Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей
Исследовано влияние температуры предварительного подогрева и погонной энергии наплавки на изменение сопротивляемости замедленному разрушению металла ЗТВ высокопрочной стали при изменении содержания углерода в ней
 от 0,55 до 0,75 %. При испытаниях по методу Имплант оценено влияние содержания...
Збережено в:
| Опубліковано в: : | Автоматическая сварка |
|---|---|
| Дата: | 2014 |
| Автор: | |
| Формат: | Стаття |
| Мова: | Російська |
| Опубліковано: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2014
|
| Теми: | |
| Онлайн доступ: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103261 |
| 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: | Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей / А.А. Гайворонский // Автоматическая сварка. — 2014. — № 2 (729). — С. 3-12. — Бібліогр.: 18 назв. — рос. |
Репозитарії
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860066200142217216 |
|---|---|
| author | Гайворонский, А.А. |
| author_facet | Гайворонский, А.А. |
| citation_txt | Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей / А.А. Гайворонский // Автоматическая сварка. — 2014. — № 2 (729). — С. 3-12. — Бібліогр.: 18 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Автоматическая сварка |
| description | Исследовано влияние температуры предварительного подогрева и погонной энергии наплавки на изменение сопротивляемости замедленному разрушению металла ЗТВ высокопрочной стали при изменении содержания углерода в ней
от 0,55 до 0,75 %. При испытаниях по методу Имплант оценено влияние содержания углерода в стали на показатели
критических напряжений при замедленном разрушении металла ЗТВ . Методами растровой электронной микроскопии
изучено влияние скорости охлаждения на характер разрушения металла, определены характерные зоны изломов и
параметры структурных составляющих. Установлено, что при электродуговой наплавке вследствие формирования в
участке перегрева закалочных структур с высокой плотностью дислокаций и локальными внутренними напряжениями,
металл ЗТВ предрасположен к замедленному разрушению. При увеличении содержания углерода в стали и скорости
охлаждения склонность к разрушению повышается, а уровень критических напряжений снижается до 0,07σ0,2. Увеличению сопротивляемости замедленному разрушению металла ЗТВ высокопрочных углеродистых сталей до уровня
σкр ≥ 0,45σ0,2 способствует формирование более пластичных структур при снижении скорости охлаждения в интервале
температур 600…500 °С. Построена диаграмма влияния содержания углерода в стали на сопротивляемость металла
ЗТВ замедленному разрушению в виде зависимости w6/5 = f(C). Установлено, что предотвратить процесс замедленного
разрушения в металле ЗТВ стали, в которой содержание углерода не более 0,60 %, возможно при скорости охлаждения
w6/5 не более 16,0 °С/с, при С = 0,60…0,65 % — w6/5 ≤ 8,0 °С/с и при С = 0,65…0,75 % — w6/5 ≤ 5,0 °С/с. При таких
условиях в металле участка перегрева ЗТВ формируются структуры, которые имеют достаточно высокую способность
к микропластическому деформированию без образования микротрещин.
|
| first_indexed | 2025-12-07T17:07:49Z |
| format | Article |
| fulltext |
32/2014
УДК 621.791.927.535
СопротивляемоСть образованию холоДных трещин
металла зтв Сварного СоеДинения
выСоКопрочных УглероДиСтых Сталей
А. А. ГАЙВОРОНСКИЙ
иЭС им. е. о. патона нанУ. 03680, г. Киев-150, ул. боженко, 11. E-mail: office@paton.kiev.ua
исследовано влияние температуры предварительного подогрева и погонной энергии наплавки на изменение сопротив-
ляемости замедленному разрушению металла зтв высокопрочной стали при изменении содержания углерода в ней
от 0,55 до 0,75 %. при испытаниях по методу имплант оценено влияние содержания углерода в стали на показатели
критических напряжений при замедленном разрушении металла зтв. методами растровой электронной микроскопии
изучено влияние скорости охлаждения на характер разрушения металла, определены характерные зоны изломов и
параметры структурных составляющих. Установлено, что при электродуговой наплавке вследствие формирования в
участке перегрева закалочных структур с высокой плотностью дислокаций и локальными внутренними напряжениями,
металл зтв предрасположен к замедленному разрушению. при увеличении содержания углерода в стали и скорости
охлаждения склонность к разрушению повышается, а уровень критических напряжений снижается до 0,07σ0,2. Уве-
личению сопротивляемости замедленному разрушению металла зтв высокопрочных углеродистых сталей до уровня
σкр ≥ 0,45σ0,2 способствует формирование более пластичных структур при снижении скорости охлаждения в интервале
температур 600…500 °С. построена диаграмма влияния содержания углерода в стали на сопротивляемость металла
зтв замедленному разрушению в виде зависимости w6/5 = f(C). Установлено, что предотвратить процесс замедленного
разрушения в металле зтв стали, в которой содержание углерода не более 0,60 %, возможно при скорости охлаждения
w6/5 не более 16,0 °С/с, при С = 0,60…0,65 % — w6/5 ≤ 8,0 °С/с и при С = 0,65…0,75 % — w6/5 ≤ 5,0 °С/с. при таких
условиях в металле участка перегрева зтв формируются структуры, которые имеют достаточно высокую способность
к микропластическому деформированию без образования микротрещин. библиогр. 18, табл. 2, рис. 11.
К л ю ч е в ы е с л о в а : электродуговая наплавка, высокопрочная углеродистая сталь, ЗТВ, предварительный подогрев,
погонная энергия, замедленное разрушение, структура, излом
явление замедленного разрушения свежезакален-
ного металла под действием постоянного нагру-
жения начали изучать еще в середине прошлого
века применительно к условиям термической об-
работки закаливающихся сталей для обеспечения
прочностных и эксплуатационных свойств изде-
лий. объяснение физики процесса замедленного
разрушения закаленной стали при нагрузках, ко-
торые существенно ниже предела текучести для
данного металла, наиболее полно представлено в
работах [1–3]. отмечено также, что замедленное
разрушение происходит исключительно хрупко.
