Фазовые превращения и изменения свойств стали при сварке. Атлас - Шоршоров М.Х, Белов В.В.

Автор: Шоршоров М.Х Белов В.В.

Теги: технология обработки без снятия стружки в целом: процессы, инструмент, оборудование и приспособления сварка атлас металлургия обработка металлов металловедение стали металлы и сплавы

Год: 1972

Похожие

Контроль качества сварки

Механические свойства сталей и сплавов при пластическом деформировании

Клинопрессовая сварка давлением разнородных металлов

Холодные трещины при сварке легированных сталей

Текст

М.Х.ШОРШОРОВ В.В.5ЕЛ0В
ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ
И ИЗМЕНЕНИЕ
СВОЙСТВ СТАЛИ
М. X. ШОРШОРОВ, В. В. БЕЛОВ
ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ
И ИЗМЕНЕНИЯ
СВОЙСТВ СТАЛИ
ПРИ СВАРКЕ
АТЛАС
ИЗДАТЕЛЬСТВО «НАУКА»
МОСКВА
1972
УДК 621.791 : 669.017.3 : 669.14/.15 (084.4)
Фазовые превращения и изменения свойств стали при сварке. Атлас. ШоршоровМ. X., Белов В. В*
Изд-во «Наука»» 1972, 1—219.
В атласе широко представлены цифровые и графические данные о кинетике фазовых превращений
и изменений структуры и свойств сталей при непрерывном нагреве и охлаждении в условиях сварки.
Атлас призван помочь в обоснованном выборе хорошо сваривающихся сталей и технологии и режи-
мов сварки. Показана система соответствующих критериев, позволяющих обеспечить оптимальные
свойства и структуры зон термического влияния сварных соединений. Приведены примеры расчета
режимов и технологии сварки стали. Атлас составлен на основе результатов исследований характе-
ристик свариваемости сталей, применяемых в СССР, а также опытных марок конструкционных и
мартенситных сталей. Использованы данные отечественных и зарубежных исследователей.
Атлас предназначен для широкого круга научных и инженерно-технических работников раз-
личных отраслей народного хозяйства: металловедов, металлургов, конструкторов, технологов-
сварщиков, преподавателей и студентов технических вузов.
Таблиц 11, иллюстраций 331, библиогр. 88 назв.
Ответственный редактор
академик Н. Н. РЫКАЛИН
3-12-6
1058-72
ОТ РЕДАКТОРА
Сталь является самым распространенным конструкционным материалом.
С увеличением применения легированной стали в народном хозяйстве свя-
заны многие важные пути технического прогресса. Основной объем произ-
водства стальных конструкций и изделий включает использование свароч-
ных процессов, среди которых сварка плавлением занимает ведущее место.
Разработка и внедрение широкой номенклатуры современной углеродистой
и легированной свариваемой стали различных классов и назначения потре-
бовали проведения систематических исследований их свариваемости. Уже
более 25 лет в нашей стране и за рубежом исследования в этой области стали
составной и необходимой частью работ по созданию и применению новых
марок стали для сварных конструкций.
В течение этого времени были разработаны критерии и методы оценки
свариваемости стали, изучены основные закономерности фазовых превра-
щений, технологической прочности и изменений структуры и свойств стали
различных классов при сварке. Многолетние систематические исследования,
проведенные коллективом металловедов-сварщиков Института металлургии
им. А. А. Байкова АН СССР, позволили накопить обширный материал с
разнообразными характеристиками свариваемости современных промышлен-
ных и опытных марок легированной стали перлитного и мартенситного клас-
сов. Этот материал составляет основу атласа.
Помещенные в нем критерии и характеристики свариваемости позволяют
на основе теории тепловых расчетов обосновывать выбор способа, техноло-
гии и режимов сварки сталей и термообработки сварных соединений.
Атлас издается впервые и является уникальным трудом, обобщающим
Обширный материал по металловедению и технологии сварки конструкцион-
ной стали.
Большая практическая ценность атласа и высокий научный уровень из-
ложения его материалов позволяют надеяться на то, что он станет настольной
книгой — руководством для инженеров и научных работников в области
металловедения и технологии сварки и смежных видов обработки стали.
Академик И. Н. Рыкалин
ВВЕДЕНИЕ
Конструкционные стали повышенной и высокой прочности занимают в на-
родном хозяйстве одно из ведущих мест среди материалов для ответственных
сварных конструкций. Постоянно повышаются объем производства метал-
лов и рабочие требования к их качеству. Успех в создании и использовании
в промышленности конструкционных сталей во многом определяется сте-
пенью изученности поведения их при сварке. Одним из важных направлений
в исследовании свариваемости сталей является изучение фазовых превра-
щений, изменения структуры и механических свойств в условиях непрерыв-
ного нагрева и охлаждения при сварке. Реакция стали на термический цикл
сварки в первую очередь определяет возможности ее применения для изго-
товления сварных конструкций.
В отечественной и зарубежной литературе предлагаемый читателю атлас
является единственным изданием, в котором обобщены результаты исследо-
ваний изменения фазового состава, структуры и свойств широкого круга
сталей в зоне термического влияния основного металла. Изданные ранее
справочники и атласы содержат только изотермические и термокинетические
(анизотермические) диаграммы превращения для условий термообработки.
Однако эти данные даже ориентировочно не позволяют судить о структуре
и твердости стали в околошовной зоне при сварке, так как получены в усло-
виях, не воспроизводящих химическую и физическую неоднородность высо-
котемпературных фаз, которая возникает при сварочном нагреве.
В атласе приведены результаты систематических исследований авторов в
ИМЕТ им. А. А. Байкова АН СССР, а также данные отечественной и зарубеж-
ной литературы по кинетике изменения структуры и механических свойств
основного металла в условиях непрерывного нагрева и охлаждения при свар-
ке большого числа марок промышленных конструкционных сталей. По мне-
нию авторов, практическая ценность атласа заключается в том, что он позво-
ляет расчетным путем по приведенным результатам исследований обосновы-
вать требования к составу сталей, оценивать их качество и выбирать техно-
логию и режимы сварки.
В главе I атласа кратко изложены основные виды превращений и струк-
турных изменений, строение зоны термического влияния и условия протека-
ния фазовых превращений и структурообразования цри сварке стали; осо-
бенности роста зерна и превращений аустенита в околошовной зоне, изме-
нения структуры и свойств, замедленное разрушение (образование холодных
трещин) и общие критерии выбора технологии сварки с примерами расчета
режимов сварки.
В главе II описаны методы изучения характеристик свариваемой стали:
дилатометрический метод построения диаграмм анизотермического превра-
щения с целью их использования для выбора технологии и режимов сварки;
методы ИМЕТ-1 и ИМЕТ-4 для исследования влияния параметров терми-
ческих циклов сварки и пластической деформации на структуру, свойства,
фазовые превращения и замедленное разрушение металлов в околошовной
зоне; валиковая проба МВТУ, пробы X. Шнадта, Ю. Чабелки и сварные
жесткие пробы для исследования на сварных соединениях влияния состава
сплавов, режимов и технологии сварки на свойства и структуру зоны терми-
ческого влияния и образование холодных трещин.
В главе III приведены характеристики свариваемости большого числа
применяемых в СССР углеродистых, низколегированных, легированных и
высоколегированных сталей по результатам исследований авторов и лите-
ратурным данным (изотермические и анизотермические диаграммы, вали-
ковая проба МВТУ, диаграммы изменения свойств по методикам ИМЕТ-1,
ИМЕТ-4, результаты испытаний проб X. Шнадта, Ю. Чабелки и сварных
жестких проб — CTS и крестовой).
Авторы благодарят академика Н. Н. Рыкалина за постоянное внимание
к этим работам, а также сотрудников Б. А. Смирнова, Г. Н. Клебанова,
В. Д. Кодолова, В. Н. Матханова, А. С. Котелкина и В. П. Исковских,
принимавших участие в исследовании приведенных в атласе характеристик
свариваемости сталей.
Авторы надеются, что атлас будет полезным для научных работников и
инженеров, занятых разработкой сталей для сварных конструкций и обосно-
ванием технологии и режимов их сварки и термической обработки.
Глава I
ХАРАКТЕРИСТИКИ СВАРИВАЕМОСТИ СТАЛЕЙ
И ИХ ПРИМЕНЕНИЕ ДЛЯ ОБОСНОВАНИЯ СОСТАВОВ СТАЛЕЙ,
ВЫБОРА ТЕХНОЛОГИИ И РЕЖИМОВ ИХ СВАРКИ
И ТЕРМООБРАБОТКИ
§ 1. Основные виды фазовых превращений
и структурных изменений
К основным видам фазовых превращений в металлах и сплавах при сварке
относятся: а) кристаллизация; б) полимофное превращение, в частности
мартенситного типа; в) эвтектоидный распад и обратное ему образование
твердого раствора из эвтектоидной смеси; г) распад пересыщенных твердых
растворов (старение, отпуск мартенсита) и обратное ему растворение фаз в
твердом состоянии.
Превращения первых трех видов в процессе сварки плавлением
либо полностью завершаются, либо получают существенное развитие; при
сварке давлениемв твердом состоянии сплавов на основе полиморфных
металлов соединения можно получать при температурах как выше, так и
ниже области превращения. Что касается превращений, поименованных в
пункте г, то в большинстве случаев из-за недостатка времени при сварке
реализуются преимущественно их начальные стадии.
Наиболее существенные изменения структуры и свойств основного металла
при сварке сплавов с полиморфным превращением происходят вследствие пре-
вращений второго и третьего видов, а в металле шва — также и при кристал-
лизации. При сварке сплавов без полиморфного превращения структура и
свойства сварных соединений определяются в основном превращениями пер-
вого и четвертого видов. Значительную и, как правило, отрицательную роль
во всех случаях играют процессы раввития неоднородности — физической
(рост зерна, огрубление тонкой структуры) и химической (макро- и микро-
скопическая ликвация в металле шва, сегрегация легирующих элементов и
Рис. 1. Строение зон сварного соединения сплава с полиморфным превращением при одно-
проходной сварке плавлением листов в стык (схема)
а — распределение максимальных температур Ттах поперек шва (ось у) и соответствующие
им у<астки зоны термического влияния; б — термические циклы на границах отдельных участков
зоны термического влияния
примесей в металле зоны термического влияния, диффузионное перераспре-
деление их между разнородными базами при частичном расплавлении или в
твердом состоянии <в температурном интервале неполного превращения и
т. д.) [1]. При сварке плавлением эти процессы вследствие высокотемператур-
ного нагрева получают значительно большее развитие, чем при сварке давле-
нием в твердой фазе.
Кроме фазовых превращений в металлах при сварке протекают процессы
возврата, полигонизации и рекристаллизации обработки, также приводящие
к существенным изменениям структуры и свойств. При сварке плавлением
они, как правило, приводят к разупрочнению основного металла в зонах,
нагреваемых выше определенных температур; при сварке давлением, нао-
борот, эти процессы возможно использовать для улучшения структуры и
свойств, особенно в тех случаях, когда процесс удается вести в режимах
термомеханического упрочнения [1].
§ 2. Строение сварных соединений
При сварке плавлением сварные соединения имеют два ярко выраженных
участка: закристаллизовавшийся металл шва и зона термического влияния в
основном металле. При сварке давлением в твердой фазе возникает только
вторая зона; при этом роль пластической деформации в формировании струк-
туры и свойств сварных соединений так существенно возрастает, что эту
зону более правильно называть зоной термомеханического влияния.
Схематически строение зон сварных соединений для однопроходной свар-
ки плавлением сплавов с полиморфным превращением на примере стали при-
ведено на рис. 1. Главный интерес для оценки реакции основного металла на
термический цикл сварки представляет строение зоны термического влияния.
Поэтому в атласе рассматриваются только изменения фазового состава,
структуры и свойств основного металла в этой зоне. Процессы в металле
шва при сварке сталей и на границе его сплавления с основным метал-
лом рассмотрены в специальных монографиях [2—4].
Под зоной термического влияния принято понимать примыкающую
к сварному шву зону основного металла с измененной в процессе сварки
структурой.
Главная особенность строения зоны термического влияния в сварных
соединениях перлитных и мартенситных сталей обусловлена тем, что эти
материалы являются сплавами на основе металла, претерпевающего поли-
морфное превращение. Поэтому при любом исходном состоянии основного
металла в зоне термического влияния этих сплавов всегда можно наблюдать
участки полной и частичной перекристаллизации (/ и 2 на рис. 1).
В участке полной перекристаллизации 1 максимальные температуры наг-
рева основного металла изменяются от температуры плавления Тпл до темпе-
ратуры Лсз, которая для стали соответствует концу а —> у превращения.
В этом участке следует выделить зону с несколькими рядами крупных зерен
(Г на рис. 1), которая нагревается выше температуры Тн.и.р. начала интен-
сивного роста зерна аустенита и в которой возможно частичное оплавление
границ зерен. Эту зону принято называть околошовной. Кроме того, в
микроскопически узких областях первого ряда зерен околошовной зоны,
прилегающих к границе сплавления основного металла со швом, может раз-
виваться химическая неоднородность (главным образом за время контакта
твердого металла с жидким). Роль этой неоднородности оказывается осо-
бенно важной£в случае разницы в композициях основного и присадочного
металлов или в их чистоте по вредным примесям [3, 4].
10
Особый интерес к изучениюцроцессов в околошовной зоне при сварке
обусловлен тем, что именно в ней, как правило, происходят наиболее резкие
изменения структуры и свойств основного металла, которые в большинстве
случаев оказываются решающими при оценке свариваемости данного сплава
или стали (снижение пластичности и ударной вязкости вследствие роста
зерна, перегрева, и полной или частичной закалки; образование горячих и
холодных трещин).
Основными параметрами термического цикла околошовной зоны явля-
ются максимальная температура нагрева Тщах близкая к Тпл, скорость наг-
рева wH в температурном интервале фазового превращения, длительности
V и Г' пребывания металла выше температуры конца фазового превращения
(Дез) и скорость охлаждения wQ в температурном интервале соответствую-
щего фазового превращения (см. рис. 1,6).
Рядом с околошовной зоной, в остающейся части участка полной пере-
кристаллизации, максимальные температуры нагрева изменяются от Дсз до
температуры начала интенсивного роста зерна Тн.и.р. (1050—1200°). Этот
участок отличается от околошовного более мелкозернистым строением (раз-
мер зерна может быть мельче, чем в основном металле) и относительно более
высокими механическими свойствами. При сварке легированных сталей с
высокой устойчивостью аустенита закалочные явления выражены почти
одинаково по всей ширине зоны полной перекристаллизации.
В участке частичной перекристаллизации основной металл нагревается
выше температуры Аа начала превращения перлита в аустенит. Обычно
структурные изменения в этом участке по сравнению с околошовной зоной
оказывают менее отрицательное влияние на свойства сварных соединений.
Однако при определенном сочетании исходной структуры и условий нагрева
и охлаждения при сварке в этом участке может иметь место разупрочнение
основного металла, обусловленное либо характером новых фаз, образую-
щихся при последующем охлаждении, либо процессами в старых фазах при
нагреве (см. ниже для участка 3).
Наличие третьего участка (3 на рис. 1) и тип структурных изменений в
нем зависят от исходного состояния основного металла перед сваркой. При
сварке отожженного металла третий участок в зоне термического влияния
практически отсутствует. При сварке сталей после упрочняющей термической
обработки (типа «закалка, «закалка и отпуск» или «закалка и старение»),
а также в нагартованном состоянии (после ковки или прокатки) в этом участ-
ке, как правило, происходит разупрочнение. В первом случае оно обусловлено
процессами распада пересыщенных твердых растворов (отпуском мартен-
сита или старением высокотемпературных остаточных фаз) и последующей
коагуляцией упрочняющих фаз (карбидов). Во втором случае к разупроч-
нению преимущественно приводят процессы рекристаллизации обработки.
Этот третий участок принято называть участком или зоной разупрочнения,
отпуска или рекристаллизации. Наиболее резкое разупрочнение металла
обычно имеет место у границы этого участка с участком неполной пере-
кристаллизации, где максимальные температуры нагрева Ттах близки к
нижней критической точке фазового превращения Дс1. Поэтому основными
параметрами термического цикла участка разупрочнения являются макси-
мальная температура нагрева Ттах = Да и длительность tOT (или tp)
пребывания металла при сварке выше температуры отпуска Тот (или.начала
рекристаллизации обработки 7н.р.о.) (см. рис. 1,6). Склонность основного
металла к разупрочнению при сварке в ряде случаев является одной из важ-
ных характеристик свариваемости высокопрочных сталей (особенно мартен-
ситных). Однако при выборе технологии и режимов сварки эта характери-
стика является вспомогательной. Основные характерйстики свариваемости,
Н
)
рассматриваемые в атласе сталей, оценивают главным образом изменения
фазового состава и .структуры металла в околошовной зоне, от которых в
наибольшей мере зависят технологическая и эксплуатационная прочность
сварных соединений и конструкций.
