-
ращения выявляются при дифференциальном ди-
латометрическом анализе металла шва (рис. 5). Кри-
тические точки Aс1 и Aс3 снижаются до значений
750…765 и 860…890 °С, близких A1 и A3 термос-
мягченной стали. В процессе охлаждений трех-
кратных циклов высокотемпературный нагрев–
охлаждение ранее закалившегося металла наблю-
дается бейнитное (520…330 °С), мартенситное
(350…185 °С) и возможно ферритное
(700…500 °С) превращения (табл. 1). Бейнитное
превращение в металле шва происходит монотон-
но или с изменением темпа при температурах
410…380 °С. Снижение температуры кратковре-
менного нагрева от 1150 до 970..920 °С вызывает
более ранний распад аустенита металла шва (по-
вышение Фн). В отсутствие ферритного превра-
щения имеет место более раннее превращение
аустенита в бейнитной области (повышение Бн
и Бк) и задержка завершения его в мартенситной
(снижение Mк). Следствием этого является уве-
Т а б л и ц а 1. Превращения при охлаждении после кратковременных нагревов сварного соединения стали 30ХГСА
Исследу-
емый
участок
№
нагрева Тн,
оС
Температура превращений, оС Конечные составляющие структуры, %
Фн Фк Бн Бк Мн Мк М Фо Б Ф
ЗТВ 1* 1340 610 550 495 350 350 225 49 — 48 3
2 1150 600 580 500 350 350 225 55 — 39 5
3 1150 620 600 510 355 355 220 55 — 39 6
4 1150 605 585 510 350 350 225 55 — 37 8
Шов, б/п 1 1150 670...590 510 510 345 345 205 38 — 55 7
2 1150 670...590 500 500 340 340 210 39 — 48 13
3 1150 635...590 505 505 345 345 220 39 — 50 11
Шов, п 1 1150 615...570 515 515 330 330 240 33 — 60 7
2 1150 610...580 520 520 325 325 240 33 — 63 4
3 1150 620...595 505 505 330 330 235 37 — 61 2
Шов, б/п 1 970 — — 515 350 350 200 85 — 15 —
Шов, п 1
2
3
920
920
920
700
680
690
610
590
600
520
525
505
410
400
410
350
335
345
185
180
190
54
46
44
—
—
—
21
23
28
25
31
28
Шов, б/п 1 840 630 520 520 410 325 Не установлено
Шов, п 1
2
820
820
690
690
610
605
520
530
385
380
225
200
Не уст.
» »
25,5
23
34
34
22
23
18,5
20
Шов, б/п 1 800 715 670 Не установлено
Шов, п 1
2
3
790
1370
820
715
—
675
630
—
640
515
515
520
340
340
400
340
340
400
250
240
230
5
37
22
80
—
34
15
63
22
—
—
22
Пр и м е ч а н и е . М — мартенсит; Б — бейнит; Ф — феррит превращения; Фо — феррит отпуска, индексы: н — начало; к —
конец; б/п — без присадочного металла; п — с присадочным металлом, звездочка у номера — имитация формирования участка
перегрева металла ЗТВ.
Рис. 4. Дилатограммы стали 30ХГСА и металла швов без (1)
и с присадочным (2) металлом
9/2007 13
личение содержания мартенсита и мартенсита с
ферритом в структуре металла шва в результате
снижения доли бейнитной составляющей. Мно-
гократность быстрых кратковременных нагревов
выше Ac3 закалившегося металла шва способс-
твует незначительному повышению доли мартен-
ситной составляющей (на 1…4 %) структуры при
большом (260…290 °С) перегреве и снижению ее
на 10 % при небольшом (40…60 °С) перегреве.
С учетом технологических особенностей сварки
без расплавления и с расплавлением присадочной
проволоки в переформированной структуре ме-
талла шва содержится 33…85 % мартенсита,
15…63 % бейнита и 0…31 % феррита, а в металле
ЗТВ — 55 % мартенсита, 37…39 % бейнита и
5…8 % феррита.
Снижение температур аустенитного превраще-
ния (Aс1 = 730 оС < A1 и Aс3 = 830 °С ≤ A3) наб-
людается у металла шва, предварительно закален-
ного в воде на мартенсит после печного нагрева.