в отличие от классического хрупкого разруше-
ния, которое протекает в короткие промежутки
времени, замедленное разрушение развивается
в металле на протяжении длительного периода.
при этом в локальных участках металла получа-
ют развитие процессы микропластического де-
формирования. при сварке процесс замедленного
разрушения реализуется при образовании в сое-
динениях холодных трещин [4–6]. Как известно,
наиболее склонны к образованию холодных тре-
щин сварные соединения высокопрочных сталей
при формировании в них бейнитно-мартенситной
структуры, и с повышением содержания углерода
в металле, склонность эта увеличивается. Кроме
того, в процессе сварки металл шва соединений
насыщается водородом, который диффундирует в
металл зтв. наличие водорода интенсифицирует
процесс замедленного разрушения сварных со-
единений, он протекает более выражено и имеет
свои особенности.
изучению замедленного разрушения сварных
соединений высокопрочных сталей посвящены
работы многих исследователей [7–13]. основыва-
ясь на результатах этих работ, современное пред-
ставление процесса замедленного разрушения
сварных соединений высокопрочных сталей мож-
но трактовать следующим образом. зарождение
микротрещин в структуре свежезакаленного ме-
талла происходит локально в областях скопления
дислокаций с высоким уровнем микронапряже-
ний. Как правило, это участки по границам зерен,
где металлические связи ослаблены присутстви-
ем различных включений. растворенный в метал-
ле водород в процессе диффузии проникает в эти
зоны и снижает уровень поверхностной энергии,
необходимой для образования микротрещин. та-
ких зон достаточно много и микротрещины за-
рождаются одновременно в нескольких местах.
Когда микротрещины образовались, происходит
© а. а. гайворонский, 2014
4 2/2014
локальная релаксация микронапряжений. под
действием сварочных напряжений, сформировав-
шихся в соединении при термодеформационном
цикле сварки, в металле начинают развиваться
микропластические деформации по дислокаци-
онному механизму. начинается движение дисло-
каций и водород, перемещаясь с ними, снова ска-
пливается в участках их повышенной плотности,
блокируя дальнейшее проскальзывание. Уровень
локальных микронапряжений в этих участках
структуры резко повышается, происходит разру-
шение металлических связей, и микротрещина
развивается далее. при достижении своего кри-
тического размера и наличии высокого уровня
напряжений, микротрещины в дальнейшем мо-
гут развиваться и по телу зерен, образуя общую
макротрещину в металле сварного соединения.
обычно такие трещины располагаются в поле
действия главных полей растягивающих напряже-
ний в сварном соединении, и их развитие тормо-
зится на границе сжимающих напряжений.
при дуговой сварке высокопрочных сталей,
содержание углерода в которых превышает 50 %,
наиболее опасным местом соединений, где наи-
более вероятно образование холодных трещин,
является металл участка перегрева зтв [14–19].
вследствие особенностей влияния термодефор-
мационного цикла дуговой сварки (наплавки) на
процесс гомогенизации аустенита и последую-
щее γ-α-превращение при охлаждении, в метал-
ле происходят существенные изменения струк-
туры. в результате в металле участка перегрева
зтв формируется структура с повышенной плот-
ностью дислокаций и высоким уровнем внутрен-
них напряжений. Это приводит к тому, что даже
при сравнительно низком содержании диффузи-
онно-подвижного водорода в наплавленном ме-
талле (до 2,2 см3/100 г), при сварке высокопроч-
ной стали для производства колес (сталь марки 2,
сталь КС2) с содержанием углерода 0,58 % крити-
ческие напряжения при замедленном разрушении
составляют всего 0,1…0,25 от предела текучести
металла зтв. Для повышения сопротивляемости
замедленному разрушению необходимо обеспе-
чить условия, при которых в структуре металла
зтв образуется не более 50 % мартенсита и огра-
ничить содержание диффузионно-подвижного во-
дорода в наплавленном металле на уровне не бо-
лее 0,3 мл/100 г [15, 17].
Согласно гоСт 10791, содержание углерода в
стали марки 2 составляет 0,55…0,65 %. в насто-
ящее время, с целью повышения эксплуатацион-
ных свойств железнодорожных колес, в Украине
и странах Снг рассматривается вопрос об увели-
чении содержания углерода до 0,75 %. такие же-
лезнодорожные колеса изготавливают в СШа (ко-
лесо типа С, AARM 107), японии и Китае (JIS, E
5402), странах евросоюза (R3, ISO 1005/6). при
этом, экспериментальных данных о влиянии со-
держания углерода на сопротивляемость замед-
ленному разрушению металла зтв стали марки 2
нет.
Целью настоящей работы было проведение
сравнительных исследований по определению
влияния увеличения содержания углерода в стали
КС2 (до 0,75 %) на сопротивляемость замедленно-
му разрушению металла зтв при электродуговой
наплавке. в качестве материала для исследований
использовали высокопрочные углеродистые стали
следующего состава, мас. %:
- сталь марки 2 (гоСт 10791) — 0,58 С;
0,44 Si; 0,77 Mn; 0,10 Ni; 0,05 Cr; 0,012 S; 0,011 P;
- углеродистая конструкционная сталь 65г
(гоСт 1050) — 0,65С; 0,19 Si; 0,91 Mn; 0,18 Ni;
0,16 Cr; 0,017 S; 0,010 P;
- сталь марки м76 (гоСт 24182) — 0,74 С;
0,30 Si; 0,80 Mn; 0,10 Ni; 0,15 Cr; 0,012 S; 0,011 P.