§ 3. Условия протекания фазовых превращений
при сварке
Превращения при сварке протекают в обстановке непрерывного изменения
температуры, деформаций и напряжений вследствие интенсивного местного
неравномерного нагрева металла. Оценка изменения температуры при
сварке плавлением не представляет затруднений. Для этой цели широко'
используются методы инженерных расчетов тепловых процессов, разработан-
ные в СССР Н. Н. Рыкал иным и его школой [5, 6]. Основные выводы теории
тепловых процессов и ее расчетные методы заложены в основу анализа осо-
бенностей превращений в сталях и при разработке системы критериев рас-
чета режимов сварки.
Наиболее характерные термические циклы металла в околошовной зоне
соответствуют основным технологическим вариантам сварки плавлением:
1) однопроходная сварка; 2) многослойная сварка длинными участками;
3) многослойная сварка короткими участками.
Параметры термического цикла околошовной зоны при однопроход-
ной сварке листов в стык изменяются в зависимости от толщины основ-
ного металла в весьма широких пределах (табл. 1 и рис. 2).
С увеличением толщины стали от 1 мм (аргонодуговая сварка) до 220 мм
(электрошлаковая сварка) скорость нагрева о»н околошовной зоны вблизи
точки Асз (— 900°) изменяется от 1700 до 3 град/сек, общая длительность
пребывания металла t' -\-t" выше этой температуры — от 1,6 до 540 сек, a
скорость охлаждения к?о при температуре наименьшей устойчивости аусте-
нита (~550°) — от 60 до 0,25 epadlcek.
При однопроходной наплавке или сварке угловых швов в нахлесточных,
тавровых и крестовых соединениях термические циклы имеют такой же вид,
Рис. 2. Сопоставление термических циклов околошовной зоны при однопроходной сварке
плавлением низколегированной стали толщиной 1, 10, 25 и 220 мм, с термическими циклами
при термообработке (заштриховано)
1 — аргонодуговая сварка, 6=1 мм; 2 — дуговая сварка под флюсом, 6=10 мм; 3 — то же,
6 = 25 мм; 4 — электрошлаковая сварка, 6 = 220 мм
12
Таблица 1
Сравнение параметров термического цикла околошовной зоны при однопроходной дуговой
и электрошлаковой сварке стыковых соединений низколегированной стали
«1 Длительность Скорость ох-
пребывания лаждения Wr,
X Погонная S* S S выше 900°, сек град (сек
h S - Способ сварки энергия. q!v, Но « а» £Х X . к о о Литературный источник
кал! см со X й ° ЕГ § §
So ° X а sit к X
О в 0.0 в а вЗ- в в
1 W электродом в аргоне, без разделки 200 1700 0,4 1,2 240 60 Расчет по Н. Н. Рыкалину и опы- ты И. Д. Кула-
и зазора 1,8 38 гина [6]
2 То же 400 1200 0,6 120 То же
3 Под флюсом, без разделки и зазора, 900 700 2 5,5 54 12 Расчет по Н. H. Рыкалину и опы- ты М. X. Шор-
на флюсовой подуш- шорова [6]
ке
5 То же 1700 400 2,5 7 40 9 То же
10 Под флюсом, с V-об- разной разделкой (60°), на флюсовой 4600 200 4 13 22 5 •
подушке
15 То же 10000 100 9 22 9 2 L ж
25 25000 60 25 75 5 1
50 Электрошлаковая, двумя электродными проволоками Электрошлаковая, 120000 4 162 336 1,0 0,3 Опыты Г. А. Перцовского (7]
100 160000 7,0 36 168 2,3 0,7 Опыты Б. А. Ко- ха [8]
тремя электродными проволоками Электрошлаковая,
100 280000 3,5 126 312 0,83 0,28 То же
пластинчатым элект-
родом
220 Электрошлаковая, двумя электродными проволоками 230000 3,0 144 396 ’ 0,8 0,25 •
как и при сварке в стык, однако для них характерны более высокие скорости
нагрева иун и охлаждения wo и меньшие длительности t'
Возможности регулирования термического цикла, структуры и свойств
металла в околошовной зоне при однопроходной сварке в стык более огра-
ничены, чем при наплавке или сварке угловых швов. Исключение составляет
электрошлаковая сварка, при которой возможно значительное изменение по-
гонной энергии в зависимости от числа и формы электродов, характера их
движения, наличия медных ползунов, формирующих шов и отводящих теплоту
(см. табл. 1). При всех других способах однопроходной сварки наиболее эф-
фективным средством изменения параметров термического цикла является
предварительный или сопутствующий подогрев (главным образом для сниже-
ния скорости охлаждения с целью смягчения закалочных явлений). Однако
подогрев иногда не может быть использован из-за чрезмерного роста зерна,
перегрева, образования околошовных горячих трещин или по причине труд-
ности осуществления.
При м н о г о с л о й н о й сварке длинными участками
металл в околошовной зоне каждого предыдущего слоя успевает почти полно-
стью охладиться до начала укладки следующего. Однако последующие слои
охлаждаются все-таки несколько медленнее, чем первый. Поэтому выбор
13
режимов сварки закаливающихся материалов обычно ведут по первому слою.
По своему характеру и параметрам термический цикл околошовной зоны
при укладке первого слоя многослойного шва принципиально не отличается
от случая однопроходной наплавки или сварки угловых швов. Расчеты в
обоих случаях основываются на одних и тех же схемах [5, 6]. Одна-
ко в отношении возможностей регулирования структуры и свойств шва
и околошовной зоны многослойная сварка длинными участками обладает дву-
мя существенными преимуществами по сравнению с однопроходной свар-
кой или наплавкой: 1) резкое снижение длительности Г ~\-t" пребывания
металла при температурах выше конца фазового превращения и, в частности,
выше температуры интенсивного роста зерна; чем меньше погонная
энергия дуги, т. е. чем больше число слоев, тем меньше V -\-t"
(табл. 2); 2) смягчающее воздействие теплоты последующего слоя на
структуру предыдущего, которое при сварке закаливающихся сталей выра-
жается в отпуске. Благодаря этим преимуществам способ многослойной
сварки длинными участками является основным технологическим вариантом
для соединения большинства перлитных и мартенситных сталей средней и
большой толщины.
При многослойной сварке короткими участками
вследствие непрерывного суммирования тепловых полей при последователь-
ном наложении слоев можно в околошовной зоне первого слоя получить слож-
ный термическищикл с малой длительностью t' +t" и ветвью охлаждения
как при изотермической закалке. Этот цикл еще более благоприятен для
материалов, склонных к закалке, росту зерна и перегреву, и позволяет в
околошовной зоне и шве закаливающихся сталей получить твердый и отно-
сительно вязкий и пластичный металл со структурой бейнита. Однако ис-
пользование метода многослойной сварки короткими участками пока еще
ограничено из-за трудности автоматизации.
Особый интерес представляет сравнение параметров термических циклов
при однопроходной сварке и простой термической обработке. На рис. 2 это
сделано на примере низколегированной стали. Наиболее резко отличаются
максимальные температуры нагрева: при сварке они близки к температуре
плавления, при термообработке токами высокой частоты они ограничены
температурами 950—1200°, а при термообработке в печах они составляют
950—1050°, т. е. превышают точку Асз не более, чем на 100—150°. По этой
причине при сварке имеет место интенсивный рост зерна, а при термообра-
ботке он ограничен.
По диапазону изменения скоростей нагрева в интервале Аа—Асз тер-
мические циклы околошовной зоны при сварке стали толщиной 1—25 мм
(1700—60 град!сек) близки к циклам при термообработке токами высокой
частоты, но резко отличаются от циклов при печной термообработке (1—
0,1 град /сек).
Значительная разница наблюдается и в длительности пребывания метал-
ла в аустенитном состоянии (выше Лез). При сварке стали толщиной 1—25 жж
она изменяется в пределах от 2 до 100 сек, а при термообработке в печи — от
десятков минут до нескольких часов. При термообработке токами высокой
частоты эта длительность обычно не выходит за пределы, указанные для
сварки.
Высокие скорости нагрева и относительно малые длительности пребыва-
ния металла выше Асз при сварке часто обусловливают существенную неод-
нородность аустенита.
По скоростям и длительностям охлаждения металла в температурном ин-
тервале превращения аустенита сварка практически не отличается от термо-
обработки. Диапазон изменения этих параметров в зависимости от толщины
14
Таблица 2
Параметры термического цикла околошовной зоны первого слоя стыкового шва при
многослойной дуговой сварке низколегированной стали длинными участками
(расчет по Н. Н. Рыкалину и опыты М. X. Шоршорова [б, 1])
Толщина листа, мм Погонная энергия q/v, кал!см Скорость нагрева при 900° wH, г рад [сек Длительность пребывания выше 900°, сек Скорость охлаж- дения w0 при 550°, г рад/сек
при нагреве, Г при охлажде- нии, t"
10 2000 320 1,8 6,5 15
3000 230 2,3 8,0 7
15 2000 360 1,5 5,0 45
3000 260 2,0 7,0 17
5000 130 3,0 11,0 5
20 2000 400 1,2 4,2 55
3000 280 1,8 6,0 35
5000 150 2,7 9,0 12
8000 120 4,2 15,0 6
35 2000 450 1,0 3,5 60
3000 300 1,5 4,8 37
5000 180 2,5 8,0 25
8000 140 4,0 13,0 15
Примечание. Разделка кромок V-образная с углом раскрытия 60°.
металла и способа сварки может охватывать как режимы закалки, так и
отжига. Таким образом, по сравнению с печной термообработкой наиболее
существенные отличия в условиях изменения температуры при сварке на-
капливаются главным образом до начала превращения аустенита, т. е. на
этапах нагрева до максимальной температуры и последующего охлаждения
до Асз- Однако, несмотря на одинаковые условия последующего охлажде-
ния, эти отличия приводят к существенным изменениям кинетики превра-
щения аустенита и конечных структуры и свойств металла в околошовной
зоне.
Возникновение собственных сварочных деформаций и напряжений при,
сварке обусловлено неравномерным распределением температуры, фазо-!
выми превращениями, протекающими с изменением удельного объема, и!
жесткостью свариваемых элементов, препятствующей развитию деформаций.
В отличие от тепловых процессов процессы изменения полей внутренних
деформаций и напряжений первого рода при сварке изучены в меньшей сте-
пени, и расчеты их, как правило, весьма сложны. В настоящее время эти
инженерные расчеты [9—13] используются главным образом для определе-
ния конечных деформаций (формоизменения) и остаточных напряжений.
Наиболее достоверные данные о кинетике внутренних деформаций и напря-
жений в процессе сварки получены путем экспериментальных исследований
на сталях с применением дифференциального метода определения деформа-
ции [14, 15].
Измерение продольных деформаций в околошовной зоне [14] показало,
что в сплавах, не претерпевающих фазовых превращений (сталь 0Х18Н9Т),
при нагреве происходит развитие упругопластических внутренних сжимаю-
щих деформаций и напряжений. При достижении Ттах цикла они меняют знак,
а при последующем охлаждении в околошовной зоне монотонно возрастают
15
растягивающие деформации и напряжения (рис. 3, а). В сталях марок Ст.З и
Ст. 20 превращение перлита и феррита в аустенит при нагреве, протекающее с
уменьшением объема, приводит к снижению сжимающих деформаций и на-
пряжений, а обратное превращение аустенйта в феррит и перлит при охлаж-
дении, протекающее с увеличением объема,— к снижению растягивающих
деформаций и напряжений. В процессе охлаждения деформация и напряжение
дважды меняют свой знак — примерно при температурах начала и конца
распада аустенита. При этом каждый раз пластическая составляющая внут-
ренней деформации исчезает. В процессе распада аустенита развиваются сжи-
мающие деформации и напряжения небольшой величины. По мере последую-
щего охлаждения растягивающие деформации и напряжения вновь нарас-
тают (см. рис. 3, в и табл. 3).
В легированных сталях (например, 25ХН4), претерпевающих бейнитное
и особенно мартенситное превращения, влияние этих фазовых превращений
на кинетику развития деформаций и напряжений оказывается более сущест-
венным (см. рис. 3,6 и табл. 3).
В зависимости от состава стали деформация растяжения может достигать
0,7—1,8%: она равна 0,72—0,78% в сталях марок Ст.З и Ст.20 к началу
превращений аустенита в феррит и перлит (680—670°); 1,2 —1,4% в сталях
*30ХГСАи40Хкн‘ачалу бейнитного превращения (440—430°); 1,3—1,75% в
сталях 25ХН4, 35СГи50ХВС к началу мартенситного превращения (360—
300°). Деформация тем больше, чем ниже температура превращения аустенита
в околошовной зоне и чем выше температура превращения в шве.Хотя упруго-
пластическая деформация аустенита невелика, она активирует мартенситное
превращение, смещая его в интервал более высоких температур. Благодаря
этому несколько повышается сопротивляемость металла околошовной зоны
образованию холодных трещин [1|. Существенное значение приобретает
разница в температурах превращения аустенита в шве и околошовной зоне,
однако не столько в связи с изменением величины деформации, сколько
из-за возникновения различий в условиях и степени развития релакса-
ционных процессов в аустените.
Рис. 3. Нарастание продольной деформации
в околошовной зоне в зависимости от темпе-
ратуры при охлаждении в условиях наплавки
валика на кромку пластины
а — сталь 0X18H9T; б — сталь 25XH4;
в — сталь Ст.З [14]
16
Т я ft л и ц а 3
Развитие внутренних продольных деформаций и напряжений в околошовной зоне различных
сталей при охлаждении в процессе наплавки на кромку пластины* (14» 15]
< Марка стали Температура начала превращения Аустенита, °C Внутренняя деформация перед началом превращения, % Напряжение перед началом превращения, кПмм* Температурный интервал существования сжимающих напряжений, Внутренняя деформация после охлаждения до 20°, % Напряжение после охлаж- дения до 20°, кГ{мм*
Ст.З 68^ +0,78 + 1,7 670—500 +0,33 4-29
Ст.20 670 +0,72 + 1,5 630—480 4-0,30 +22
ЗОХГСА 440 +1.2 +5,5 410—370 —0,23 + 12
40Х 430 +1.4 +4,0 430—220 —0,22 +ю
25ХН4 360 +1.3 +4,8 320—20 —0,47 —9
35СГ 320 + 1,75 +8,5 270—20 —0,23 *♦
•50ХВС 300 > +1,75 +14 200—20 —0,24 *♦
0Х18Н9Т Нет _|_*** Нет +1,65 +24
' * Размеры пластины 300X100X8 мм, наплавка длиной 200 мм электродами из малоуглеродистой стали;
погонная энергия дуги 3300—4300 кал{см', скорость охлаждения при 550° около 6—8 град/сек.
•* Напряжения сжатия, величина не известна. «
••• Напряжения растяжения, величина не известна, возрастают линейно по мере снижения температуры.
В процессе последующего превращения аустенита в околошовной зоне
развиваются небольшие сжимающие деформации и напряжения. Величина
их в легированных сталях больше, чем в малоуглеродистых. Одновременно,
с понижением температуры начала превращения аустенита в мартенситную
область (особенно ниже 350°) восстановление растягивающих продольных
напряжений к моменту полного выравнивания температуры становится мало-
вероятным. Например, в сталях 25ХН4, 35СГ и 50ХВС остаются даже замет-
ные сжимающие напряжения. Существенное увеличение влияния превраще-
ния аустенита на величину и знак остаточных внутренних, деформаций и
особенно напряжений при переходе от малоуглеродистых к легированным
сталям в сравнении со сталью 0Х18Н9Т обусловлено тремя основными при:
чинами:
1) протеканием ферритного и перлитного превращений (малоуглеродистая
сталь) при высоких температурах, когда металл слабо сопротивляется плас-
тической деформации, а бейнитного и мартенситного превращений (легиро-
ванная сталь) — при относительно низких температурах, при которых ме-
талл обладает более высокой сопротивляемостью пластической деформации
и значительными упругими свойствами;
2) большей величиной разности между удельными объемами мартенсита
и аустенита, чем феррита (или феррито-карбидных смесей) и аустенита;
3) возрастанием этой разности с понижением температуры, так как коэф-
фициент линейного расширения у мартенсита меньше, чем у аустенита.