Такая операция способствует более раннему на-
чалу (Фн = 650 °С) и более позднему завершению
(Mк = 185 °С) превращения аустенита при охлаж-
дении после быстрого кратковременного нагрева
и уменьшения количества мартенсита до 24 % в
структуре за счет увеличения количества феррита
(24 %). Высокий печной отпуск металла шва, фор-
мирующий структуру сорбита отпуска, наоборот,
способствует повышению Aс1 до 800 °С > A1 и
Aс3 до 875 °С ≥ A3, увеличению доли мартенсит-
ной (50 %) и ферритной (30 %) составляющих
структуры в результате снижения количества бей-
нитной составляющей (20 %). Поэтому при мно-
гопроходной сварке и дуговой обработке можно
ожидать большего снижения температур аусте-
нитного превращения у сильнее закалившегося
металла соединения и повышения этих темпера-
тур при сварке менее закаливающихся сталей в
условиях замедленного охлаждения. С увеличе-
нием кратности кратковременных нагревов до
температуры 1150 °С наблюдается увеличение до
38 % доли мартенсита за счет феррита (7 %) в
структуре предварительно закаленного в воде ме-
талла шва и повышение до 39 % доли бейнитной
составляющей при снижении доли мартенситной
(39 %) и ферритной (12 %) составляющих в
структуре предварительно отпущенного металла
шва.
При снижении температуры нагрева до
840…820 °С (в межкритический интервал темпе-
ратур) аустенитное превращение в металле шва
происходит не полностью, и в структуре наряду
с вновь образовавшимся аустенитом сохраняется
значительное количество феррита отпуска Фо.
Распад уменьшенного количества аустенита не
вызывает существенного изменения температур
превращений, однако обусловливает снижение ко-
личества образующегося мартенсита и увеличе-
ние суммарного количества более пластичных
ферритной и бейнитной составляющих структу-
ры. Нагревы до температур ниже Aс1 сопровож-
даются только превращениями при отпуске, ко-
торые могут проходить полностью и не выявлять-
ся уже в процессе второго нагрева.
Кратковременный нагрев металла шва снижает
его твердость (табл. 2), как и металла ЗТВ [2],
и повышает стойкость стыкового соединения про-
тив образования холодных трещин. Наибольшее
снижение твердости и соответственно повышение
ударной вязкости обеспечивают нагревы до тем-
ператур высокого отпуска (630 °С) и в межкри-
тическом интервале температур (800…840 °С),
после которых в структуре образуется минималь-
ное количество мартенсита и максимальное ко-
личество феррита. Кратковременные дуговые наг-
ревы до температур отпуска (480…550 °С) вы-
зывают существенное повышение трещиностой-
кости, вплоть до предотвращения замедленного
разрушения при испытании (σн = 380…390 МПа).
Наибольшая твердость, наименьшие значения
ударной вязкости шва и трещиностойкости сое-
динения отмечаются после небольших перегревов
Рис. 5. Дифференциальная дилатометрическая кривая при
нагреве металла шва (II–IV — превращения при отпуске)
Т а б л и ц а 2. Влияние температуры кратковременного
нагрева Tн на твердость HRC и трещиностойкость τр сты-
кового соединения стали 30ХГСА
Тн,
оС HRC шва ан шва,Дж/см2
τр, мин (место
разрушения)
Без нагрева 49 — 1,5...3,5 (шов)
1140...1250 38
41 — 1,5...9 (шов)
920...970 47 73 0,5...5 (шов)
800...840 27 122 —
630 35 111 —
480...550 — — НР 55 (шов – з.с.
с подрезами)
420...450 40 105 49 (шов – з.с.
с подрезами)
Пр и м е ч а н и е . Приняты следующие сокращения: з.с — зона
сплавления; НР — нет разрушения.
14 9/2007
выше Aс3, когда в структуре металла образуется
максимальное количество мартенсита. При этом
замедленное разрушение испытуемого соедине-
ния происходит преимущественно по шву, что
можно объяснить повышенной плотностью несо-
вершенств кристаллического строения литого ме-
талла по сравнению с катаной сталью и его хи-
мической неоднородностью, вызванной ликваци-
ей углерода, серы, фосфора и другими элементами
[11]. Такая особенность проявляется сильнее в од-
нослойных швах с ориентированными навстречу
друг к другу кристаллитами. В целом влияние
температуры кратковременного повторного наг-
рева на изменение структуры и свойств металла
шва и ЗТВ подобно. Оно нивелируется последу-
ющей печной обработкой, включающей относи-
тельно длительную выдержку выше Aс3, в част-
ности, перед закалкой.