Методы исследований. Количественную
оценку сопротивляемости замедленному разруше-
нию металла зтв выполняли с применением об-
щеизвестного метода имплант [6]. Условия подго-
товки образцов из высокопрочных углеродистых
сталей и проведение экспериментов, как и в рабо-
те [17]. за критерий оценки сопротивляемости за-
медленному разрушению принимали максималь-
ные напряжения нагружения образцов σкр, при
которых не происходило их замедленного разру-
шения в течении 24 ч.
при проведении сравнительных испытаний
применяли механизированный способ наплавки в
среде углекислого газа проволокой Св-08г2С ди-
аметром 1,2 мм. наплавку образцов выполняли
на режимах: сварочный ток Iсв = 160…180 а, на-
пряжение на дуге Uд = 26…28 в, скорость на-
плавки vсв = 8,1…25 м/ч. при этом погонная
энергия наплавки изменялась в диапазоне Qсв =
= 4,8…15 кДж/см. Для достижения более высоко-
го значения погонной энергии (до 21 Дж/см) сва-
рочный ток повышали до 220…240 а (при vсв =
= 8,8 м/ч). наплавку выполняли с предваритель-
ным подогревом (Тп.п ≤ 250 °С). при данных ус-
ловиях наплавки скорость охлаждения w металла
зтв в интервале температур 600…500 °С изме-
нялась в диапазоне w6/5 = 3…37 °С/с, а время ох-
лаждения τ от 800 до 100 °С составляло τ8/1 =
= 110…1050 с. основные характеристики терми-
ческого цикла в металле зтв при наплавке образ-
цов имплант приведены в табл. 1. Содержание
диффузионно-подвижного водорода ([н]диф) в на-
плавленном металле, определенное методом «ка-
рандашной» пробы с использованием в качестве
52/2014
запирающей жидкости смеси глицерина и дистил-
лированной воды, составляло 0,75…0,90 мл/100 г.
изломы образцов имплант исследовали мето-
дами растровой электронной микроскопии*.
использовали сканирующий электронный ми-
кроскоп СЭм-515 фирмы «Philips», оснащенный
энергодисперсионным спектрометром системы
«LINK».
Результаты и обсуждение. Для объяснения
свойств металла зтв высокопрочных сталей с бо-
лее высоким содержанием углерода (стали 65г
и м76), вначале более подробно рассмотрим ре-
зультаты исследований сопротивляемости замед-
ленному разрушению металла зтв стали марки
2. на рис. 1 и рис. 2 показано влияние темпера-
туры предварительного подогрева на показатели
критических напряжений при испытании образ-
цов имплант, наплавку которых выполняли на
погонной энергии 4,8 и 8,6 кДж/см соответствен-
но. на рис. 3 приведена диаграмма превращения
переохлажденного аустенита в металле зтв ста-
ли КС2 при дуговой наплавке [15]. Как видно из
приведенного материала, на изменение показате-
лей сопротивляемости замедленному разрушению
σкр существенное влияние оказывает структур-
ное состояние металла в участке перегрева зтв.
при скорости охлаждения w6/5 ≥ 25 °С/с в метал-
ле участка перегрева зтв формируется мартен-
ситно-бейнитная структура, в которой содержа-
ние мартенсита превышает 71 %. микротвердость
мартенсита повышается от НV0,1 = 4420 мпа
при w6/5 ≥ 8,0 °С/с до 5660…6060 мпа при
* исследования были выполнены л. и. маркашовой, е. н.
бердниковой, т. а. алексеенко.
25…30 °С/с. интегральная твердость металла со-
ставляет HV10 ≥ 5650 мпа. поэтому при наплав-
ке без предварительного подогрева на погонных
энергиях 4,8 и 8,6 кДж/см металл зтв имеет низ-
кую сопротивляемость зарождению и развитию
микротрещин, и критические напряжения разру-
шения соответственно составляют всего 0,07σ0,2 и
0,14σ0,2. Для того чтобы при данных условиях на-
плавки в металле участка перегрева зтв не разви-
Т а б л и ц а 1 . Параметры термического цикла в металле
ЗТВ образцов Имплант при наплавке (Тmax = 1250…1350 °С)
Qсв, кДж/см Тп.п, °С w6/5, °С/с τ8/5, с τ8/1, с
4,8
20 32…37 6 110
50 27...32 7 150
70 25...30 8 170
100 20...25 10 300
150 16...18 12 650
200 8...10 16 900
8,6
20 25...30 8 170
50 20...25 10 230
70 15...20 11 250
100 12...15 12 450
150 8...10 14 760
200 5...7 18 890
250 3...4 25 1050
11,5
20 15...17 14 210
50 12...14 16 360
100 6...8 20 850
15,0 20 10...12 17 290
21,0 20 7...9 22 940
рис. 1. влияние температуры предварительного подогрева
Тп.п на сопротивляемость замедленному разрушению σр ме-
талла зтв стали КС2 при Qсв = 4,8 кДж/см: 1 — Тп.п = 200;
2 — 150; 3 — 100; 4 — 70; 5 — 50; 6 — 20 °С
рис. 2. влияние температуры предварительного подогрева
Тп.п на сопротивляемость замедленному разрушению σр ме-
талла зтв стали КС2 при Qсв = 8,6 кДж/см: 1 — Тп.п = 100;
2 — 70; 3 — 50; 4 — 20 °С
6 2/2014
вался процесс замедленного разрушения, внешние
напряжения не должны превышать 50…100 мпа.
при применении предварительного подогре-
ва с температурой Тп.п = 50 °С скорость охлажде-
ния незначительно снижается w6/5 ≥ 20 °С/с (см.
табл. 1) и в металле зтв формируется также мар-
тенситно-бейнитная структура, объемная доля
мартенсита в которой ниже (50…74 %). Критические
напряжения повышаются практически в два раза, но
все равно остаются на низком уровне. при наплав-
ке на погонной энергии 4,8 кДж/см показатель σкр =
= 0,14σ0,2, а при 8,6 кДж/см — σкр = 0,30σ0,2. при
этом для реализации процесса замедленного раз-
рушения металла зтв (время разрушения tр = 0,1 ч)
необходимы внешние напряжения величиной соот-
ветственно 250 и 400 мпа.