Таким образом, в околошовной зоне закаливающихся легированных
сталей развиваются продольные деформации и напряжения сжатия. По обе
стороны от околошовной зоны при переходе к шву или основному металлу,
продольные напряжения изменяются скачкообразно. При этом в основном
металле они всегда растягивающие, а в шве их знак зависит от типа электро-
дов, т. е. состава наплавленного металла. Чем ниже температура превра-
щения аустенита в металле шва, тем вероятнее развитие в нем сжимающих
продольных напряжений.
Важно отметить, что темп нарастания деформаций при высоких тем-
пературах (0,02^-0,03 мм!сек) минимум на’ порядок выше, чем при
IT
2 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
температурах, близких к комнатной (0,003—0,0005 мм!сек). Малые скорости
деформации при наличии мартенситной структуры приводят к локали-
. зации деформации преимущественно по границам зерен, способствуя
образованию холодных трещин после полного охлаждения сварных сое-
динений.
Скорости изменения поперечных деформаций в процессе охлаждения
практически такие же, как и продольных, Разница заключается лишь
в величине и знаке внутренних деформаций после полного охлаждения
сварного соединения. В работах [15, 161 показано, что в околошовной
зоне закаливающихся сталей в средней части длины шва возникают
растягивающие поперечные напряжения, в ряде случаев близкие к
пределу текучести стали, а в концевых участках шва — высокие сжи-
мающие.
> Рациональными методами снижения остаточных напряжений при свар-
/ ке являются общий подогрев, ограничение температуры охлаждения шва
при многослойной сварке, повышение погонной энергии дуги при укладке
второго слоя или отжигающего валика [10, 14]. Но наиболее часто исполь-
зуется отпуск или отжиг изделий после сварки.
§ 4. Фазовые превращения при нагреве, рост зерна
и гомогенизация как факторы,
определяющие состояние аустенита
в зоне термического влияния
при различных способах и режимах сварки
Механизм образования аустенита в условиях непрерывного нагрева и изо-
термической выдержки принципиально одинаков, однако кинетика может
отличаться. В первом случае, при медленном непрерывном нагреве, диф-
фузионные процессы протекают более интенсивно, чем во втором, что обу-
словливает более быстрое растворение карбидов (особенно цементита)
и ускоряет гомогенизацию аустенита. Однако с увеличением скорости
нагрева температура начала заметного превращения существенно возра-
стает. При этом из-за недостатка времени растворение карбидов запазды-
вает, и увеличение температуры конца превращения оказывается еще
более резким, так что температурный интервал превращения расши-
ряется.
При быстром нагреве доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей в аусте-
ните остается значительное количество нерастворенных карбидов, которые
полностью растворяются при температурах, намного превышающих точ-
ку Асз- В доэвтектоидных сталях, легированных сильными карбидообра-
зующими элементами (Mo, W и особенно V, Ti, Nb), карбиды в условиях
непрерывного нагрева не растворяются полностью даже при весьма высо-
ких температурах. Это явление препятствует гомогенизации аустенита
и последующему росту зерна.
На рис. 4 в качестве примера приведена диаграмма превращения пер-
лита и феррита в аустенит при непрерывном нагреве стали с 0,17% С и
1,34% Мп [17]. С увеличением скорости нагрева до определенной вели-
чины температура начала заметного превращения перлита в аустенит
изменяется незначительно, но затем с последующим увеличением скорости
начинает повышаться все более и более резко. Соответственно изменяется
температура конца превращения.
э Кинетику превращения в аустенит при сварке наиболее просто иссле-
довать с помощью дилатометрического анализа, а также методом закалки
18
время, сек
Рис. 4. Диаграмма анизотерми-
ческого превращения в стали с
0,17% С и 1,34% Мп [17]
А — аустенит, Ф — феррит,
П —перлит, К — карбиды
Рис. 5. Повышение температуры
точки Ае3 в сравнении с равно-
весной для ряда углеродистых,
низко- и среднелегированных
сталей в зависимости от скоро-
сти нагрева
Скорость нагрева асн, град/сек
(фиксации структуры) неравномерно нагретых образцов [18] (см. ниже,
стр. 56, 65).
Влияние скорости нагрева на положение критических точек А cl и А сз.
по данным этих методов показано на рис. 5. С увеличением скорости наг-
рева происходит не только резкое повышение критических точек, но и
заметное расширение температурного интервала АС1 — Асз. Все исследо-
ванные стали можно разделить на две основные группы: в первую из них вхо-
дят углеродистые и низколегированные стали, во вторую — среднелегиро-
ванные теплоустойчивые стали. В сталях первой группы, не содержащих
сильных карбидообразуюших элементов (стали 45, 23Г и др.), с увеличением
скорости нагрева до 1400—1700 град/сек температуры критических точек
АС1 и Асз в сравнении с равновесными условиями повышаются соответст-
венно на 110—95 и 180—130°; при этом температурный интервал АС1 —
Асз расширяется на 70—50°. В сталях второй группы с сильными карбидо-
образующими элементами (18Х2ВФ, 20Х2МФ и др.) повышение критических
точек еще более резкое (Лс1 на 200°, Асз — на 250—260°), а расширение тем-
пературного интервала практически такое же. Стали, легированные хромом
без молибдена, вольфрама и ванадия, занимают промежуточное положение
(40Х, 35ХГСА и 12ХН2).
2*
19
В сталях первой группы повышение критических точек при =
=50 град!сек значительно меньше, чем в сталях второй группы. Характерно,
что в углеродистых и низколегированных сталях повышение критических то-
чек примерно одинаковое. Можно полагать, что повышение температуры то-
чек Act и Асз для большинства углеродистых и низколегированных сталей,
применяемых для сварки, будет происходить примерно в тех же пределах,
что и для исследованных нами.
и Различия в кинетике превращения сталей рассмотренных групп связаны
с диффузионным характером превращения перлита в аустенит. Наиболее
резко превращение замедляется при легировании сталей элементами, обра-
зующими устойчивые карбиды (V, W и Мо), а также при повышенном содер-
жании хрома (2%). Однако это обусловлено не только повышением темпера-
турного .порога растворения карбидов, но и снижением скорости диффузии
углерода в присутствии э.тих элементов [1].
В ряде случаев различия в исходной структуре (по степени дисперсности
карбидных фаз и избыточного феррита) могут оказывать более сильное влия-
ние на изменение критических точек с увеличением скорости нагрева, чем
химический состав.
В работе [1] было показано, что резкое повышение критических точек на-
блюдается не только при наличии в стали элементов, образующих устойчивые
карбиды, но и в случае грубой феррито-перлитной или феррито-карбидной
исходно^ структуры.
Подводя итог исследованиям кинетики фазовых превращений в сталях
при непрерывном нагреве, в работе [1] подчеркнуто, что изменение скорости
нагрева в пределах, соответствующих переходу от режимов нагрева при
электрошлаковой сварке металла толщиной 200—50л/Л4(дан = 3— 20 град/сек)
к режимам при дуговой сварке металла средней толщины (25—10 мм) под
флюсом (wh = 60—200 град/сек) и ручной дуговой или аргоно-дуговой сварки
тонкого (5—1 мм) металла (ш„ = 200—1000 град/сек (см. рис. 2), приводит к
весьма существенному повышению температуры превращений.
Процесс гомогенизации аустенита в стали может начинаться еще на завер-
чу шающих этапах превращения при нагреве. Однако наиболее ощутимо он
проявляется после того, как превращение завершилось. Кинетику процесса
гомогенизации аустенита в сталях до последнего времени изучали только
применительно к задачам термообработки, т. е. при невысоких температурах
А нагрева и преимущественно в изотермических условиях. На кинетику про-
ч цесса гомогенизации аустенита существенное влияние оказывают исходная
структура стали и условия нагрева. Различают следующие виды химической
неоднородности аустенита: 1) макроскопическую, обусловленную, например,
зональной ликвацией; 2) микроскопическую, в относительно малых объемах,
обычно в пределах зерна, которая всегда имеет место в гетерофазных спла-
вах; 3) субмикроскопическую, в пределах тонкой структуры зерна, вызывае-
мую изменениями размеров блоков, субзерен и т. д. Первый тип неоднород-
ности характерен для литой стали и крупных поковок. Второй и третий виды
наблюдаются как в литье и поковках, так и в прокате; локальная неоднород-
ность субмикроскопического характера в определенной степени присуща
аустениту в любых условиях нагрева и при любой исходной структуре. Как
всякий диффузионный процесс, гомогенизация определяется температурно-
временными условиями его протекания. Для гомогенизации аустенита ли-
той стали требуются более высокие температуры нагрева и длительные
выдержки, чем для аустенита прокатанной и кованой стали.
В настоящее время процессы гомогенизации аустенита по углероду в ус-
ловиях непрерывного нагрева изучены не только в условиях термообработки,
т. е. в области сравнительно невысоких температур [19—22], но и в условиях
2Q:
сварки, при которой металл нагревается до температур, близких к плавлению
[1, 23—26].
В работах [1 и 23] исследования проводились в связи с положением кри-
тических точек Аа и Асз и с учетом характера исходной структуры стали;
рассматривалось также взаимодействие процессов гомогенизации и роста
зерна, которые имеют место в условиях нагрева околошовной зоны при
сварке.
Исследования проведены на сталях марок 45, 40Х и 20Х2МФ по методике
ИМЕТ-1 (см. стр. 62) путем воспроизведения в тонких стержневых образцах
следующих термических циклов (рис. 6): 1 — медленный нагрев до 1400°
(и»в = 7—8 град!сек, в интервале 700—1000°) и медлецное охлаждение (w0 =
= 1—2 град/сек, в интервале 1000—900°); 2 — быстрый нагрев др 1400°
(юн = 185—300 град/сек) и медленное охлаждение (wo = 1—2 град/сек)-,
3 — быстрый нагрев до 1400° (wu — 240—300 град/сек) и быстрое охлажде-
ние (шо ~ 35 град/сек).
Рис. 6. Термические циклы,
принятые при исследовании
процесса гомогенизации аусте-
нита при сварке, в околошовной
зоне
Время пребывания выше 900°
(/' -Н" ), сек'.
1 — 100 4- 370;
2 — 34- 370;
Циклы на рис. 6 примерно соответствуют термическим циклам околошов-
ной зоны: 1 — при электрошлаковой сварке стали толщиной 80—100 мм\
2 — при однопроходной автоматической сварке под флюсом стали толщи-
ной 40 мм-, 3 — при ручной дуговой или автоматической сварке под флюсом
стали толщиной 8—12 мм или первого слоя многослойного шва на стали тол-
щиной > 40 мм при погонной энергии дуги 5—6 ккал/см.
По достижении температур, указанных на термических циклах точками
(см. рис. 6), образцы закаливали в воду. Степень гомогенизации аустенита
оценивали по величине интервала значений микротвердости Ну. в пределах
зерна после закалки. Микротвердость определяли на приборе ПМТ-3 при
нагрузке 100 Г.
На рис. 7 и 8 приведены изменения интервала значений микротвердости
ДЯр. и размера зерна d в этих сталях в процессе нагрева и охлаждения по
термическим циклам 1—3. Анализ этих данных показывает, что в условиях
термического цикла сварки имеются два периода выравнивания микротвер-
дости (табл. 4): первый в начальной стадии нагрева выше Ас3, второй при
охлаждении.
Максимальная неоднородность аустенита в околошовной зоне во всех
случаях имеет место в процессе нагрева при 880—930°, т. е. при температуре,
близкой к Ас3. При этом для стали 45 AHV. составляет: при цикле 1—200,
2—450 и 3—200 кГ/мм2, а для стали 20Х2МФ при цикле 1—120, 2—110 и
3—100 кГ/мм2.
Образцы из стали 45, подвергнутые обработке по циклам 1 и 3, вырезали
из листов толщиной 6 мм. Поэтому они имели одинаковую исходную структу-
ру с равномерным распределением участков перлита и феррита. Образцы той
же стали, подвергнутые обработке по циклу 2, вырезали из листов толщиной
25jwjw, которые вследствие меньшей степени обжатия при прокатке сохранили
следы дендритной ликвации и имели более грубую структуру с весьма
21
BOO
600
d}MM
T,°C
Рис. 7. Изменение микротвер-
дости H[X и размера зерна d
в околошовной зоне стали 45
в процессе нагрева и охлаж-
дения по циклам /, 2 и 3
(см. рис. 6)
Рис. 8. Изменение микротвер-
доети и размера зерна d в
окрлошовной зоне стали
20Х2МФ в процессе нагрева
и охлаждения по циклам 1
и.З (см. рис. 6)j
Таблица 4
Температурные интервалы гомогенизации аустенита в околошовной зоне стали 45 и 20Х2МФ
в процессе нагрева и охлаждения
Схема термического цикла на рис. 6 Скорость нагрева в интервале 700—1000°, град/сек Скорость охлаждения в интервале 1000-900°, град/сек Температурные интервалы гомогенизации, °C Интервал значений мик- ротвердости Д//^
I период (нагрев) II период (охлаждение) S R к концу I пе- риода р к концу П периода
начало конец начало конец
Сталь 45
1 7,0 1,2 <800 1050—1100 1200—1150 1100—1050 200 60 40
2 300 1,2 <900 1150—1200 1350—1300 1150—1100 450 175 85
3 240 35 <880 1100—1150 1050—1000 900—850 200 70 50
Стал ь 20Х2МФ
1 7 1,2 <900 1050—1100 1100—1080 1020—1000 120 40 20
2 185 1,2 <900 1020—1050 1100—1080 1020—1000 ПО 60 40
3 300 35 <900 1000—1020 1350*—1400 1300-1250 100 60 40
• Начинается еще при нагреве (см. рис. 8).
неравномерным распределением феррита и перлита. Однако вследствие нор-
мализации ё одинаковой температурой исходный размер зерна всех образцов j
был практически одинаковым. Это позволило выявить значительное влияние
исходной структуры на кинетику процесса гомогенизации аустенита и его
конечный результат.
Образцы стали 20Х2МФ имели одинаковую исходную структуру в виде
сорбита с карбидами.
По мере повышения температуры в процессе нагрева происходит выравни-
вание микротвердости, что указывает на протекание процесса гомогенизации
аустенита (первый период). Однако с началом роста зерна процесс выравни-
вания микротвердости постепенно прекращается. При этом для стали 45 с
увеличением скорости нагрева имеет место расширение температурного ин-
тервала гомогенизации аустенита и одновременно повышение температуры
начала роста зерна. Для стали 20Х2МФ, содержащей сильные карбидообра-
зующие элементы, наблюдается противоположная закономерность, что можно
объяснить недостатком времени для полного растворения карбидов (преиму-
щественно карбидов ванадия) и рассасывания сегрегатов в условиях быстрого
нагрева (цикл 5). Однако, как и в стали 45, процесс роста зерна начинается
примерно при тех же температурах, при которых прекращается выравнива-
ние микротвердости.
При одинаковых условиях нагрева (циклы 2 и 3 для стали 45 и 3 для ста-
ли 20Х2МФ), но различной дисперсности структурных составляющих в ис-
ходном состоянии, на интенсивность процесса и ширину первого температур-
ного интервала гомогенизации весьма существенное влияние оказывают со-
держание углерода в стали и ее исходная структура. Чем выше начальная
неоднородность аустенита и чем больше в нем не связанного в карбиды угле-
рода, тем интенсивнее идет процесс выравнивания микротвердости и тем шире
температурный интервал этого процесса. Особенно это заметно в течение пер-
вого периода гомогенизации.
23
Второй период выравнивания микротвердости начинается преимущест-
венно в процессе охлаждения и также при температурах, при которых пре-
кращается рост зерна. Сталь 20Х2МФ в этом случае не является исключением
(см. рис. 8), однако у нее в условиях быстрого нагрева и охлаждения (цикл 3)
второй период начинается еще в процессе нагрева при 1350°, что может
быть вызвано некоторой интенсификацией растворения карбидов ванадия
при высоких температурах. Таким образом, в сравнении с простой углеро-
дистой сталью в стали с устойчивыми карбидами процессы диффузии развит
ваются позднее, при более высоких температурах, из-за задержки раство-
рения карбидов. При этом в условиях быстрого охлаждения (цикл 3) тем-
пературный интервал второго периода гомогенизации весьма ограничен, и
неоднородность остается примерно такой же, как к концу первого периода
гомогенизации в условиях медленного охлаждения (цикл /).
В стали 45 при одинаковой степени исходной неоднородности аустенита
с увеличением скорости нагрева и охлаждения температурный интервал вто-
рого периода гомогенизации смещается в область более низких температур
(циклы / и 3). При большой исходной неоднородности аустенита (цикл 2),
несмотря на медленное охлаждение, второй период гомогенизации начинается
и заканчивается при более высоких температурах (см. рис. 7).