В заключение следует отметить, что при крис-
таллизации металла шва стали 30ХГСА наблю-
дается перитектическое превращение, которое
предопределяет увеличение микрохимической и
микроструктурной неоднородности. Превалиро-
вание вертикальной составляющей кристалли-
зации после проплавления с коэффициентом фор-
мы 4-6 вызывает повышение содержания угле-
рода, кремния, хрома, марганца в металле шва
у поверхности.
Подобие превращений, близких по химичес-
кому составу металла шва и участка перегрева
металла ЗТВ, предопределяет получение принци-
пиально одинаковой в целом М-Б структуры всего
соединения, которая измельчается в результате
подплавления и кратковременных нагревов выше
Aс3 при сварке и дуговой обработке.
Закаленное состояние металла соединения
обусловливает снижение, быстрый нагрев — по-
вышение температур аустенитного превращения.
В условиях сварки и дуговой обработки закалив-
шегося металла соединения и печного нагрева тер-
мосмягченной стали эти температуры близки.
После повторных кратковременных нагревов вы-
ше Aс3 в металле шва и ЗТВ сохраняется структура
закалки и изменяется соотношение ее составля-
ющих.
Фазовые превращения, структура и свойства
металла шва регулируются температурой и крат-
ностью кратковременных нагревов. При нагревах
до межкритических температур и температур от-
пуска достигается существенное снижение твер-
дости, повышение ударной вязкости и стойкости
против образования холодных трещин. Печные
закритические нагревы нивелируют различие
свойств сварных соединений.
1. Макаров Э. Л. Холодные трещины при сварке легиро-
ванных сталей. — М.: Машиностроение, 1981. — 247 с.
2. Кулик В. М., Васильев В. Г. Особенности изменения
структуры и свойств закалившегося металла ЗТВ стали
30ХГСА при дуговой обработке сварного соединения //
Автомат. сварка. — 2006. — № 7. — С. 19–25.
3. Патон Б. Е., Савицкий М. М., Кузьменко Г. В. Перспек-
тивы применения высокопрочных среднелегированных
сталей в сварных баллонах высокого давления для автот-
ранспорта // Там же. — 1994. — № 3. — С. 4–9.
4. Попов А. А., Попова Л. Е. Изотермические и термокине-
тические диаграммы распада переохлажденного аусте-
нита: Справочник. — М.: Металлургия, 1973. — 495 с.
5. Шоршоров М. Х., Белов В. В. Фазовые превращения и из-
менения свойств стали при сварке: Атлас. — М.: Наука,
1972. — 220 с.
6. Аргонодуговая обработка сварного соединения стали
30ХГСА / В. М. Кулик, М. М. Савицкий, Д. П. Новикова
и др. // Автомат. сварка. — 2001. — № 6. — С. 7–13.
7. Уэндландт У. Термические методы анализа. — М.: Мир,
1978. — 526 с.
8. Кулик В. М., Савицкий М. М. Новая методика оценки
стойкости против образования холодных трещин в свар-
ных соединениях закаливающихся сталей // Автомат.
сварка. — 2007. — № 1. — С. 11–17.
9. Яценко А. И., Репина Е. И., Грушко П. Д. Первичная
структура перитектических сталей // Металловедение и
термическая обработка металлов. — 1988. — № 1. —
С. 9–11.
10. Качество слитка спокойной стали / М. М. Колосов,
А. И. Строганов, Ю. Д. Смирнов, Б. П. Охримович. —
М.: Металлургия, 1973. — 408 с.
11. Прохоров Н. Н. Физические процессы в металлах при
сварке. — М.: Металлургия, 1986. — Т. 1. — 695 с.
Considered are structural changes in weld metal of the 30KhGS type on high-strength steel joints, taking place in arc
welding and treatment. Austenitic transformation of hardened metal of the joints occurs under these conditions at temperatures
close to A1 and A3 of steel in the as-received state. Subsequent cooling provides recovery of the hardening structure.