более существенному повышению сопротивля-
емости замедленному разрушению металла зтв
наплавки, до величины σкр ≥ 0,45σ0,2, выполнен-
ной на погонной энергии 8,6 кДж/см, способству-
ет применение предварительного подогрева при
температуре 70 °С и выше. при данных услови-
ях наплавки (Тп.п = 70…100 °С) структура металла
зтв в зависимости от скорость охлаждения w6/5 =
= 12…20 °С/с (см. табл. 1) представлена бейнит-
но-мартенситной смесью, объемная доля мартен-
сита в которой не превышает 50 %. при наплав-
ке на погонной энергии 4,8 кДж/см такие условия
формирования структуры соответствуют приме-
нению предварительного подогрева при темпера-
туре Тп.п = 150…200 °С и критические напряже-
ния при разрушении металла зтв повышаются до
уровня σкр ≥ 0,50σ0,2. испытать образцы имплант
с большими значениями нагрузок не удалось, так
как начинается пластическое течение металла и
процесс замедленного разрушения не реализу-
ется. поэтому при наплавке с Qсв = 8,6 кДж/см и
Тп.п = 100 °С, а также при Qсв = 4,8 кДж/см и Тп.п =
= 200 °С, критические напряжения условно при-
няты 460 мпа.
разрушение металла зтв стали КС2 при всех
исследуемых вариантах наплавки, описанных ра-
нее, происходит хрупко. на рис. 4 приведены из-
ломы образцов имплант, наплавку которых вы-
полняли на погонной энергии 8,6 кДж/см без и
с предварительным подогревом до температуры
70 °С, а на рис. 5 характерные фрагменты поверх-
ности разрушения на участках зарождения и раз-
вития микротрещин. нагрузка при разрушении
образцов составляла σр = 1,1…1,3σкр.
на поверхности изломов наблюдаются харак-
терные участки разрушения, которые можно ус-
ловно разделить на локальные участки зарождения
микротрещин и их замедленного развития (зона І),
участки ускоренного развития микротрещин до ма-
кроуровня (зона ІІ) и участки долома (зона ІІІ). рас-
пределение зон носит локальный характер, зарожде-
ние и развитие трещин происходит одновременно в
нескольких местах, участки разрушения чередуют-
ся. исследования на микроуровне показали, что за-
рождение микротрещин в зтв при обоих вариантах
наплавки стали КС2 протекает хрупко по границам
зерен (рис. 5, а, б). в дальнейшем микротрещины
развиваются как по границам, так и телу зерен – из-
лом в данной зоне характеризуется как межзерен-
ный и внутризеренный скол. размер фасеток скола
Dф ~ 30…100 мкм. в зависимости от струк-
турного состояния металла зтв изменяет-
ся и соотношение этих видов излома. при
наплавке без предварительного подогре-
ва объемная доля Vд межзеренного скола
составляет 95 %, а при подогреве с Тп.п =
70 °С — уменьшается до 30 %. при при-
менении предварительного подогрева по
границам зерен наблюдаются также участ-
ки квазихрупкого разрушения и локальные
участки вязкой составляющей с Dф ~ 0,5…2
мкм в количестве до 10 % (рис. 5, в, г).
на участке долома характер разруше-
ния и размер структурных элементов от-
рис. 3. Диаграмма превращения переохлажденного аустенита
в металле зтв стали КС2 (0,58 % С) при дуговой наплавке
(скорость нагрева wнагр = 210 °С/с, время аустенизации t1 =
= 7…10 с) [15]
рис. 4. изломы (×24) образцов имплант стали КС2 при наплавке на по-
гонной энергии 8,6 кДж/см без (а) и с предварительным подогревом до
температуры 70 °С (б)
72/2014
личается от других зон излома. он одинаков для
обоих вариантов наплавки, это преимущественно
внутризеренное квазихрупкое разрушение с Dф ~
~ 10…20 мкм (рис. 5, д).
при увеличении погонной энергии наплав-
ки, более 8,6 кДж/см, сопротивляемость замед-
ленному разрушению металла зтв образцов ста-
ли КС2 повышается (рис. 6). так, при наплавке с
Qсв = 11,5 кДж/см без предварительного подогрева
скорость охлаждения снижается до 15…17 °С/с.
в металле зтв формируется такая же бейнит-
но-мартенситная структура, как и при наплавке
с Qсв = 8,6 кДж/см и Тп.п = 70 °С, и критические
напряжения составляют 200 мпа. но это значе-
ние σкр примерно в 1,6 раза ниже аналогичного
показателя для наплавки с более низкой погон-
ной энергией при примерно одинаковой скорости
охлаждения в зтв. по всей видимости, это свя-
зано с развитием процесса роста зерна аустенита
в металле участка перегрева зтв, который проте-
кает более интенсивно при наплавке на большей
погонной энергии. но даже учитывая это отри-
цательное влияние, применение при наплавке с
Qсв = 11,5 кДж/см предварительного подогрева с
температурой 50 °С исключает развитие замед-
ленного разрушения металла зтв стали КС2. Сле-
дует также отметить, что при испытаниях образ-
цов имплант при наплавке на большей погонной
энергии было зафиксировано увеличение времени
до разрушения. так, замедленное разрушение об-
рис. 5. Фрагменты (×1010) поверхности разрушения на участке зарождения (а, б), развития микротрещин (в, г) и в зоне доло-
ма (д) металла зтв стали КС2 при наплавке с Qсв = 8,6 кДж/см: а, в — Тп.п = 20; б, г — 70 °С
8 2/2014
разцов при нагрузке σр = 2,0σкр, наплавленных с
Qсв = 8,6 кДж/см и Тп.п = 70 °С, проходит за 0,1 ч,
а при 11,5 кДж/см и Тп.п = 20 °С период разруше-
ния составлял 0,7 ч. Это также может быть связа-
но с ростом зерна в металле зтв и соответству-
ющим увеличением пути развития микротрещин
по его границе, расположение которой не совпа-
дает с полем действия главных растягивающих
напряжений.