На завершенность процесса гомогенизации аустенита в околошовной зо-
не при сварке наиболее существенное влияние оказывает исходная структура
стали и наличие в ней карбидообразующих элементов. Более узкий интервал
микротвердости в стали 20Х2МФ при всех термических циклах по сравнению
со сталью 45 обусловлен более однородной исходной структурой первой
стали.
Вторым по важности и весьма существенным фактором, определяющим
конечную неоднородность аустенита, являются режим и технология сварки,
При сварке сталей, содержащих сильные карбидообразующие элементы,
режим и технология сварки более существенно влияют на степень неодно-
родности аустенита перед превращением,чем при сварке углеродистых сталей.
Это обусловлено не только незавершенностью процессов растворения кар-
бидов в условиях автоматической сварки под флюсом и ручной сварки при
малых и средних значениях погонной энергии дуги, но и значительно боль-
шей скоростью диффузии углерода по сравнению с другими легирующими
элементами и особенно карбидообразующими.
Выравнивание концентрации большинства легирующих элементов вслед-
ствие весьма малых коэффициентов диффузии (в 103 — 104 раз меньше, чем
для углерода) значительно отстает от гомогенизации аустенита по углероду.
В условиях сварки (на жестких режимах) и закалки (после быстрого нагрева
без длительной выдержки) это приводит к получению малолегированногб
мартенсита с пониженными механическими свойствами.
Процесс гомогенизации аустенита в условиях термического цикла сварки
по сравнению с изотермическими условиями гомогенизаций (при 900е), при-
нятыми при печной термообработке, протекает быстрее благодаря более'
высоким температурам сварочного процесса. Однако из-за ограничения
времени, особенно при сварке на малых значениях погонной энергии, он
может не завершаться.
При сварке процессу гомогенизации аустенита в околошовной зоне сопут-
ствует рост зерна, а при печной термообработке гомогенизация аустенита
достигается обычно при неизменном в течение выдержки размере зерен.
В период роста зерна гомогенизация по изменению интервала значений мйкро-
твердости не обнаруживается.. Однако если процесс гомогенизации после
завершения роста зерна развивается в достаточно полной мере, как, например,
при сварке углеродистой стали средней толщины под флюсом, то достигну-
Ы
тый в процессе роста размер зерна не оказывает влияния на конечную
степень однородности аустенита перед началом превращения при охла-
ждении.
При малой исходной неоднородности гомогенизация аустенита в около-,
шовной зоне при сварке, углеродистой стали практически завершается даже
в условиях аргоно-дуговой и ручной дуговой сварки и наплавки при малых
значениях погонной энергии дуги, а при высокой исходной неоднородно-
сти — в условиях однопроходной автоматической сварки под флюсом стали
средней толщины. Высокая однородность аустенита в околошовной зоне
сталей, содержащих карбидообразующие элементы, обеспечивается преиму-
щественно при электрошлаковой сварке стали большой толщины.
Исследование изменения химической неоднородности аустенита по шири-
не зоны полной перекристаллизации в работах [1,23] показало, что наиболь-
шая степень неоднородности имеет место в участке зоны, нагреваемом при
сварке до максимальных температур, незначительно превышающих точ-
ку Acs. С увеличением максимальных температур, т. е. по мере прибли-
жения к околошовной зоне, однородность аустенита возрастает, но в са-
мой околошовной зоне (углеродистые стали) или в наиболее, высокотемпе-
ратурном ее участке (легированные стали) вновь снижается.
Так, например, для стали 45 участку с самой высокой неоднородностью
соответствует интервал максимальных температур от Ас3 до 1000—1200°.
Большая неоднородность аустенита в нем обусловлена относительно невы-
сокими температурами нагрева и малыми длительностями пребывания метал-
ла выше точки Acs, вследствие чего процесс гомогенизации аустенита не
успевает в достаточной мере развиться. При Ттах выше 1300—1350° С (око-
лошовная зона) этот процесс ограничивается ростом зерна. Между этими
Ушах. располагается участок с наибольшей однородностью.
Чем меньше скорость нагрева, тем ниже Утах, которым соответствует учас-
ток с наибольшей однородностью. При этом вследствие снижения темпера-
туры начала интенсивного роста зерна интервал высоких Утах, ограничиваю-
щий участок с относительно более высокой неоднородностью (в околошовной
зоне), расширяется в сторону меньших значений Утах.
Аналогичная закономерность имеет место и в сталях, легированных
хромом (40Х) и сильными карбидообразующими элементами (20Х2МФ).
Однако снижение однородности аустенита в околошовной зоне этих сталей
может быть вызвано не только ограничением процесса гомогенизации из-за
миграции границ зерен и субзерен в период роста зерна, но и дополнительным
развитием высокотемпературной неоднородности по некоторым легирующим
элементам (Сг, W, Мо и др.) вследствие локальных выделений феррита и час-
тичного оплавления зерен по границам [1]. В целом участок высокотемпера-
турной неоднородности в околошовной зоне легированных сталей имеет мень-
шую ширину, чем в углеродистых сталях, и обнаруживается в интервале
более высоких Ттах. В частности, и ширина самой околошовной зоны в
этих сталях меньше, так как рост зерна в них ограничен.
Подобный характер изменения неоднородности аустенита и размера зерна
в зависимости от Утах обусловливает неравномерное распределение мартен-.
сита в структуре перлитных сталей по ширине зоны полной перекристалли-
зации сварных соединений, несмотря на практически одинаковую скорость
охлаждения металла во всех участках этой зоны в интервале температур
превращения (600—300°). Наибольшее количество мартенсита образуется
всегда в околошовной зоне (Утах 1300—1350°) ввиду повышенной устой-
чивости аустенита при охлаждении вследствие большого размера зерна и
относительно малой неоднородности аустенита. В соседних участкад зоны
полной перекристаллизации с. понижением Утах до точки Асз содержание
25
мартенсита монотонно уменьшается, так как устойчивость аустенита пони-
жается по мере уменьшения размера зерна и повышения неоднородности
аустенита. Рост зерна при сварке происходит не только при нагреве, но и в
процессе последующего охлаждения (см. рис. 7 и 8). У углеродистых сталей
это особенно заметно при сварке на жестких режимах (цикл 3), а у сталей с
сильными карбидообразующими элементами, наоборот,— на мягких режимах
(цикл /). Однако всегда рост зерна при нагреве протекает более интенсивно,
чем при охлаждении.
Процесс роста зерна неразрывно связан с предшествующими ему процес-
сами образования аустенита и его гомогенизации. Поэтому основным пара-
метром термического цикла сварки, определяющим температуру начала ин-
тенсивного роста зерна Тн.и.р., является скорость нагрева шн. В работе [1] за
Т^н.и.р. условно принята температура, при которой средний диаметр зерна d
достигает 0,05 мм. С увеличением происходит последовательное повыше-
ние критической точки Асз и температуры Тн.и.р. (табл. 5). При этом для всех
Таблица 5
Влияние скорости нагрева wH (6—8, 40—50 и 250—800 град1сек) на критическую точку Ас3
и температуру начала интенсивного роста зерна Т'н.и.р. Ряда сталей
Марка стали Характе- ристиче- ские пара- метры 6—8 40 -50 250—300 Марка стали Характе- ристиче- ские пара- метры 6-8 40-50 250-300
Т емпература , °C Температура , °C
45 Асз Тн.и.р. ДГ 820 1060 240 835 1100 270 860 1150 290 35ХГСА Асз Тн.и.р. дт 790 1080 290 835 1140 305 890 1200 310
23Г Асз Тн.и.р. дг 810 1000 190 850 1080 230 890 1150 260 20Х2МФ Асз Тн.и.р. ДГ 880 1050 170 930 1080 150 1000 1120 100
40Х 12ХН2 Асз Тн.И.р. ДГ Асз ГндУ 775 1010 235 800 980 180 800 1090 290 830 1010 180 850 1180 330 875 1060 185 18Х2ВФ Аез Тн.и.р. ДГ 860 1140 280 930 1190 260 1020 1270 250
Примечания: 1. ДТ=ТН и - Асз, 2. В исходном состоянии все стали, кроме 45 и 12ХН2, имели
структуру сорбита после закалки и высокого отпуска; сталь 45 имела феррито-перлитную структуру
после нормализации; сталь 12ХН2 была в состоянии после проката (см. также табл. 4).
сталей, не содержащих сильных карбидообразующих элементов (Mo, W, V),'
характерно одновременное расширение интервала между температурами
7\.и.р. и Асз- Особенно резко этот интервал расширяется в сталях с относи-
тельно высоким содержанием углерода (стали 45 и 40Х). Интервал Тн.и.р. —
Асз примерно соответствует температурному интервалу первого периода
гомогенизации аустенита. В сталях 20Х2МФ и* 18Х2ВФ увеличение
приводит, наоборот, к уменьшению обоих этих интервалов," что обусловлено
недостатком времени для растворения устойчивых карбидов.
Особенности роста зерна в сталях при сварке подробно изучены в работах
[1, 18, 23, 27—30].
Из основных параметров термического цикла сварки наибольшее влияние
на размер зерна оказывает максимальная температура Ттах- Характерно
поведение сталей с сильными карбидообразующими элементами (например,
18Х2ВФ) по сравнению со сталями 45 и 23Г. В сталях типа 18Х2ВФ резкое
26
увеличение размера зерна имеет место при нагреве до Ттах = 1200—1250°,
при которых особенно интенсифицируется процесс растворения карбидов.
В сталях типа 45 и 23Г размер зерна изменяется менее резко и рост его начи-
нается при нагреве до более низких Ттах (1000—1050°). При сварке ширина
участка зоны перекристаллизации с зерном определенного размера зависит
прежде всего от погонной энергии, а также от индивидуальных особенностей
(наследственных свойств) стали в отношении склонности к росту зерна.
У стали 45 ширина этого участка значительно больше, чем у стали 18Х2ВФ,
особенно при наплавке на больших погонных энергиях дуги q/v. Ширина
участка околошовной зоны с крупным зерном (средний диаметр d > 0,1 мм)
при наплавке на листы толщиной 16 мм с разной погонной энергией дуги
характеризуется следующими данными:
Погонная энергия qlv, кал 1см 2900 4900 6500 12000
Ширина участка для стали марки 45» мм 0,1 0,3 0,8 1,6
То же, марки 23Г» мм 0,1 0,4 0,7 1,2
То же, марки 18Х2ВФ, мм 0,1 0,2 0,3 0,9
При малых погонных энергиях размер зерна и характер его распределе-
ния в зоне перекристаллизации разных сталей практически одинаковы, что
обусловлено рядом факторов: малым начальным размером зерна аустенита
из-за больших скоростей нагрева; тормозящим действием карбидных и дру-
гих дисперсных частиц и сегрегатов; ограничением диффузионных процессов
по времени; высоким градиентом температур в пределах зоны, прилегающей
к шву.
Интенсивный рост зерна начинается в участках зоны перекристаллиза-
ции, нагреваемых до Ттах = 1200—1300°, и развивается особенно энергично
в зоне с Ттах = 1350—1450°. Например, для стали 45 при q/v = 12 ккал/см,
зона с размером зерна от 0,22 до 0,28 мм (зерно № 1 по ГОСТ 5639—65)
имеет ширину 0,8 мм и соответствует Утах от 1370 до 1450°. Для стали 23Г
при тех же условиях зона с размером зерна от 0,22 до 0,28 мм имеет ширину
0,7 мм и соответствует Tmax от 1400 до 1450° С.
Таким образом, околошовная зона (т. е. участок с 2—4 рядами наиболее
крупных зерен) огранйчена некоторым интервалом максимальных темпера-
тур нагрева, верхний предел которого соответствует температуре солидуса,
а нижний изменяется в зависимости от склонности стали к росту зерна. При-
мерное значение нижнего предела составляет 1300—1350° С.
Влияние величины погонной энергии дуги на рост зерна в околошовной
зоне ряда сталей на примере данных валиковой пробы показано на рис. 9.
Так как перепад максимальной температуры в околошовной зоне оценивается
не более 100—150°, то параметром, определяющим рост зерна, является сум-
марная длительность f + t", связанная с величиной погонной энергии q/v.
Исследованные стали делятся на две характерные группы. В первой из них
на кривых изменения размера зерна наблюдаются три отчетливо выраженных
периода: 1) инкубационный — длительностью до 10 сек; 2) интенсивного
роста — от 10 до 30 сек; 3) замедления роста — 30—40 сек и выше.
Вторая группа сталей характеризуется отсутствием четко выраженного
инкубационного периода (по-видимому, он настолько краток, что не улавли-
вается) и почти прямолинейной зависимостью размера зерна от длительности
t + t" сек. В исследованных пределах изменения t' + t" (до 60 сек) в этих
сталях период замедления роста не наблюдается. По данным работ [1, 28],
полученным с помощью методики ИМЕТ-1, замедление роста зерна стано-
вится заметным при f + t" = 60 — 100 сек (рис. 10).
27
Погонная энергия y/irt кнал/ см
Рис. 9. Размер зерна (диаметр) аусте-
нита в околошовной зоне ряда сталей
при наплавке валиков на лист толщи*
ной 16 в зависимости от погонной
энергии дуги g/и и суммарной длитель-
ности Г + Г пребывания металла
выше Асз
а — стали с мелким природным зерном^
б — стали с крупным природным зерном
S,mmz
Рис. 10. Размер зерна (площадь)
аустенита ряда сталей в зависимости от
длительности, t" пребывания около-
шовной зоны выше Дсз при охлажде-
НИИ (Ттах = 1350°; Г = 1,5 сек; на
оси. ординат справа кружками указан
предельный размер зерна в условиях
изотермической выдержки при 1350°)
Очевидно, стали первой группы (кроме 36СГНА) могут быть отнесены к
мелкозернистым с ограниченной склонностью к росту зерна, а стали второй
группы (включая 36СГНА).— к крупнозернистым с повышенной склонно-
стью к росту зерна.
Если сопоставить размер зерна в околошовной зоне исследованных ста-
лей, по данным валиковой пробы (см. рис. 9) и методики ИМЕТ-1 (см. рис.
10), для одинаковых значений f +t", то можно к группе с повышенной скло-
ностью к росту зерна отнести стали 45, 20ХГС, 40Х, 36СГНА, 35ХГСА, а к
группе с ограниченной склонностью — стали 12ХН2, 23Г, 25НЗ, 20НГМ,
25ХГФА, 25ХГСА, 20Х2МФ, 18Х2ВФ. Основной причиной более высокой
склонности к росту зерна сталей первой группы является повышенное содер-
жание в них углерода. Среди сталей второй группы наименее подвержены
росту зерна при сварке стали, содержащие элементы, образующие устойчи-
вые карбиды (Mo, W и особенно V) и повышающие энергию активации само-
диффузии железа. Положительное влияние оказывает понижение содержания
углерода и легирование хромом и никелем.
Представляет интерес оценить относительное влияние длительностей
V и t" на конечный размер зерна в различных по составу сталях и при раз-
ных способах сварки и наплавки.
Влияние длительности Г пребывания металла выше Ас3 при нагреве
противоположно влиянию скорости нагрева и сказывается тем сильнее,
чем выше максимальная температура нагрева. При максимальных тем-
пературах нагрева, характерных для околошовной зоны (1300—1400°),
интенсивный рост зерна начинается во всех сталях при длительности V
больше 1—3 сек. Индивидуальные особенности сталей в отношении их
склонности к росту зерна в околошовной зоне проявляются при длитель-
ности V выше 3—4 сек. При этом характерно, что в области температур на-
грева выше 1300° рост зерна у сталей 18Х2ВФ и 90Х2МФ менее значителен,
чем у стали 45, при одинаковой длительности V.
Анализ влияния длительности t" пребывания околошовной зоны выше
Асз в период охлаждения при малой постоянной длительности сек)
показывает (см. рис. 10), что при t" до 10 сек рост зерна при Тщах = 1300°
незначителен. С увеличением t" от 20 до 70 сек размер зерна резко возра-
стает, а при дальнейшем увеличении Г'размер зерна изменяется мало. Одна-
ко необходимо учитывать, что при однопроходной сварке и наплавке отно-
шение V к t" обычно колеблется в пределах от З.до 4 и практически мало
зависит от толщины металла, погонной энергии дуги и способа сварки.