Short-time heatings in an inter-critical temperature range cause formation of a substantial amount of temper ferrite and
decrease of the amount of formed martensite during subsequent cooling, which is caused by increase in the ferrite and
bainite components. This leads to the highest decrease in hardness and increase in impact toughness of metal. This
improvement of properties and increase in crack resistance of the welded joints take place after short-time heatings to
the tempering temperatures.
Поступила в редакцию 09.10.2006
9/2007 15
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-101850 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T15:56:33Z |
| publishDate | 2007 |
| publisher | Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Кулик, В.М. Васильев, В.Г. Григоренко, Г.М. Савицкий, М.М. Дорошенко, Л.К. 2016-06-08T11:29:15Z 2016-06-08T11:29:15Z 2007 Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА / В.М. Кулик, В.Г. Васильев, Г.М. Григоренко, М.М. Савицкий, Л.К. Дорошенко // Автоматическая сварка. — 2007. — № 9 (653). — С. 10-15. — Бібліогр.: 11 назв. — рос. https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101850 621.754:661.9 Рассмотрены структурные изменения в металле шва типа 30ХГС соединений высокопрочной стали при сварке и дуговой обработке. В этих условиях аустенитное превращение закалившегося металла соединения происходит при температурах, близких к точкам A1 и A3 стали в состоянии поставки. При последующем охлаждении восстанавливается структура закалки. Кратковременные нагревы в межкритический интервал температур вызывают образование значительного количества феррита отпуска и снижение при последующем охлаждении количества образующего мартенсита за счет увеличения ферритной и бейнитной составляющих. Это вызывает наибольшее снижение твердости и повышение ударной вязкости металла. Подобное улучшение свойств и повышение трещиностойкости сварного соединения наблюдается после кратковременных нагревов до температур отпуска. Considered are structural changes in weld metal of the 30KhGS type on high-strength steel joints, taking place in arc welding and treatment. Austenitic transformation of hardened metal of the joints occurs under these conditions at temperatures close to A1 and A3 of steel in the as-received state. Subsequent cooling provides recovery of the hardening structure. Short-time heatings in an inter-critical temperature range cause formation of a substantial amount of temper ferrite and decrease of the amount of formed martensite during subsequent cooling, which is caused by increase in the ferrite and bainite components. This leads to the highest decrease in hardness and increase in impact toughness of metal. This improvement of properties and increase in crack resistance of the welded joints take place after short-time heatings to the tempering temperatures. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА Phase and structural transformations in welding and arc treatment of 30KhGSA steel joints Article published earlier |
| spellingShingle | Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА Кулик, В.М. Васильев, В.Г. Григоренко, Г.М. Савицкий, М.М. Дорошенко, Л.К. Научно-технический раздел |
| title | Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА |
| title_alt | Phase and structural transformations in welding and arc treatment of 30KhGSA steel joints |
| title_full | Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА |
| title_fullStr | Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА |
| title_full_unstemmed | Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА |
| title_short | Фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали ЗОХГСА |
| title_sort | фазовые и структурные превращения при сварке и дуговой обработке соединений стали зохгса |
| topic | Научно-технический раздел |
| topic_facet | Научно-технический раздел |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101850 |
| work_keys_str_mv | AT kulikvm fazovyeistrukturnyeprevraŝeniâprisvarkeidugovoiobrabotkesoedineniistalizohgsa AT vasilʹevvg fazovyeistrukturnyeprevraŝeniâprisvarkeidugovoiobrabotkesoedineniistalizohgsa AT grigorenkogm fazovyeistrukturnyeprevraŝeniâprisvarkeidugovoiobrabotkesoedineniistalizohgsa AT savickiimm fazovyeistrukturnyeprevraŝeniâprisvarkeidugovoiobrabotkesoedineniistalizohgsa AT dorošenkolk fazovyeistrukturnyeprevraŝeniâprisvarkeidugovoiobrabotkesoedineniistalizohgsa AT kulikvm phaseandstructuraltransformationsinweldingandarctreatmentof30khgsasteeljoints AT vasilʹevvg phaseandstructuraltransformationsinweldingandarctreatmentof30khgsasteeljoints AT grigorenkogm phaseandstructuraltransformationsinweldingandarctreatmentof30khgsasteeljoints AT savickiimm phaseandstructuraltransformationsinweldingandarctreatmentof30khgsasteeljoints AT dorošenkolk phaseandstructuraltransformationsinweldingandarctreatmentof30khgsasteeljoints |