не было зафиксировано развития процесса за-
медленного разрушения и при наплавке без пред-
варительного подогрева стали КС2 (0,58 % С)
на погонной энергии 15,0 кДж/см. в данном
случае скорость охлаждения в зтв составляет
10…12 °С/с, формируется бейнитно-мартенсит-
ная структура, в которой объемная доля мартенси-
та не превышает 16 %. твердость металла в участ-
ке перегрева зтв составляет HV10 ≤ 3480 мпа.
в таком металле микротрещины не зарождаются
вследствие развития процессов микропластиче-
ского деформирования и релаксации микронапря-
жений в структуре.
С повышением содержания углерода в высоко-
прочной стали замедленное разрушение металла
зтв протекает при более низких значениях внеш-
них напряжений. обобщенные результаты испы-
таний образцов имплант представлены на рис. 7,
а, б. Как видно из представленных данных, при
наплавке без предварительного подогрева сталей
65г (0,65 % С) и м76 (0,74 % С) увеличение по-
гонной энергии до 15,0 кДж/см и выше, способ-
ствует повышению критических напряжений, но
не исключает развития процесса замедленного
разрушения в металле зтв.
Специально проведенные металлографические
исследования** показали, что структура конструкци-
онной стали 65г в состоянии поставки представле-
на бейнитом (рис. 8, а), размер зерна 16…24 мкм и
интегральная твердость металла НV10 = 2760 мпа.
в отличие от стали КС2 под воздействием тЦС в
металле участка перегрева зтв стали 65г, бейнит-
но-мартенситная структура, в которой объемная
доля мартенсита не превышает 50 %, формирует-
ся при скорости охлаждения w6/5 ≤ 7 °С/с (рис. 8, в).
твердостью металла с такой структурой не более
4570 мпа. размер зерна в металле участка перегре-
ва зтв составляет 63…94 мкм. при повышении ско-
рости охлаждения до 12,0…15,0 °С/с в металле зтв
образуется структура с объемной долей мартенсит-
ной составляющей более 97 %. в структуре метал-
ла при данной скорости охлаждения находится так-
же нижний бейнит (2 %), располагается он локально
на границах зерен. микротвердость мартенсита в
зависимости от скорости охлаждения составляет
НV0,1 = 4250…7390 мпа, а интегральная твердость
металла до 7200 мпа (рис. 8, г). при скорости ох-
лаждения w6/5 = 8 °С/с микротвердость мартенсита
5600…6130 мпа.
Соответственно со структурой металла зтв
стали 65г изменяется и его сопротивляемость
** исследования были выполнены в. а. Костиным, в. в. Жу-
ковым, т. г. Соломийчук.
рис. 6. влияние погонной энергии наплавки и температуры
предварительного подогрева на сопротивляемость замедлен-
ному разрушению металла зтв стали КС2 (0,58 % С): 1 —
Qсв = 15,0; 2 — 11,5; 3 — 8,6; 4 — 4,8 кДж/см
рис. 7. влияние погонной энергии наплавки (Qсв = 8,6 кДж/см)
(а) и температуры предварительного подогрева (Тп.п = 20 °С)
(б) на сопротивляемость высокопрочных углеродистых ста-
лей замедленному разрушению: 1 — сталь КС2 (0,58 % С);
2 — 65г (0,65 % С); 3 — м76 (0,74 % С)
92/2014
замедленному разрушению. при формировании
в металле зтв сравнительно пластичной бей-
нитно-мартенситной структуры, которая образу-
ется при скорости охлаждения w6/5 ≤ 7 °С/с, что
соответствует применению погонной энергии на-
плавки на уровне Qсв ≥ 21,0 кДж/см или темпера-
туры предварительного подогрева Тп.п > 150 °С
при Qсв = 8,6 кДж/см, критические напряжения
составляют более 350 мпа. при этом, для стали
65г, как и для стали КС2, повышенная сопротив-
ляемость металла зтв замедленному разрушению
при σкр ≥ 0,45σ0,2 обеспечивается при формирова-
нии бейнитно-мартенситной структуры, объемная
доля мартенсита в которой не превышает 50 %. в
случае формирования в металле зтв структуры с
большим содержанием мартенсита, его сопротив-
ляемость замедленному разрушению снижается
более чем в 3 раза.
исследования изломов металла зтв образцов
стали 65г, обобщенные результаты которых при-
ведены на рис. 9, 10 и в табл. 2, показали, что при
увеличении погонной энергии наплавки от 13,6 до
21,0 кДж/см, когда скорость охлаждения в метал-
ле зтв снижается примерно от 15,0 до 7,0 °С/с,
происходят существенные изменения в характе-
ре разрушения. аналогично, как и при наплав-
ке стали КС2, микротрещины в металее зтв за-
рождаются и затем медленно развиваются как по
границам, так и телу зерен – излом в данной зоне ха-
рактеризуется как межзеренный и внутризеренный
скол (рис. 10). С увеличением погонной энергии на-
плавки объемная доля межзеренного скола, которая
при Qсв = 13,6 кДж/см составляет 85 %, уменьшает-
ся до 50 % при 21,0 кДж/см. при этом размеры фа-
сеток на поверхности разрушения увеличиваются
от 25…50 до 50…100 мкм. в зоне ускоренного раз-
вития микротрещин (зона ІІ) также снижается доля
хрупкого межзеренного скола, а по границам зерен
наблюдаются локальные участки вязкой составляю-
щей (до 10 %).