Этим условиям данные рис. 10 удовлетворяют только при V 4-1" = 10 сек,
т. е. для режимов однопроходной сварки листов толщиной не более 5—
8 мм и наплавки на малых погонных энергиях, когда индивидуальные осо-
бенности сталей в отношении склонности к росту зерна еще не проявляются
и на размер зерна основное влияние оказывает t' (или шн)-
Для f -\-t" 10 сек при t" : ? 2>4 термические циклы, при которых
получены данные рис. 10, соответствуют различным случаям сварки и на-
плавки с общим высоким предварительным подогревом или в условиях
резко выраженного влияния краевого эффекта, связанного с ограничен-
ностью размеров свариваемых изделий. Для этих случаев определяющее
влияние на конечный размер зерна может оказывать t”. Резкое возраста-
ние размера зерна при t" больше 20—30 сек иГ .V > 10—201, особенно в
1 Этим значениям длительности f и отношения Г : V соответствуют, например, следующие
температуры подогрева: от 500 до 300° присварке листов толщиной от 1 до 5 мм-, от 700
до 300° при наплавке на листы толщиной от 10—14 до 30—50 мм при погонной энергии q/v
в пределах 2—5 ккал/см.
29
Рис. 11. Сопоставление склонности
сталей к росту зерна при наплав-
ке валиков на пластины толщиной
16 мм с различными значениями
погонной энергии дуги и условий
изотермической выдержки
1 — изотермический нагрев при 1300*
в течение 3 ч; 2 — то же, при
930°; 3 — валиковая проба при q/v —
= 17 ккал/см:, 4—то же, при q/v —
= 2 ккал!см
сталях, весьма склонных к росту зерна (40Х, 45, 20ХГС и др.), может при-
вести к перегреву и другим видам хрупкости. Поэтому для этих сталей тем-
пературу предварительного подогрева, применяемого, например, с целью
ограничения закалочных явлений и предупреждения холодных трещин,
следует строго обосновать и стремиться выбирать по возможности невы-
сокой .
При однопроходной автоматической сварке листов толщиной 10—30 мя
и наплавке на листы средней (15—30 мм) и большой (> 30 мм) толщины
при средних и высоких значениях погонной энергии дуги (соответственно
q/v > 6 и 15 ккал/см и t' t" в пределах 20—150 сек) начинают в сущест-
венной мере проявляться индивидуальные особенности сталей к росту зер-
на (см. рис. 9). При этом в сталях с сильными карбидообразующими эле-
ментами конечный размер зерна определяется все-таки в основном дли-
тельностью Г. В сталях же, не содержащих элементов, образующих устой-
чивые карбиды, а также в углеродистых сталях, наоборот, резко возрас-
тает роль длительности Особенно четко это заметно при сварке на бо-
лее жестких режимах.
При электрошлаковой сварке стали толщиной 50—300 мм (t' -J-/" =
= 200—2000сек) наблюдается обратная закономерность. Например, в усло-
виях термического цикла электрошлаковой сварки зерно в стали 45 выра-
стает в основном за период нагрева, тогда как в стали 20Х2МФ оно увели-
чивается при охлаждении примерно на такую же величину, что и при наг-
реве. Эти различия в поведении сталей при однопроходной сварке, возни-
кающие при переходе от средней к весьма большой толщине металла,
обусловлены резким изменением скоростей нагрева (от 200—50 да
7—2 град/сек) и связанных с ними условий растворения карбидов и
сегрегатов.
Определение склонности стали к росту зерна в условиях сварки имеет
существенное значение для оценки ее свариваемости. Поэтому представля-
ет интерес сопоставить результаты оценки склонности сталей к росту зер-
на по ГОСТ в изотермических условиях и при сварке по методике ИМЕТ-1
и валиковой пробы и сделать выводы о применимости изотермического
метода для оценки склонности стали к росту зерна при сварке.
Склонность стали к росту зерна по ГОСТ 5639—65. оценивают по разме-
ру зерна, достигаемому после изотермической выдержки при 930 + 10°
в течение 3 ч. Кроме этого стандартного режима был применен также ре-
жим нагрева до 1300 + 20°. В обоих случаях образцы после 3-часовой вы-
держки закаливали в воду. Размер зерна сравнивали с зерном в околошов-
ной зоне образцов валиковой пробы толщиной 16 мм при погонной энергии
q/v, равной 2 и 17 ккал/см (рис. 11).
30
Пр результатам стандартного метода (930° — 3 ч) к природно мелко-
зернистым могут быть отнесены стали 36СГНА, 25НЗ, 18Х2ВФ, 40Х, у
которых размер зерна не превышает балла № 5; а к крупнозернистым —
стали 45, 23Г и 12ХН2. Изотермический нагрев при 1300° выявляет наи-
более мелкое зерно в сталях 36СГНА, 25НЗ, 23Г и 12ХН2. По данным ва-
ликовой пробы при q/v = 2 ккал!.см, размер зерна в околошовной зоне
всех сталей практически одинаков, а при ^/у=17 ккал!см индивидуальные
особенности сталей уже проявляются, но не так резко, как при изотерми-
ческом нагреве. Это объясняется тем, что в условиях сварки зерна аустени-
та не достигают своих предельных размеров, особенно при малой погон-
ной энергии дуги.
Приведенные данные свидетельствуют о непригодности стандартного
метода для оценки склонности сталей к росту зерна при сварке. Выдержка
при 1300° дает результаты, качественно сравнимые с данными валиковой
пробы при высоких q/v. Однако при этом режиме изотермического нагрева
склонность сталей к росту зерна проявляется более резко, чем при данных
условиях сварки. По-видимому, применение изотермического нагрева при
1300° для оценки склонности сталей к росту зерна при сварке может дать
положительные результаты при соответствующем подборе длительности
выдержки.
В заключение следует отметить, что кинетика роста зерна в условиях
термического цикла сварки и закономерности изменения размера зерна в
зависимости от длительности f Ц-Г' по своему характеру аналогичны
кинетике роста зерна в изотермических условиях. Таким образом, рост
зерна в условиях термического цикла сварки, особенно при больших длитель-
ностях Г 4-/", можно представить как процесс, стремящийся к предель-
ному состоянию, которое может быть достигнуто при длительной изотер-
мической выдержке при максимальной температуре (1300—1400°) сварочного
цикла в околошовной зоне.
Как было показано выше, воздействие термического цикла сварки на
состояние аустенита (в периоды нагрева и охлаждения) выражается в том,
что достигается определенная степень гомогенизации и происходит больший
или меньший рост зерна. Влияние параметров термического цикла сварки
на эти изменения наиболее резко сказывается в околошовной зоне, поэтому
принято оценивать состояние аустенита именно на этом участке зоны пере-
кристаллизации.
При ручной или автоматической сварке стали небольшой .толщины (до
10 мм), из-за высоких скоростей нагрева и малой длительности пребывания
околошовной зоны в области температур выше Асз (t' + 20 сек), степень
гомогенизации аустенита по углероду мала и в значительной мере зависит
от химического состава и структуры стали (рис. 12, цикл 1). В углероди-
стых сталях она все-таки выше, чем в легированных, особенно сильными
карбидообразующими элементами. Рост зерна во всех исследованных ста-
лях ограничен и индивидуальные особенности сталей в отношении склон-
ности к росту зерна достаточно четко не проявляются. Однако в сталях
с повышенным содержанием углерода рост зерна более заметен, чем в ос-
тальных.
При автоматической сварке под флюсом сталей толщиной 15—25 мм
(см. рис. 12, цикл 2) вследствие большой длительности пребывания при
температуре выше точки Лсз (30—100 сек) проявляются индивидуальные
особенности стали в отношении склонности к росту зерна и происходит
значительное увеличение размера зерна (до 0,3—0,4 мм). При этом в угле-
родистых сталях достигается высокая степень гомогенизации аустенита, а в
легированных меньшая, но все-таки довольно значительная.
31
Рис. 12. Схема изменения размера зер-
на и степени гомогенизации аустенита
по углероду при однопроходной дуго-
вой и электрошлаковой сварке
1 — ручная и автоматическая сварка стали
толщиной до 10 мм, размер зерна 0,1 —
0,3 мм\ 2 — автоматическая сварка под
флюсом стали толщиной 15—25 мм, раз-
мер зерна 0,3—0.4 мм\ 3 — электрошлако-
вая сварка стали толщиной 100—300 мм,
размер зерна 0,4—0,6 мм
При электрошлаковой сварке сталей большой толщины (100—300 мм)
длительность t' -\-t" весьма велика (600—2000 сек), и степень гомогениза-
ции аустенита очень высока во всех сталях, а размер зерна приближается
к предельному, соответствующему условиям роста при изотермической вы-
держке при температуре, близкой к максимальной температуре термиче-
ского цикла (3 на рис. 12).
Таким образом, в отличие от печной термообработки, при которой в на-
чальный момент вторичной кристаллизации (при охлаждении) аустенит
характеризуется сравнительно мелким зерном и высокой степенью гомо-
генизации, в условиях термического цикла сварки состояние аустенита
в зоне перекристаллизации и особенно в околошовном ее участке может
быть весьма различным и в значительной мере определяется технологией
и режимом сварки.
Это состояние аустенита наряду с условиями его последующего охла- .
ждения определяет степень устойчивости и особенности кинетики его пре-
вращения при сварке.
§ 5. Превращения аустенита в околошовной зоне
при непрерывном охлаждении в условиях сварки
Первые исследования кинетики превращения аустенита в сталях (после
работ Д. К. Чернова [31]) были проведены применительно к условиям
непрерывного охлаждения. Уже в работе А. Портевена [32], А. А. Байкова
и Н. Т. Гудцова [33], X. Ганнемана [34], Ф. Вефера [35], Г. Френча [36]
и других были установлены основные особенности превращения аустенита:
два температурных интервала превращения, различия в кинетике превра-
щения в области температур Аг и Аг, связь между положением крити-
ческих точек и характером структуры, введение понятия о критической
скорости охлаждения (закалки) и т. д. Однако несовершенство методик
исследования затрудняло получение достоверных данных и анализ кинетики
превращений аустенита.
Поэтому после открытия в середине 30-х годов распада аустенита в изо-
термических условиях метод анализа кинетики превращения аустенита
на основе данных диаграмм изотермического превращения стал основным
и преобладающим. В работах школы советских металловедов — С. С. Штейн-
берг [37], В. Д. Садовский [38, 39], А. П. Гуляев [40], И. Л. Миркин [41],
А. А. Попов [42], М. Е. Блантер [43] и другие — были детально изучены
кинетика и механизм превращения аустенита в различных «температурных
интервалах. Диаграммы изотермического превращения аустенита были
построены для большинства применяемых в промышленности сталей [35,
38, 42, 44, 45]. Исследования изотермического превращения аустенита
32
позволили применить в практике термообработки ступенчатые закалку
и отжиг и ряд других методов.
Однако в подавляющем большинстве случаев при печной термообра-
ботке, высокочастотной закалке и сварке превращение протекает в усло-
виях непрерывного охлаждения. Использование диаграмм изотермиче-
ского превращения для анализа кинетики превращения аустенита при
непрерывном охлаждении путем простого наложения кривых охлаждения
на диаграмму показало отсутствие количественного соответствия как между
температурными интервалами превращения, так и между образующимися
структурами.
С усовершенствованием экспериментальных методов исследования кине-
тики фазовых превращений в условиях непрерывного изменения темпера-
туры (магнитотермического и особенно дилатометрического в комбинации
с методом фиксации структурного состояния путем последовательной рез-
кой закалки с различных температур) в последние 10—15 лет диаграммы
анизотермического превращения стали получать все более широкое рас-
пространение в исследованиях и в практике термообработки [35, 42,
46 и др.].
Как будет показано ниже, при сварке стали плавлением условия нагрева
настолько разнообразны, особенно по скоростям нагрева и длительности
пребывания металла выше Асз, что при изменении режимов сварки повы-
шение устойчивости аустенита в околошовной зоне происходит не только
в связи с увеличением степени гомогенизации аустенита, но и вследствие
интенсивного роста зерна. В ряде случаев, когда рост зерна ограничен,
наоборот, наблюдается понижение устойчивости аустенита.
При сварке исходная структура стали, определяемая условиями рас-
кисления при выплавке, режимами обработки давлением,и термообработки,
оказывает на фазовые превращения при охлаждении значительно более
существенное влияние, чем при печной термообработке. Все это обуслов-
ливает весьма ограниченные возможности использования диаграмм анизо-
термического превращения, построенных применительно к условиям термо-
обработки, для выбора режимов сварки.
В § 4 было показано, что в условиях термических циклов сварки степень
гомогенизации аустенита и величина его зерна перед началом превращения
при охлаждении в сталях без карбидообразующих элементов и с наличием
их существенно различаются. Поэтому при анализе диаграмм анизотерми-
ческого превращения, построенных авторами и Б. А. Смирновым [Г, 2,
47—48] для условий сварки, и сопоставлении их с диаграммами Вефера
и Розе, построенными для условий термообработки, целесообразно разде-
лить исследованные стали на две группы: 1) без энергичных карбидообра-
зующих элементов — стали 45, 23Г, 25НЗ и др.; 2) с энергичными карбидо-
образующими элементами — стали 40Х, 20ХГС, ЗОХГС, 35ХГС, 40ХГС,
12ХН2, 18Х2ВФ, 20Х2МФ, 20X2, 5МВФ и др. (см. гл. III).
Наиболее детально рассмотрим превращение аустенита в сталях 45,
23Г, 40Х и 12ХН2, так как результаты их исследования могут быть коли-
чественно сопоставлены с данными Вефера и Розе [35], изучавшими стали
такого же состава, табл. 6.
Различия в параметрах термических циклов сварки и термообработки
показаны на рис. 13.
При анализе диаграмм анизотермического превращения аустенита необ-
ходимо оценивать изменения ряда параметров, определяющих кинетику
превращения. Степень устойчивости переохлажденного аустенита в изо-
термических условиях принято оценивать по длительности инкубационно-
го периода, а в условиях непрерывного охлаждения по длительности
3 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
33
Таблицу
Химический состав (в %) сталей, исследованных Вефером и Розе [85] (в скебкех обозначение
марки стали по ГОСТ)
Марка (тип) стали С Мп SI Сг NI Мо S Р
5Л45 (45) 0,44 0,66 0,22 0,15 - - . 0,029 0,022
19Мп5 (23Г) 0,23 1,53 0,40 0,03 — .— 0,010 0,019
41Сг4 (40Х) 0,41 0,71 0,25 1,06 0,22 0,02 0,024 0,031
15CrNi (12ХН2) 0,13 0,51 0,31 1,50 1,55 0,06 0,009 0,022
охлаждения от Ас, до температуры начала превращения. Наиболее характер-
ными в этом отношении являются температуры начала мартенситного
(7м.н), ферритного (Тф.н), перлитного (Тп.н), бейнитного (Тб.н) превраще-
ний, а также наименьшие возможные температуры образования бейнита
(Тб > Тм.н), феррита (Тф) и перлита (Тп) и соответствующие им длитель-
ности охлаждения /ф, tn и t6 (рис. 14). Однако в условиях непрерывного
охлаждения весьма важно знать не только длительность существования пе-
реохлажденного аустенита, но и некоторые «характеристические» скорости
охлаждения, которые соответствуют: и»ф — началу появления избыточно;
го феррита; wa — началу появления перлита; — началу появления мар-
тенсита; лу2 — образованию 100% мартенсита (критическая скорость за-
калки) х. Скорости и te»2 принято называть критическими, так как они
ограничивают область частичной закалки [48, 49], рис. 15.
Кинетика превращения аустенита при непрерывном охлаждении оце-
нивается по температурному интервалу, в котором происходит то или
иное превращение, по интенсивности превращения и по количеству аусте-
нита, превратившегося в данном температурном интервале. Конечные ре-
зультаты превращения при различных скоростях охлаждения (конечное
структурное состояние) обобщены в структурных диаграммах,позволяющих
оценивать и сравнивать результаты превращения при различных условиях
образования аустенита и роста зерна (см. рис. 15).
Стали без энергичных карбидообразующих элементов
Для сталей 45 и 23Г характерно повышение устойчивости аустенита в ус-
ловиях сварки. На диаграммах это отражается на положении областей
превращения: при сварке они смещаются вправо, т. е. в сторону ббльших
длительностей или малых скоростей охлаждения. Если оценивать устой-
чивость аустенита при 7М.Н по длительности /б, то оказывается, что она
увеличивается для стали 45 с 4 сек (термообработка — Ттах = 1050°)
до 6 сек (сварка, Ттах = 1350°), т. е. в 1,5 раза, и для стали 23Г с 2,5 сек
(термообработка — Ттах = 900°) до 9 сек (сварка, Ттах = 1350°), т. е.
в 3 раза. Соответственно изменяется также критическая скорость охлажде-
ния гс2 (100% мартенсита): для стали 45 — от 80 до 65 град1сек', для стали
23Г — от 110 до 45 град!сек. При одинаковых скоростях охлаждения w0
количество мартенсита при сварке значительно больше, чем при термооб-
работке, а содержание избыточного феррита, перлита и бейнита меньше.
Для того чтобы в стали 45 получить структуру с 50% мартенсита при
термообработке с выдержкой /в = 3 мин при Ттах. = 1050°, скорость
1 100% условно, так как кроме мартенсита имеется некоторое количество остаточного
аустенита.
34
Рис. 13. Термические циклы сварки,
принятые при стандартных дилатомет-
рических исследованиях (а), в сопоста-
влении с циклами термообработки в
печи, применяемыми Вефером и Розе,
а также другими исследователями при
построении диаграмм анизотермиче-
ского превращения (б). Для стали
/н — 5—беек, t' = 3,5—4,5 cck.,w н=
=150—250 град/сек (при 800—1000°),
7тах == 1350—1400°
Рис. 14. Диаграммы анизотермического превращения аустенита стали 45 в условиях свар-
ки при Tmax = 1350J и V = 4,5 сек (сплошные линии — данные ИМЕТ [8]) и термообработ-
ки при Тн = 1050° и /в =3 мин (пунктирные линии — данные Вефера и Розе [35])
А — аустенит, Ф — феррит. П перлит, Б — бейнит (цифры в кружках обозначают твердость
по Виккерсу)
Рис. 15. Структура стали 45 в зависи-
мости от скорости охлаждения wo в
условиях сварки и термообработки
(количество остаточного аустенита не
учтено)
1 — в условиях сварки при Ттах =1350®
(указаны характеристические скорости ох-
лаждения) [1]; 2 — в условиях'термообра^
ботки при Тк = 1050° [351; 3 — то же,
при Тн = 880® [35]
3*
охлаждения должна составлять 17 град/сек, а при сварке (Ттах = 1350°) —
11 град/сек. Если нагрев под термообработку осуществлять при еще более
низкой темепературе (Ттах = 880°; 4 = 3 мин), когда роста зерна нет,
то скорость охлаждения, при которой образуется 50% мартенсита, стано-
вится почти в 4,5 раза больше (48 град/сек), чем при сварке. Еще более резко
эта тенденция выражена у стали 23Г и 25НЗ.
Исследованная нами сталь 23Г практически не отличалась по химическо-
му составу от стали lSjfjMiK с которой работали Вефер и Розе; однако в
стали 25НЗ было на 0,09% С меньше, чем в аналогичной стали, исследован-
ной указанными авторами. Несмотря на это, в стали 25НЗ, как и в стали
23Г, устойчивость аустенита в условиях сварки оказалась значительно бо-
лее высокой, чем в условиях термообработки. Пониженное содержание уг-
лерода сказалось только на повышении Тм.н. Если учесть, что при сварке
аустенит менее однороден, чем после гомогенизирующих выдержек при тер-
мообработке, то обнаруженную разницу в устойчивости аустенита в этих
сталях можно объяснить только интенсивным ростом зерна и высокой мак-
симальной температурой нагрева при сварке.
Влияние неоднородности аустенита на кинетику его распада в условиях
термических циклов сварки можно заметить только по повышению темпера-
туры начала выделения избыточного феррита, особенно при относительно
высоких скоростях охлаждения. Второй не менее важной причиной этого
явления может служить активизация диффузии за счет повышенных из-
быточных концентраций вакансий, фиксируемых при быстром охлаждении
с высоких температур. Однако несмотря на это, количество феррита при
одинаковых во всех сталях при сварке оказалось ниже, чем при термо-
обработке, так как в первом приближении оно пропорционально поверх-
ности границ зерен аустенита.
С целью дополнительной проверки этих выводов в работе [1] была по-
строена для стали 45 диаграмма анизотермического превращения аустени-
та, которая по условиям дилатометрического анализа отличалась от диаграм-
мы рис. 14 в 15 раз меньшей скоростью нагрева и»н и в 10 раз большей дли-
тельностью f. Средний конечный размер зерна аустенита при w?H = 9—
10 град/сек составлял 0,2—0,25 мм, а при wH = 150 град/сек он составлял
0,1—0,15 мм. Увеличение размера зерна привело к резкому повышению
устойчивости аустенита: области превращения оказались сдвинутыми вправо;
длительность 4 увеличилась с 6 до 10 сек-, критическая скорость <х>2 понизи-
лась с 67 до 50 град/сек, а скорости и wa — с 37 до 18 град/сек. Эги дан-
ные убедительно свидетельствуют о преимущественном влиянии размера
зерна на повышение устойчивости аустенита стали 45.
В § 4 было показано, что в зоне полной перекристаллизации основного
металла при приближении к шву, т. е. по мере увеличения максимальной
температуры нагрева Ттах, размер зерна и степень гомогенизации аусте-
нита резко возрастают. Оценка влияния Ттах на структуру различных уча-
стков этой зоны в работах [1, 18, 23] на сталях 2^Г и 45 показала, что с по-
вышением Тщах от 950 до 1350° в структуре стали уменьшается количество
избыточного феррита, перлита и бейнита, а содержание мартенсита возра-
стает. Повышение устойчивости аустенита заметно также по соответствую-
щему снижению характеристической скорости охлаждения и>2: для стали
23Г — с 200—100 до 50—40 град/сек-, для стали 45 — с 600 до 65 град/сек.
Характерно, что у всех сталей с увеличением однородности аустенита
и размера зерна (при высоких Ттах) интервал критических скоростей ох-
лаждения — w2, ограничивающий область частичной закалки, становится
более узким, а содержание мартенсита с увеличением скорости охлаждения
возрастает более резко, почти скачкообразно ]1].
36
Из приведенных примеров видно, что кинетика превращения аустенита
существенно зависит от размера зерна.
В доэвтектоидной стали превращение аустенита начинается при вы-
соких температурах (700—600°) с выделения избыточного феррита в фор-
ме сетки по границам зерен. Лишь при более низких температурах он вы-
деляется по кристаллографическим плоскостям зерен в форме пластин (вид-
манштетова структура). Рост перлитных колоний также начинается с гра-
ниц зерен аустенита или зерен избыточного феррита. Резкое увеличение
длительности инкубационного периода превращения аустенита в области
высоких температур при непрерывном охлаждении (в сравнении с изотер-
мическими условиями) объясняется тем, что объемные скорости превраще-
ний аустенита в феррит и перлит при этих температурах в большей мере
зависят от скорости зарождения, чем от линейной скорости роста. В связи
с этим наиболее существенное влияние размера зерен (поверхности границ)
на количество этих фаз следует ожидать при относительно небольших ско-
ростях охлаждения. При охлаждении с более высокими скоростями, когда
превращение происходит при более низких температурах, количество про-
дуктов диффузионных превращений должно в значительной мере опреде-
ляться изменением линейной скорости роста, а также фактором времени.
С увеличением скорости охлаждения количество перлита и феррита будет
уменьшаться вследствие ограничения времени диффузии, а также снижения
линейной скорости роста.
Так как мартенситное превращение происходит при более низких тем-
пературах и захватывает лишь оставшуюся непревращенной часть объема
зерен аустенита, то количество мартенсита будет определяться развитием
перлитного и промежуточного превращений. Поэтому количество мартен-
сита резко возрастает с увеличением зерна до некоторого «критического»
размера, а при дальнейшем увеличении зерна — изменяется незначительно
11]. Следовательно, наиболее резкое повышение устойчивости аустенита
имеет место при увеличении зерна до «критического» размера.
Таким образом, в стали без энергичных карбидообразующих элементов
даже при сравнительно малой длительности процесса гомогенизации ау-
стенита (в области температур нагрева выше 1000—1100°) решающее влия-
ние на устойчивость аустенита при последующем охлаждении оказывает
размер зерна. При «критическом» размере зерна количество мартенсита
достигает значения, близкого к максимальному для данной скорости ох-
лаждения. Дальнейшее увеличение размера зерна не вызывает заметного
повышения содержания мартенсита. Характерно, что в околошовной зоне,'
нагреваемой до Ттах выше 1300°, содержание мартенсита почти не изме-
няется.
Влияние неполноты гомогенизации на устойчивость аустенита в зоне
полной перекристаллизации особенно велико, когда структура стали об-
ладает значительной исходной неоднородностью (литая структура, наличие
дендритной неоднородности в кованой или катаной стали и т. п.). Влияние
исходной структуры было рассмотрено в работе [1] на примере стали 23Г
двух плавок с одинаковым содержанием углерода, одна из которых иссле-
довалась в прокатанном состоянии после закалки с 870° в воду и отпуска
при 600° (листы толщиной 6 и 16 мм), а другая — в литом после нормали-
зации с 900°. Тонкие стержневые образцы сталей обеих плавок подвергали
нагреву в машине ИМЕТ-1 (см. гл. II) со скоростью wH = 300 град/сек
до Ттах = 1350° с изменением скорости последующего охлаждения wo
в пределах 1—600 град/сек.
Сопоставление структурных диаграмм для этих плавок (рис. 16) показы-
вает, что грубая исходная структура литой стали с наличием крупных
Скорость охлаждения WOl град/сек
Рис. 16. Структура стали 23Г в зависимости
от скорости охлаждения
/ — прокатанная сталь; 2 — литая сталь
участков феррита при быстром сва-
рочном нагреве не может быть су-
щественно улучшена. Недостаточ-
ная гомогенизация аустенита вы-
ражается в том, что при любых
скоростях охлаждения в структуре
сохраняются участки феррита. Та-
кая неоднородная структура при-
водит к пониженным механическим
свойствам; например, при скоро-
стях охлаждения 20—600 град /сек
прочность литой стали на 15%, а
пластичность на 50% ниже, чем у
прокатанной.
Таким образом, в сталях без
энергичных карбидообразующих
элементов повышение устойчивости
аустенита при сварке обусловлено
ростом зерна. Противоположное по
своему характеру влияние неполной гомогенизации аустенита на его устой-
чивость в околошовной зоне существенно сказывается лишь в тех случаях,
когда исходная структура обладает значительной степенью неоднородности.
Стали с энергичными карбидообразующими элементами
В углеродистых и низколегированных сталях без энергичных карби-
! дообразующих элементов интенсивный рост зерна приводит к повышению
устойчивости аустенита в околошовной зоне во всем диапазоне скоростей
охлаждения, ограничивающем область частичной закалки. В сталях,
j легированных хромом и другими более энергичными карбидообразующими
элементами й обладающих относительно меньшей склонностью к росту зер-
на и более резко выраженной неоднородностью аустенита в околошовной
зоне (вследствие неполного растворения карбидов и незавершенности про-
цесса гомогенизации), обнаруживается понижение устойчивости аустенита,
Оно имеет место при изменении скорости охлаждения только в определен-
ных пределах и выражается в увеличении количества продуктов диффузион-
ных и промежуточного превращений, а также в смещении температурных
областей этих превращений в район режимов с более высокими скоростями
охлаждения. Чем менее склонна сталь к росту зерна (например, 12ХН2
в сравнении с 40Х), тем шире диапазон скоростей охлаждения, в котором
проявляется снижение устойчивости аустенита, и тем на большую область
режимов с медленным охлаждением он распространяется.
В стали 40Х тенденция к снижению устойчивости аустенита проявляет-
ся наиболее ярко в условиях термических циклов с быстрым нагревом и
охлаждением. На диаграмме анизотермического превращения этой стали
(рис. 17) можно видеть, что в сравнении с условиями термообработки (840°—
8 мин) в условиях сварки (Ттах = 1350°, V = 4,5 сек, wH = 300 град!сек)
области ферритного и бейнитного превращений смещены влево. Длитель-
ности охлаждения до начала ферритного превращения при 650° сокращают-
ся с 21 до 6 сек, а до начала бейнитного превращения при 500° — с 13 до
9 сек. Характеристические скорости охлаждения изменяются по-разному:
ку2 повышается от 22 до 36 град!сек, ауф также повышается от 4 до 12 град!сек,
a снижается от 2—1,3 до 0,7—0,5 град!сек (рис. 18). При относительно
высоких скоростях охлаждения wo (7—35 град!сек) количество мартенсита
38
Рис. 17. Диаграммы анизотер-
мического превращения аусте-
нита стали 40 X в условиях свар-
ки (7'тах = 1350°) при скоростях
нагрева ын = 10 град/сек (спло-
шные линии — данные ИМЕТ
(11) и 300 град/сек (пунктирные
линии —данные ИМЕТ [1]) ив
условиях термообработки при
Тя = 840°, tB = 8 мин (штрих-
пунктирные линии — данные
135])
при сварке немного меньше, а бейнита больше, чем при термообработке,
что связано с неполнотой гомогенизации аустенита. По мере уменьшения
скорости охлаждения (увеличение длительности t") относительное снижение
устойчивости аустенита делается все менее и менее заметным. При некото-
рых достаточно малых скоростях w0 (4—1,5 град/сек), когда степень го-
могенизации и размер зерна возрастают, устойчивость аустенита при сварке
становится более высокой, чем при термообработке. На структурной диа-
грамме это проявляется в увеличении содержания мартенсита и уменьше-
нии феррита, перлита и бейнита.
Снижение скорости нагрева образцов стали 40Х в 30 раз (дан =
= 10 град/сек) Приводит к существенному повышению степени гомогени-
зации аустенита и устойчивости его в температурной области ферритного
превращения (см. рис. 17). Уменьшение количества феррита примерно в
Рис. 18. Структура стали 40Х в зависимости от скорости охлаждения
Сплошные>инии —1для условий сварки при Tmax = 1350°, wH = 300 град/сек н I' = 4,5 сек;
пунктирные линии — для условий сварки при wH = 10 град/сек и Г =* 50 сак (данные ИМЁТЕ1]);
штрихпунктирные* линии — для условий термообработки прн Гн = 840* и (в =а 8 мин (данные
135])
39
2 раза, повышение содержания мартенсита и снижение характеристической
скорости охлаждения Wj, от 0,7—0,5 до 0,3—0,2 град [сек (см. рис. 18) ука-
зывают также на значительное влияние роста зерна (при wB = 10 град [сек
и малых Wo зерно в3—4раза больше, чем при wB = 300 град!сек). Однако
на величины скоростей и Мф снижение скорости нагрева практически
не влияет. Сравнение характера кривых изменения количества мартенсита
в зависимости от скорости охлаждения на рис. 18 для условий сварки (wB
10 и 300 град!сек) и термообработки (840° — 8 мин) свидетельствует о том,
что в области режимов с высокими скоростями охлаждения решающее влия-
ние на устойчивость аустенита оказывает степень его гомогенизации, а при
малых скоростях охлаждения — poet зерна.
Для того чтобы оценить влияние гомогенизации аустенита на его устой-
чивость при неизменяющемся размере зерна, образцы сталей 45 и 40Х на-
гревали в машине ИМЕТ-1 со скоростью 300 и 25 град [сек, быстро переноси-
ли в печь с температурой 900° и выдерживали в течение 300, 900 и 1800 се/с,
а затем охлаждали со скоростью, близкой к (12—15 град!сек для стали
45; 1,5 град/сек для стали 40Х).
Т« а[б л и ц а [7
Влияние скорости нагрева^при сварке и длительностиЗпоследующей {выдержки |в печи и
при 900° иа устойчивость^ аустенита в околошовной зоне сталей 45 и 40Х пр и|п о следующем
охлаждении
Марка стали Скорость нагрева ®н, град/сек Скорость охлаждения град/сек Длитель- ность выдержки в печи при 900°, сек Структурные составляющие, % Средний диаметр зерна а, мм Твердость по Вик- керсу
феррит перлит . н бейнит мартенсит?