если для исследуемых сталей КС2 и 65г, со-
держание углерода в которых не превышало
0,65 %, условие повышенной сопротивляемости
замедленному разрушению металла зтв обеспе-
чивалось при формировании бейнитно-мартен-
ситной структуры, объемная доля мартенсита в
которой не превышала 50 %, то свойства стали
м76 (0,74 % С) отличаются от предыдущих ста-
лей. под действием термического цикла дуговой
наплавки температура начала превращения ау-
Т а б л и ц а 2 . Структура излома при замедленном разрушении металла ЗТВ стали 65Г
Qсв,
кДж/см
зона І зона ІІ
хрупкий
межзеренный
хрупкий
внутризеренный
хрупкий
межзеренный
хрупкий
внутризеренный вязкий
Vд, % Dф, мкм Vд, % Dф, мкм Vд, % Dф, мкм Vд, % Dф, мкм Vд, % Dф, мкм
13,6 85 25/50 15 25/50 60 30/50 40 30/70 — —
15,0 70 30/70 30 30/70 40 30/70 60 40/70 — —
21,0 50 50/100 50 50/100 20 30/100 70 40/70 10 0,5/2
рис. 8. микроструктуры участка перегрева металла зтв стали 65г (×500, уменьшено в 2 раза): а — сталь в состоянии постав-
ки (×200); б — w6/5 = 5; в — 8,0; г — 20 °С/с
10 2/2014
стенита в мартенсит (Тмн) в металле зтв стали
м76, в зависимости от развития превращений в
промежуточной области, составляет 240…205 °С
и более чем на 40 °С ниже температуры Тмн для
сталей КС2 (0,58 % С) и 65г (0,65 % С). микрот-
вердость мартенситной составляющей структуры,
в зависимости от скорости охлаждения, находит-
ся на уровне НV0,1 = 5030…7880 мпа. очевидно,
что локальные микронапряжения в мартенситной
структуре стали м76 будут значительно выше,
чем в сталях с более низким содержанием угле-
рода. поэтому зарождение и развитие микротре-
щин должно проходить при меньшей объемной
доле мартенсита в структуре и при более низ-
ких значениях внешних напряжений. подтверж-
дением этому есть результаты испытаний образ-
цов имплант, приведенные на рис. 7. Как видно,
повышенную сопротивляемость замедленному
разрушению металлу зтв стали м76 на уровне
σкр ≥ 0,45σ0,2 возможно обеспечить при темпера-
туре предварительного подогрева выше 200 °С,
когда скорость охлаждения составляет не более
5…7 °С/с. Как установлено, при данной скорости
охлаждения формируется бейнитно-мартенситная
структура, в которой объемная доля мартенсита
не превышает 10 % и его микротвердость НV0,1 =
рис. 9. изломы (×15) образцов имплант стали 65г при наплавке без предварительного подогрева: а — Qсв = 13,6; б — 15,0;
в — 21,0 кДж/см
рис. 10. Фрагменты (×406) поверхности разрушения на участке зарождения (а, в) и развития микротрещин (б, г) металла зтв
стали 65г при наплавке с Qсв = 13,6 кДж/см (а, б) и 21,0 (в, г)
112/2014
= 5030…6200 мпа. преобладающей структу-
рой при w6/5 ≤ 12,0 °С/с является нижний бейнит
с микротвердостью 3360…3780 мпа. при Тп.п =
= 250 °С, когда w6/5 = 3,0…4,0 °С/с и мартенсита в
структуре не более 2 %, замедленного разрушения
металла зтв стали м76 не происходит.
обобщая приведенные выше результаты ис-
следований, влияние содержания углерода в ста-
ли KC2 на сопротивляемость металла зтв замед-
ленному разрушению можно представить в виде
диаграммы w6/5 = f(C), на которой выделены три
характерные области склонности металла зтв к
замедленному разрушению (рис. 11):
1. область активного развития процесса замед-
ленного разрушения в металле зтв. при превы-
шении скорости охлаждения w6/5, которая на диа-
грамме отмечена верхней кривой, в металле зтв
будут формироваться закалочные структуры, ко-
торые предрасположены к зарождению и разви-
тию холодных трещин при наличии достаточно
низких внешних напряжений (σкр < 0,30σ0,2). при
содержании углерода в колесной стали в пределах
0,55…0,65 % формируются структуры, в которых
объемная доля мартенсита более 50 %, а при С =
= 0,65…0,75 % — мартенсита в структуре 10 %
и более. в этой области процесс образования ми-
кротрещин и их развития до макроуровня реали-
зуется в течение 0,1 ч и предотвратить его практи-
чески невозможно.
2. область повышенной сопротивляемости
металла зтв замедленному разрушению. вслед-
ствие формирования сравнительно пластичных
структур, зарождение и развитие микротрещин
затруднено. при содержании углерода в ста-
ли KC2 до 0,65 % это структура металла зтв, в
которых объемная доля мартенсита составля-
ет более 28…36 %, но не превышает 50 %. при
С = 0,65…0,75 % — мартенсита в структуре от
4 % до 10 %. зарождение микротрещин возможно
лишь при условии наличия напряжений на уровне
σкр ≥ 0,45σ0,2 при беспрерывном охлаждении ме-
талла в низкотемпературной области (Т ≤ Тмн), ког-
да процессы микропластического деформирования
протекают в полностью сформировавшейся свеже-
закаленной структуре. на диаграмме этот участок
скоростей охлаждения ограничен двумя кривыми.
процесс замедленного разрушения в этом случае ре-
ализуется на протяжении более длительного отрезка
времени (больше 0,7 ч). предотвратить замедленное
разрушение металла зтв наплавки возможно, за-
медлив его охлаждение в области температур мар-
тенситного превращения (Т ≤ Тмн). практически это
выполнимо при применении контролируемого тер-
мического цикла наплавки.