45 300 10—12 0 300 900 1800 »-* I ОО Си Си ND 95 95 97 98 0 0 0 0 0,12 0,13 0,13 0,11 235 235 235 235
40Х 300 1,5 0 300 900 4 1800 2—5 1—2 1—2 1—2 96—90 94—88 58—48 48—38 2—5 5—>10 40—50 50—60 0,19 0,20 0,19 0,19 237 252 321 370
40Х 25 1,5 0 300 1800 1—2 1—2 1—2 54—43 39—28 29—18 45—55 60—70 70-80 0,45 0,44 0,44 297 368 385
В табл. 7 показано, что в стали 45 в условиях термического цикла ду-
говой сварки стали толщиной 5—10 мм (wB = 300 град1сек) процессы гомо-
генизации аустенита практически завершаются, и дальнейшая выдержка
в печи не влияет на его устойчивость. В отличие от этого в стали 40Х ус-
тойчивость аустенита резко повышается, и это приводит к увеличению со-
держания мартенсита в структуре от 2—5 до 50—60% и повышению твер-
дости от 237 до 370 HV. Даже в условиях более медленного нагрева, не-
смотря на значительное увеличение размера зерна (0,44—0,45 мм), степень
гомогенизации аустенита оказывается далеко не полной, о чем можно су-
дить по увеличению содержания мартенсита от 45—55% (без выдержки)
до 70—80% (после выдержки в течение 1800 сек) и повышению твердости
от 297 до 385 HV. Таким образом, степень гомогенизации аустенита стали
40Х при сварке значительно ниже, чем при термообработке. Однако, как
40
было показано выше (см. рис. 18), неоднородность аустенита оказывает
превалирующее влияние на кинетику превращения только при относитель-
но высоких скоростях охлаждения. При медленном охлаждении устойчи-
вость аустенита в этой стали повышается вследствие преимущественного
влияния роста зерна.
В сталях с карбидообразующими элементами и ограниченным содер-
жанием углерода (12ХН2, 18Х2ВФ и др.) из-за малой склонности к росту
зерна влияние неоднородности на устойчивость аустенита в околошовной
зоне резко возрастает. Например, у стали 12ХН2 диапазон скоростей ох-
лаждения, в котором устойчивость аустенита при сварке ниже, чем при тер-
мообработке, значительно расширяется в сторону малых скоростей ох-
лаждения. Меньшая устойчивость аустенита стали, исследованной Вефером
и Розе, при высоких скоростях охлаждения обусловлена тем, что в этой
стали содержание углерода на 0,04%- ниже, чем в стали 12ХН2.
Область ферритного превращения более резко сдвинута в сторону жест-
ких режимов, чем у стали 40Х. Более отчетливо выражено также и повыше-
ние температуры начала бейнитного превращения. При сварке (7’тах
в пределах 1300—1350°) количество феррита значительно больше, чем при
термообработке по режиму 1050° — 10 мин, но меньше чем при термообра-
ботке по режиму 870° — 10 мин. В последнем случае, по-видимому, не была
обеспечена достаточно высокая однородность аустенита, а зерно было очень
мелким. Характеристическая скорость охлаждения а»ф соответственно'
составляет 35, 1,5 и 20 град!сек.
В соседних с околошовной зоной участках зоны полной перекристалли-
зации у сталей с сильными карбидообразующими элементами, так же как
и у углеродистых и низколегированных сталей без энергичных карбидооб-
разующих элементов, устойчивость аустенита все в большей й большей мере
определяется степенью его неоднородности. По мере удаления от около-
шовной зоны содержание мартенсита в структуре падает, а феррита воз-
растает [1].
Wn
Рис. 19. Типы 'диаграмм анизотерми-
ческого превращения аустенита иссле-
дованных сталей в околошовной зоне
при сварке. Основные характеристичес-
кие параметры этих диаграмм, а так-
же структурных диаграмм для иссле-
дованных сталей приведены в соответ-
ствующем разделе атласа
41
Рис. 20. Диаграммы анизотермического превращения в сталях «хромансиль» с разным со-
держанием углерода для условий сварки при Ттах = 1300—1350J, /н = 5—6 сек и f =
= 4,5 сек (данные ИМЕТ [1])
1 — 20ХГСА (0,22% С); 2 — 20ХГС (0,24% С); 3 — ЗОХГСА (0,30% С); 4 — 35ХГСА (0,38% С);
5 _ 40ХГС (0,42% С)
Влияние параметров термического цикла сварки проанализировано ниже
(в гл. III) для большого числа сталей различного состава, представляющих
наибольший интерес для отечественной промышленности. Для. этих сталей
построены диаграммы анизотермического превращения и структурные, диа-
граммы. Краткая сводка этих данных приведена на схеме рис. 19 в виде
трех типов диаграмм.
Диаграммы превращения I типа (щ>ф > wn) и II типа (оУф т йуп) с
неразделенными температурными областями диффузионных превращений
от областей промежуточного и мартенситного превращений характерны
для большинства исследованных углеродистых и низколегированных ста-
лей. На примере 5 сталей «хромансиль» (рис. 20) можно видеть резкое по-
вышение устойчивости аустецита с увеличением содержания углерода.
Сталь 40ХГС практически во всем диапазоне скоростей охлаждения при
сварке имеет структуру мартенсита с остаточным аустенитом. Так же ве-
дут себя и стали 45ХНМТА, 40ХГСНМТА и др.
Диаграммы III типа с разделенными областями превращений имеют
стали в основном с повышенным содержанием хрома, например 18Х2ВФ,
20Х2МФ, 20X2,5МВФ (ЭИ-415), 30Х2ГСНВМ, 43ХЗСНМФА, 42Х2ГСНМ
и т. д. При низком содержании углерода в сталях этой системы легирования
(0,14% Св стали 18Х2ВФ) отчетливо очерчивается область выделения из-
быточного феррита, а область бейнитного превращения резко сдвигается
в сторону малых скоростей охлаждения.
§ 6. Холодные трещины при сварке
В течение длительного времени представления о природе холодных трещин
основывались на закалочной и водородной гипотезах, которые примени-
тельно к условиям сварки были сформулированы в работах [49—52].
42
Закалочная гипотеза предполагает, что при сварке, как и при закалке, 1
образование трещин обусловлено главным образом мартенситным превра-
щением, которое протекает со значительным изменением объема и приводит
к возникновению высоких внутренних напряжений и одновременно к сни-
жению способности металла воспринимать пластическую деформацию.
Водородная гипотеза особую роль в образовании холодных трещин i
отводит водороду. В процессе превращений аустенита атомарный водород'
выделяется из твердого раствора в микропустоты, соединяется в молекулы ’
и вследствие постепенного повышения давления создает в окружающих
объемах металла дополнительные высокие напряжения второго рода (ми-
кронапряжения). Охрупчивающее действие водорода рассматривается так-
же и в связи с возможностью адсорбирования его на поверхности металла,
в пустотах и в вершинах распространяющихся трещин.
В основу этих гипотез была положена теория хрупкого разрушения
Гриффитса, предполагающая существование в металле готовых зародыше-
вых трещин.
Уже на первой стадии исследований было установлено, что образованию
трещин способствует: повышение температуры нагрева и рост зерна, уве-
личение содержания углерода в мартенсите и общего содержания водоро-
да в стали, снижение температуры начала и особенно конца превращения
мартенсита, высокие скорости охлаждения металла в этом интервале тем-
ператур, увеличение жесткости и толщины свариваемых или закаливаемых
изделий и т. д. С повышением температуры отпуска склонность к образо-
ванию трещин понижается. Высокий отпуск полностью предупреждает об-
разование трещин. Обращалось внимание на то, что при сварке опасность
образования трещин выше, чем при закалке, вследствие более неблагоприят-
ного сочетания указанных факторов и в первую очередь из-за интенсивного
роста зерна при нагреве металла до температуры, близкой к солидусу,
повышенного содержания водорода и более высоких напряжений первого
рода, вызываемых местным неравномерным нагревом.
Значительным шагом вперед в раскрытии механизма образования хо-
лодных трещин при сварке и закалке явилось установление непосредствен-
ной связи между этим явлением и склонностью закаленной стали к замед-
ленному разрушению под действием статической нагрузки при температу-
рах, близких к комнатной [53].
В качестве примера, иллюстрирующего эту связь, могут служить ре-
зультаты испытания на замедленное разрушение по методике ИМЕТ-4
[1] (см. гл. II) среднеуглеродистой низколегированной перлитной стали
35ХГСА, сопоставленные с данными структурного анализа (рис. 21). Об-
разцы из стали 35ХГСА подвергали воздействию трех термических циклов,
которые соответствовали условиям однопроходной сварки листов малой
(t' — 8,5 сек, t” =1,6 сек}, средней (Г = 24,5 сек, t” = 2 сек) и большой тол-
щины (/' = 29 сек, t” = 36 сек). Скорость нагрева и»н соответственно со-
ставляла 185, 87 и 16 град/сек (при температуре 700—900° С), а скорость
охлаждения w0 — 65, 28 и 4,3 град/сек (при 600—500° С). В процессе ох-
лаждения образцы нагружали в аустенитной области в интервале температур
550—400° С до напряжения 30 кГ/мм2, а затем в процессе мартенситного
превращения (270—140° С) — до полного заданного напряжения. Степень
деформации аустенита при первом нагружении, определенная по относи-
тельному сужению шейки образцов, составляла 5—12%. Размер зерна
образцов, нагретых по указанным выше циклам, был равен соответственно
0,11, 0,20 и 0,28 мм.
Испытания показали резкое уменьшение сопротивляемости замедлен-
ному разрушению с увеличением скорости охлаждения образцов, т. е.
43
Рис. 21. Сопротивляемость око-
лошовной зоны стали 35ХГСА
замедленному разрушению (а) и
соотношение ее структурных со-
ставляющих (б) в зависимости
от скорости охлаждения после
сварки
1 — неразрушившиеся за четверо*
суток образцы;
2 — разрушившиеся образцы;
3 — для условий охлаждения без
деформации;
4 — с деформацией аустенита на
5—12% в интервале 550—400*
с увеличением количества мартенсита в структуре. При скоростях охлаж-
дения, превышающих критическую скорость закалки стали (25 град!сек),
сопротивляемость замедленному разрушению наименьшая и практически
не зависит от скорости охлаждения, несмотря на заметное изменение раз-
мера зерна.
Проблема замедленного разрушения сталей впервые наиболее полно
была сформулирована и изучена в работах ряда советских ученых [1, 16,
17, 53, 54]. Была показана общность условий, в которых проявляется склон-
ность стали к образованию холодных трещин и к замедленному разруше-
нию, что послужило основанием для разработки новых методов исследова-
ния межкристаллического хрупкого разрушения этого типа (см. гл. II).
В настоящее время механизм замедленного разрушения закаливающих-
ся сплавов и образования холодных трещин при их сварке рассматривают
исходя из представлений о пониженной сопротивляемости границ зёрен
сдвигу в сравнении с телом зерна и о способности зерен к упруговязкому
течению по границам в условиях деформирования с малыми скоростями.
Для описания процесса зарождения трещин используют схему Зинера
(рис. 22). В соответствии с этой схемой проскальзывание по границам зе-
рен, где действуют касательные напряжения, приводит к концентрации
растягивающих напряжений на границах, перпендикулярных оси напряже-
ний, что и создает трещину на стыке зерен [55,1]. Как известно, схема Зи-
нера разработана применительно к условиям высокотемпературной пол-
зучести. В области низких температур способность к упруговязкому те-
чению по границам зерен проявляется преимущественно после закалки спла-
вов, поскольку последняя способствует повышению дефектности структуры
металла.
Чем'резче закалка, тем меньше вероятность повышения степени порядка
в строении границ в процессе охлаждения. Весьма важное значение имеют
также и локальные искажения на границах, возникающие вследствие мар-
тенситного превращения. Чем ниже температура начала и особенно конца
этого превращения, тем значительнее должны быть искажения по грани-
цам, тем сильнее эффект межзеренного проскальзывания.
Наибольшие затруднения при обсуждений механизма зарождения хо-
лодных трещин вызывает вопрос о росте микротрещин до размеров, при
44
Рис. 22. Схема Зинера в
применении к замедлен-
ному разрушению зака-
ленных сталей
которых они могут развиваться под действием приложенного напряжения.
С этой точки зрения схема Зинера не всегда может быть применима, так
как она предполагает зарождение трещины (полости) только по концам
скользящей границы, т. е. в вершине зерна, в то время как подобное распо-
ложение трещины является лишь частным случаем [1].
Кроме того, при обычных значениях свободной энергии поверхности
границ сомнительно, чтобы концентрация напряжений в стыке зерен была
достаточной для возникновения трещин 156]. Од-
нако с этой точки зрения схема Зинера объясняет
межкристаллитную хрупкость при низких ^темпе-
ратурах все-таки лучше, чем при высоких, так как
в последнем случае труднее создать высокую кон-
центрацию напряжений.
' Естественно, что для объяснения механизма
зарождения полостей в последние годы было об-
ращено внимание на физические явления, способ-
ствующие снижению свободной энергии поверх-
ностей раздела и прежде всёго.за счет-увеличения
дефектности в строении границ зерен. ^Наибольший
интерес для случая низкотемпературной межкри-
сталлической хрупкости представляет вакансион-
ная теория [1,54], связывающая образование заро-
дышей полостей иёх последующий ростре пересыще-
нием металла вакансиями и их движением к грани-
цам зерен под действием’напряжения [56, 57].
В рассматриваемом случае избыток вакансий
в объеме металла возникает в основном вследст-
вие закалки с высоких температур. Однако суще-
ственным источником избыточных вакансий может быть также и холодная
пластическая деформация. При закалке или сварке сталей значительные
степени деформации и, следовательно, высокие концентрации вакансий
имеют место только при фазовом наклепе аустенита в процессе мартенсит-
ного превращения. С этой точки зрения наклеп в процессе превращения ос-
таточного аустенита, в частности при обработке холодом, должен создавать
вакансии в большем количестве, чем на ранних стадиях мартенситного
превращения.
Зарождение субмикрополостей (каверн) по границам зерен и дальней- ]
шее их развитие до критического размера трещины по Гриффитсу можно
представить следующим образом [1]:
1) образование каверн по границам зерен при резком охлаждении с вы-
соких температур в результате конденсации вакансий из тонких погранич-
ных слоев шириной примерно 76 (6 — вектор Бюргерса);
2) рост крупных каверн за счет соседних мелких;
3) дальнейший рост каверн как за счет вакансий, которые мигрируют
к границам из более глубинных слоев зерен (0,01 мм) под воздействием при-
ложенных напряжений в соответствии со схемой Зинера (см. градиент нап-
ряжений и на рис. 22), так и в результате непосредственного воздействия
приложенных напряжений, приводящих вследствие упруговязкого течения
по одним границам зерен к накоплению нормальных микронапряжений по
другим границам, ориентированным преимущественно поперек направле-
ния действующих напряжений.
Таким образом, напряжения не только способствуют образованию по- ]1
лостей, но и их росту и раскрытию в трещины.
45
В каждом конкретном случае, очевидно, должно существовать некото-
рое критическое напряжение ор min, при котором зародыш трещины стано-
вится способным к росту и со временем происходит разрушение. По мере
увеличения напряжений длительность до разрушения /р сокращается.
При напряжениях ниже ор пип размеры субмикрополостей вакансион-
ного происхождения оказываются значительно меньше критического раз-
мера зародыша трещины. В этих условиях упруговязкое течение по грани-
цам не вызывает разрушения. Напротив, начинают превалировать процес-
сы упорядочения строения границы зерен и происходит частичная релакса-
ция напряжений и «отдых».
Влияние температуры, на замедленное разрушение поясняет следующая
схема (рис. 23). С повышением температуры развиваются две группы про-
тивоположных по своему влиянию процессов: 1) снижение сопротивления
границ сдвигу (С. Г. С. на рис. 23) и термическая активация движения ва-
кансий (Д. В.); 2) упорядочение строения границ (У. Г.) и аннигиляция
вакансий (А. В.). При низких отрицательных температурах холодные тре-
щины не образуются вследствие повышения сопротивления сдвигу по гра-
ницам зерен, а также, снижения или полного отсутствия подвижности ва-
кансий. При повышенных температурах замедленное разрушение предот-
вращается благодаря релаксации напряжений и «отдыху».
Вакансионный механизм зарождения микрополостей позволяет подвести
базу и под существующие представления о влиянии водорода на хрупкость
металлов, которые основаны на адсорбционном эффекте, снижающем кри-
тические размеры микротрещин [1].
Проведенный анализ механизма замедленного разрушения показывает,
что интенсивному образованию холодных трещин при температурах, близ-
ких к комнатной, в первую очередь способствует повышение температуры
закалки, скорости охлаждения, напряжений первого рода, микронапряже-
ний и их концентрации. Особенно сильное влияние температуры закалки
обусловлено' не только избыточной концентрацией вакансий, но и рядом
Рис. 24. Сопротивляемость околошовной зоны стали 15Х12НМВФА замедленному разруше-
нию в зависимости от скорости охлаждения после закалки
Рис. 23. Схема влияния температуры на разрушающее напряжение ар закаленной стали,
время до разрушения tp и на наименьшую (критическую) величину напряжения <тр min
46
других важных причин. Например, в сталях с повышением температуры
закалки происходит укрупнение зерна, повышение концентрации углерода
в твердом растворе и в связи с этим снижение температуры мартенситного
превращения, увеличение объемного эффекта превращения и связанных
с ним напряжений.