3. область, в которой процесс замедленного
разрушения при электродуговой наплавке стали
KC2 не реализуется. при обеспечении скорости
охлаждения, которая не превышает нижней грани-
цы указанной области повышенной сопротивляе-
мости, в зтв формируются структуры, имеющие
достаточно высокую способность к микропла-
стическому деформированию без образования
микротрещин. при содержании углерода в стали
КС2 на уровне С ≤ 0,60 % скорость охлаждения
w6/5 ≤ 10,0 °С/с, при С ≤ 0,65 % w6/5 ≤ 5,0 °С/с и
при С ≤ 0,75 % w6/5 ≤ 3,0 °С/с.
Следует также отметить, что приведенная на
рис. 11 диаграмма отвечает условиям электроду-
говой наплавки, когда содержание диффузион-
но-подвижного водорода в наплавленном металле
не превышает 0,75…0,90 мл/100 г. при увеличе-
нии его содержания, которое зависит от способа
и параметров наплавки, системы легирования на-
плавочных материалов и способов их подготовки,
и т. д., необходимо применять специальные тех-
нологические операции по снижению его отрица-
тельного влияния [17].
практические рекомендации по выбору тем-
пературы предварительного подогрева и погон-
ной энергии наплавки реализованы в технологиях
восстановления наплавкой изношенных гребней
цельнокатаных колес грузовых вагонов. в насто-
ящее время на ремонтных предприятиях желез-
нодорожного транспорта Украины при ремонте
колес, изготовленных из стали KC2, используют
технологию восстановления с применением двух-
дуговой наплавки под слоем флюса, разработан-
ную в отд. № 39 иЭС им. е. о. патона нанУ
совместно с пКтб Цв пао «Укрзалізниця». на-
плавку выполняют проволокой Св-08хм на по-
гонной энергии 11,0…13,0 кДж/см, обязательны-
ми элементами технологии являются применение
предварительного подогрева ободьев колес до
температур 150 °С и замедленного охлаждения ко-
лес после наплавки в термокамерах, где они вы-
держиваются в течении 5 ч (скорость охлаждения
рис. 11. влияние содержания углерода в стали KC2 на сопро-
тивляемость замедленному разрушению металла зтв
12 2/2014
составляет около 50 °С/ч). при выполнении ком-
плекса требований, предъявляемых к технологии
наплавки, в частности к технологическому обору-
дованию, сварочным материалам, технике и режи-
мам наплавки, соблюдению термического цикла
в процессе восстановления, достигается высокое
качество наплавленного металла и надежность ко-
лес при эксплуатации.
Выводы
1. высокопрочные стали, содержание углерода в
которых составляет 0,55…0,75 %, обладают по-
вышенной склонностью к замедленному разру-
шению металла зтв при электродуговой наплав-
ке вследствие формирования в участке перегрева
закалочных структур с повышенной плотностью
дислокаций и высоким уровнем локальных вну-
тренних напряжений. Структурное состояние ме-
талла, которое зависит от содержания углерода и
условий охлаждения в процессе наплавки, суще-
ственно влияет на процессы зарождения и раз-
вития микротрещин в металле участка перегрева
зтв. С повышением содержания углерода в стали
и скорости охлаждения в температурном интерва-
ле 600…500 °С склонность к замедленному раз-
рушению металла зтв увеличивается, а уровень
критических напряжений снижается до 0,07σ0,2.
2. Увеличению сопротивляемости замедленно-
му разрушению металла зтв стали марки 2, при
содержании С = 0,55…0,65 %, до уровня напря-
жений σкр ≥ 0,45σ0,2, способствует формирование
более пластичных структур, в которых объемная
доля мартенсита не превышает 50 %. при содер-
жании С = 0,75 % объемная доля мартенсита в
структуре металла зтв должна составлять не бо-
лее 4…10 %. при таких условиях формирования
структуры предотвратить зарождение и развитие
микротрещин при наплавке возможно, замедлив
охлаждение металла зтв в области температур
мартенситного превращения (Т ≤ Тмн).
3. построена диаграмма, отображающая вли-
яние содержания углерода в стали KC2 на со-
противляемость металла зтв замедленному раз-
рушению в виде w6/5 = f(C). Установлено, что
при скорости охлаждения w6/5 ≤ 16,0 °С/с для
стали KC2, содержание углерода в которой С =
= 0,55…0,60 % (w6/5 ≤ 8,0 °С/с при С = 0,60…0,65
% и w6/5 ≤ 5,0 °С/с при С = 0,65…0,75 %), в метал-
ле участка перегрева зтв формируются структу-
ры, имеющие достаточно высокую способность к
микропластическому деформированию без обра-
зования микротрещин.
1. О двух путях релаксации остаточных микронапряжений
в мартенсите стали / л. е. алексеева, в. и. Саррак, С. о.
Суворова, г. а. Филиппов // металлофизика. – 1975. –
вып. 61. – С. 79–84.
2. Саррак В. И., Филиппов Г. А. задержанное разрушение
стали после закалки // Физ-хим. мех. материалов. – 1976.
–№ 2. – С. 44–54.
3. Панасюк В. В. механика квазихрупкого разрушения ма-
териалов. – Киев: наук. думка, 1991. – 416 с.
4. Шоршоров М. Х. металловедение сварки стали и спла-
вов титана. – м.: наука, 1965. – 336 с.
5. Макара А. М., Мосендз Н. А. Сварка высокопрочных ста-
лей. – Киев: техніка, 1971. – 140 с.
6. Макаров Э. Л. холодные трещины при сварке легирован-
ных сталей. – м.: машиностроение, 1981. – 247 с.
7. Филиппов Г. А., Саррак В. И. локальное распределение
водорода и внутренние микронапряжения в структуре за-
каленной стали // Физ. мет. и материаловедение. – 1980.
– 49, № 1. – С. 121–125.
8. Стеренбоген Ю. А. некоторые факторы, определяющие
стойкость металла зтв мартенситных сталей против об-
разования холодных трещин // автомат. сварка. – 1986.
– № 6. – С. 5–8.
9. Касаткин О. Г. особенности водородного охрупчивания
высокопрочных сталей при сварке // там же. – 1994. –
№ 1. – С.3–7.
10. Походня И. К., Швачко И. В. Физическая природа обу-
словленных водородом холодных трещин в сварных со-
единениях конструкционных сталей // там же. – 1997. –
№ 5. – С. 3–12.
11. Швачко И. В., Игнатенко А. В. модель транспортировки
водорода дислокациями // там же. – 2007. – №2. – С. 27–30.
12. Скульский В. Ю. особенности кинетики замедленного
разрушения сварных соединений закаливающихся ста-
лей // там же – 2009. – № 7. – С. 14–20.
13. Дислокационная модель водородной локализации пла-
стичности металлов с оЦК решеткой / а. в. игнатенко,
и. К. походня, а. п. пальцевич, в. С. Синюк // там же.
– 2012. – № 3. – С. 22–27.
14. Влияние термодеформационного цикла наплавки на
структуру и свойства железнодорожных колёс повышен-
ной прочности при их восстановлении / а. а. гайворон-
ский, в. Д. позняков, в. а. Саржевский и др. // там же.
– 2010. – № 5. – С. 22–26.
15. Структурные изменения в участке перегрева металла
зтв колесной стали при дуговой наплавке / а. а. гай-
воронский, в. в. Жуков, в. г. васильев и др. // там же. –
2014. – № 1. – С. 16–21.
16. Влияние состава наплавленного металла на структуру и
механические свойства восстановленных наплавкой же-
лезнодорожных колес / а. а. гайворонский, в. Д. поз-
няков, л. и. маркашова и др. // там же. – 2012. – № 8.
– С. 18–24.
17. Гайворонский А. А. влияние диффузионного водорода на
сопротивляемость замедленному разрушению сварных
соединений высокоуглеродистой стали // там же. – 2013.
– № 5. – С. 15–21.
18. Свойства сварных соединений рельсовой стали при элек-
тродуговой сварке / в. Д. позняков, в. м. Кирьяков, а. а.
гайворонский и др. // там же. – 2010. – № 8. – С. 19–25.
поступила в редакцию 11.10.2013
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-103261 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T17:07:49Z |
| publishDate | 2014 |
| publisher | Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Гайворонский, А.А. 2016-06-15T06:51:06Z 2016-06-15T06:51:06Z 2014 Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей / А.А. Гайворонский // Автоматическая сварка. — 2014. — № 2 (729). — С. 3-12. — Бібліогр.: 18 назв. — рос. https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103261 621.791.927.535 Исследовано влияние температуры предварительного подогрева и погонной энергии наплавки на изменение сопротивляемости замедленному разрушению металла ЗТВ высокопрочной стали при изменении содержания углерода в ней
 от 0,55 до 0,75 %. При испытаниях по методу Имплант оценено влияние содержания углерода в стали на показатели
 критических напряжений при замедленном разрушении металла ЗТВ . Методами растровой электронной микроскопии
 изучено влияние скорости охлаждения на характер разрушения металла, определены характерные зоны изломов и
 параметры структурных составляющих. Установлено, что при электродуговой наплавке вследствие формирования в
 участке перегрева закалочных структур с высокой плотностью дислокаций и локальными внутренними напряжениями,
 металл ЗТВ предрасположен к замедленному разрушению. При увеличении содержания углерода в стали и скорости
 охлаждения склонность к разрушению повышается, а уровень критических напряжений снижается до 0,07σ0,2. Увеличению сопротивляемости замедленному разрушению металла ЗТВ высокопрочных углеродистых сталей до уровня
 σкр ≥ 0,45σ0,2 способствует формирование более пластичных структур при снижении скорости охлаждения в интервале
 температур 600…500 °С. Построена диаграмма влияния содержания углерода в стали на сопротивляемость металла
 ЗТВ замедленному разрушению в виде зависимости w6/5 = f(C). Установлено, что предотвратить процесс замедленного
 разрушения в металле ЗТВ стали, в которой содержание углерода не более 0,60 %, возможно при скорости охлаждения
 w6/5 не более 16,0 °С/с, при С = 0,60…0,65 % — w6/5 ≤ 8,0 °С/с и при С = 0,65…0,75 % — w6/5 ≤ 5,0 °С/с. При таких
 условиях в металле участка перегрева ЗТВ формируются структуры, которые имеют достаточно высокую способность
 к микропластическому деформированию без образования микротрещин. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей Resistance to formation of cold cracks in HAZ metal of welded joint of high-strength carbon steels Article published earlier |
| spellingShingle | Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей Гайворонский, А.А. Научно-технический раздел |
| title | Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей |
| title_alt | Resistance to formation of cold cracks in HAZ metal of welded joint of high-strength carbon steels |
| title_full | Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей |
| title_fullStr | Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей |
| title_full_unstemmed | Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей |
| title_short | Сопротивляемость образованию холодных трещин металла ЗТВ сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей |
| title_sort | сопротивляемость образованию холодных трещин металла зтв сварного соединения высокопрочных углеродистых сталей |
| topic | Научно-технический раздел |
| topic_facet | Научно-технический раздел |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103261 |
| work_keys_str_mv | AT gaivoronskiiaa soprotivlâemostʹobrazovaniûholodnyhtreŝinmetallaztvsvarnogosoedineniâvysokopročnyhuglerodistyhstalei AT gaivoronskiiaa resistancetoformationofcoldcracksinhazmetalofweldedjointofhighstrengthcarbonsteels |