При сварке сталей интенсивность образования холодных трещин в око-
лошовной зоне выше, чем при закалке, не только из-за более высокой тем-
пературы нагрева, но и потому, что в процессе интенсивного роста зерна
возможна сегрегация по границам некоторых легирующих элементов и вред-
ных примесей, а в ряде случаев оплавление сегрегатов и выделение легко-
плавких фаз (явление перегрева), приводящее к резкому снижению меж-
кристаллической прочности. При закалке это явление обычно выражено
менее резко, так как выдержка при высоких температурах перед закалкой
обычно достаточна для установления низкой равновесной концентрации
примесей на границах.
Закаливающиеся стали со средним и высоким содержанием углерода,
например 35ХГСА, 45ХНМТА, 43Х2СНМФА и т. д., имеют низкую сопро-
тивляемость замедленному разрушению во всем диапазоне скоростей
охлаждения, превышающих критическую скорость закалки при сварке
(см. рис. 21), несмотря на ограничение роста зерна*с увеличением жесткости
термического цикла сварки. По-другому себя ведут мартенситные стали с
низким содержанием углерода. На рис. 24 в качестве примера показана за-
висимость ор min от скорости охлаждения wo для стали 15Х12НМВФА, об-
разцы которой проходили испытания по методике ИМЕТ-4 в условиях тех
же трех термических циклов сварки, что и образцы стали 35ХГСА. У ста-
лей этого типа низкая сопротивляемость замедленному разрушению имеет
место при средних режимах сварки. При мягких режимах ор min повышает-
ся вследствие развития процессов самоотпуска мартенсита, релаксации
напряжений, упорядочения строения границ зерен, снижения избыточной
концентрации вакансий. При жестких режимах сварки ор min возрастает
из-за уменьшения размера зерна в околошовной зоне, снижения концентра-
ции углерода в мартенсите вследствие менее полного растворения карбидов
при нагреве в аустенитном состоянии и, как результат, повышения темпе-
ратурного интервала мартенситного превращения. С повышением содержа-
ния хрома и при введении энергичных карбидообразующих элементов
сопротивляемость малоуглеродистых мартенситных сталей замедленному
разрушению растет не только из-за ограничения склонности к росту зерна
и уровня микронапряжений в мартенсите, но и вследствие резкого снижения
концентрации избыточных вакансий {1].
§ 7. Общие критерии выбора технологии и режимов сварки
и последующей термообработки сварных соединений
Применяемые в сварочной технике разнообразные конструкционные мате-
риалы должны удовлетворять не только определенным требованиям службы,
но и требованиям технологии сварки. Поэтому исследования свариваемости,
являющейся комплексной технологической характеристикой поведения
металлов при сварке, уже давно стали составной частью работ по созданию
новых марок сталей и сплавов.
Для разных групп сталей характерны различные специальные требо-
вания, обеспечивающие их свариваемость и учитывающие особенности по-
ведения под действием того или иного процесса сварки. В сочетании с тре-
бованиями эксплуатации (прочность при статической или динамической
47
нагрузке, при нормальной, низкой или высокой температуре, под действием
тех или иных активных сред) эти требования определяют практическую
пригодность металла для применения в сварных конструкциях и изделиях.
Общими для сварных соединений всех сталей являются требования обе-
спечения заданных показателей механических и специальных свойств'
(например, жаропрочность, устойчивость против коррозии, термостойкость,
износостойкость, хладостойкость и т. д.) при отсутствии нарушений сплош-
ности (трещины, поры).
В качестве наиболее типичных примеров требований, необходимых для
обеспечения свариваемости, можно привести:
1) ^ограничение содержания газов и других вредных примесей в основ-
ном металле и металле шва или подавление их отрицательного действия
путем дополнительного легирования определенными элементами;
2) стойкость против чрезмерного развития процессов рекристаллиза-
ции обработки и роста зерна при сварочном нагреве;
3) относительная легкость релаксации микро- и макроскопических нап-
ряжений при сварке и последующей обработке.
Весьма часто требования эксплуатации и требования свариваемости
противоречат друг другу. Особенно заметна эта тенденция при сварке слож-
нолегированных высокопрочных сталей, в которых упрочнение достигается
за счет эффектов фазового наклепа и дисперсионного упрочнения. Как’пра-
вило, чем выше прочность этих материалов, тем труднее при сварке обеспе-
чить равнопрочность сварных соединений основному металлу и избежать
образования горячих или холодных трещин.
При выборе критериев для расчетного определения режимов сварки
тех'или иных металлических материалов необходим строго дифференциро-
ванный подход. Он зависит от физико-химических свойств свариваемых
сталей и от того, в каких зонах сварного соединения при данном виде или
способе сварки возникают опасные дефекты или происходят неблагоприят-
ные изменения структуры и свойств.
При сварке сталей наиболее существенные изменения свойств и струк-
туры могут происходить вследствие как полиморфных превращений (в осо-
бенности мартенситного типа) или эвтектоидного распада, так и распада
пересыщенных твердых растворов (старение закаленных высокотемпера-
турных фаз, отпуск мартенсита).
Ниже приводятся принципы выбора критериев для расчетного опреде-
ления режимов сварки плавлением разнообразных конструкционных ста-
лей.
Выбор режимов и технологии сварки сталей определяется типом кон-
струкции, условиями ее эксплуатации и характером термической обработки
до и после сварки.^Последний фактор является решающим при постановке
требований к регулированию структуры и механических свойств соедине-
ний при сварке. Все многообразие вариантов этих требований можно свести
к четырем основным случаям [1].
1. Сталь применяется в состоянии после про-
катки и не подвергается термообработке пос-
ле сварки. К таким сталям обычно относят малоуглеродистые стали
и ограниченный круг простейших строительных низколегированных сталей,
не подверженных сколько-нибудь существенной закалке при сварке. Свой-
ства сварных соединений таких сталей в основном определяются степенью
развития рекристаллизационных процессов и огрубления структуры око-
лошовной зоны и шва. Режимы их сварки выбирают по скорости охлажде-
ния w0 внутри некоторого оптимального интервала Ашопт, который обычно
устанавливают по данным валиковой пробы [6, 1] исходя из того, чтобы
48
ударная вязкость в зоне термического влияния при отрицательных эксплу-
атационных температурах не была ниже 3 кГм/см2. При этом к основному
металлу приходится предъявлять требования ограничения содержания
газов (кислород < 0,005%, азот <0,005% и водород < 0,0005%) во из-
бежание старения и снижения сопротивляемости хрупкому разрушению.
Для предупреждения образования горячих трещин в этих сталях ограни-
чивают содержание серы и некоторых других вредных примесей; соотноше-
ние между содержанием марганца и серы должно быть не менее 22 при
0,06—0,11%С, не менее 30 при 0,11—0,125%С и не менее 60 при 0,15—
0,16%С.
2. Сталь перед сваркой подвергается терми-
ческой обработке на высокую прочность (нормали-
зация или закалка с высоким отпуском). После сварки предусматривается
отпуск для снятия напряжений и выравнивания механических свойств’
в различных участках соединений. К сварным соединениям предъявляется
требование равнопрочное™ с основным металлом в сочетании с определен-
ным уровнем ударной вязкости, пластичное™ и ряда специальных свойств,
характеризующих работоспособность соединений в соответствующих экс-
плуатационных условиях (например, критическая температура хрупкости
и сопротивляемость хрупкому разрушению в условиях ударных или ста-
тических нагрузок при низких температурах; пределы длительной проч-
ности и ползучеста, сопротивляемость локальному разрушению при по-
вышенных температурах и сложном напряженном состоянии и т. д.).
В этом случае при технологических расчетах следует исходить из необ-
ходимости соблюдения двух противоречивых условий: 1) предупреждения
образования холодных трещин в околошовной зоне и шве в процессе сварки
и при последующем хранении изделий до отпуска; 2) обеспечения наимень-
шего возможного разупрочнения основного металла в участке высокого от-
пуска зоны термического влияния. Для выполнения второго условия сварку
нужно веста по возможное™ на жестких режимах, т. е. при минимальных
длительностях пребывания основного металла выше температуры отпуска,
проведенного до сварки. Однако это практически удается обеспечить толь-
ко при относительно высоких скоростях нагрева и охлаждения. Поэтому
в качестве основного критерия расчета параметров технологии и режимов
наиболее производительных методов однопроходной и многослойной сварки
длинными участками следует принимать предельно допустимую скорость
охлаждения щя, гарантирующую отсутствие трещин в околошовной зоне
и шве.
Обычно устанавливают по данным для околошовной зоны, так как
металл шва благодаря применению менее легированного (в особенности
по углероду) присадочного металла обладает более высокой сопротавляе-
мостью образованию холодных трещин.
Предельно допустимая скорость охлаждения околошовной зоны и со-
ответствующая ей длительность f + t” пребывания металла выше темпе-
ратуры Лсз при нагреве (/') и охлаждении (/") устанавливаются по данным
сварки жестких проб, наилучшим образом воспроизводящих тип соедине-
ний и уровень напряжений в данной сварной конструкции. Выбор для
сталей с повышенным содержанием углерода следует производить в зави-
симое™ от реакции стали на термический цикл: 1) по допустимому содер-
жанию мартенсита Мд в околошовной зоне (перлитаые стали со средней
устойчивостью аустенита, у которых при сварке можно регулировать струк-
турное состояние и свойства, на рис. 25 стали группы 2); 2) исходя из обес-
печения достаточно полного развитая процессов самоотпуска мартенсита
в ходе охлаждения при однопроходной сварке или процессов отпуска при
4 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
49
Рис. 25. Механические свойства и структура сталей в околошовной зоне в зависимости
длительности t' + t" пребывания выше Ас3 и последующей скорости охлаждения шо
(схема)
1 — малоуглеродистые среднелегированные хромистые стали (0,1 — 0,15% С и 2—4% Сг) с повы-
шенной устойчивостью аустенита, при сварке которых преобладает перлитное и особенно бейнит-
ное превращение; 2 — низколегированные стали с малым (до 0,2%) и средним (0,45%) содержа-
нием углерода, обладающие соответственно малой и средней устойчивостью аустенита; 3 — ннзко-
и среднелегированные хромистые стали с повышенным содержанием углерода, обладающие вы-
сокой устойчивостью аустенита прн сварке (Л) и высоколегированные хромистые стали (11 — 13%
Сг) мартенситного класса без никеля с 0,1—0,25% С (Б) и с никелем и 0,1—0,15% С (Б)
многослойной сварке (стали с высокой устойчивостью аустенита, практи-
чески не изменяющие свое структурное состояние и свойства в околошовной
зоне при простом термическом цикле, на рис. 25 стали группы 1 преиму-
щественно с бейнитной структурой и группы 3 с мартенситной структурой).
При сварке сталей с пониженным содержанием углерода wR целесообразно
выбирать весьма высокой, так как образование трещин в них удается пре-
дупреждать за счет резкого ограничения роста зерен; при этом одновремен-
но отсутствует и разупрочнение основного металла в зоне отпуска.
При сварке сталей со средней устойчивостью аустенита выбранный по
шя режим часто требует корректировки с целью получения заданных меха-
нических свойств. В этом случае дополнительным критерием служит ин-
тервал скоростей охлаждения Аа)0Пт, в котором обеспечиваются оптимальные
механические свойства в околошовной зоне и в других участках соединения
до и особенно после отпуска. Интервал ДауОпт устанавливается по методи-
кам ИМЕТ-1, валиковой пробы или непосредственно на сварных соеди-
нениях.
Если предельно допустимую скорость охлаждения не удается обеспе-
чить без подогрева или без перехода на сварку участками, то для уточнения
параметров режимов и технологии сварки необходимы специальные иссле-
дования влияния длительности tor на разупрочнение основного металла
в процессе сварки, например с помощью методики ИМЕТ-1 или на сварных
соединениях.
К числу сталей, сварные соединения которых должны быть после от-
пуска равнопрочны основному металлу, относят: а) теплоустойчивые низко-
легированные (12МХ, 35ХМ, 35ХМФ, 35ХВФ) и среднелегированные стали
типа ЭИ-415 (20X2,5МВФ, 20Х2МФ); б) жаропрочные стали с 11—13%Сг;
60
в) высокопрочные низколегированные (ЗОХГСА, 25ХГФА) и среднелеги-
рованные стали типа ЭИ-659 (22X2,5НВФ), ЭИ-712 (13—17ХЗНВФ) и т. д.
3. Сталь перед сваркой подвергается терми-
ческой обработке (нормализация, закалка с отпуском). После
сварки отпуск исключен из-за крупных габаритов конструкций. По харак-
теру эксплуатационной нагрузки (например, многократный удар при нор-
мальных или отрицательных температурах) решающим является требова-
ние высокой сопротивляемости сварных конструкций хрупкому разрушению.
Жестких требований к равнопрочности сварных соединений основному
металлу в условиях статического нагружения не предъявляется.
В этом случае регулирование структуры и механических свойств сварных
соединений должно осуществляться целиком в процессе сварки. При рас-
четах технологии и режимов сварки следует исходить не только из условия
предупреждения образования холодных трещин без отпуска, но и из необ-
ходимости обеспечения оптимального соотношения механических свойств
металла в околошовной зоне (для предупреждения охрупчивания вследствие
закалки, роста зерна и перегрева), в зоне отпуска (для предупреждения
отпускной хрупкости) и шве непосредственно после сварки.
Для выполнения этих условий в качестве основного критерия расчета
параметров технологии и режимов однопроходной и многослойной сварки
длинными участками принимают скорость охлаждения wQ околошовной
зоны, выбираемую в зависимости от толщины металла и конструкции соеди-
нения внутри интервала скоростей Аи/ОПт (и соответствующих им длитель-
ностей t' + /"), в котором обеспечивается оптимальное сочетание механи-
ческих свойств зоны термического влияния и шва. Для предупреждения
опасности образования холодных трещин wo должна назначаться с учетом
шд, которая в зависимости от типа стали и жесткости сварного соединения
может в большей или меньшей мере ограничивать диапазон приемлемых
скоростей охлаждения внутри интервала А^ОПт — см. группы сталей 1 и 2
на рис. 25. Значения А^ОПт и устанавливают методами, указанными
в п. 2.
К числу сталей, к которым предъявляют эти требования, относятся
низколегированные стали типа 12ХН2, 25НЗ, 36СГНА, 18Х2ВФ, 20НГМ,
23Г, 20ХГС, 35ХГСА, 40Х, а также Ст. 45.
4. Стали перед сваркой подвергаются отжигу,
а после сварки — полной термической обработке
(закалка и низкий отпуск) на сверхвысокую проч-
ность (до 150—200 кГ/мм2). Требования к сварным соединениям такие
же, как и в п. 2. К этой группе сталей относятся стали с высокой устойчи-
востью аустенита — низколегированные с повышенным содержанием уг-
лерода (35ХГСА, 40ХГСА, 40ХГСНМТА, 45ХМА, 45ХНМТА), с 2—3% Сг
(30Х2ГСНВМ, 42Х2ГСНМ, 43ХЗСНМФА) и 12% Сг (15Х12НМВФА). Эти
стали применяются для изделий малой толщины, которые свариваются
преимущественно в 1—3 прохода. Выбор параметров режима сварки этих
сталей следует производить по скорости охлаждения околошовной зоны шд,
гарантирующей отсутствие холодных трещин при сварке и в течение выле-
живания изделий до отпуска или полной термообработки.
Значения критериев и ДйУопт Для сталей различных марок приведены
в соответствующих разделах гл. III.
4*
51
§ 8. Примеры расчета режима сварки
Выбор технологии и расчет режима сварки (наплавки) по характеристикам
свариваемости, помещенным в гл. III, осуществляются с помощью теории
тепловых процессов при сварке, разработанной Н. Н. Рыкалиным (5, 6].
При этом связь основного параметра режима скорости охлаждения шо
околошовной зоны при температуре Т — Тт наименьшей устойчивости
аустенита (т. е. для большинства конструкционных сталей в пределах 500—
600° С) с погонной энергией дуги показана на номограммах (рис. 26) для
случая наплавки, а для случая сварки листов в стык в один проход выражена
уравнением
шо — 2лХсу
(Т — То)»
(?/t-6)2
где qlv = 0,24 IUr\ulv — погонная энергия дуги, кал!см\ I сварочный
ток, a; U — напряжение на дуге, в; и — скорость сварки, см/сек-, т]и — эф-
фективный к. п. д. нагрева; 1—коэффициент теплопроводности, кал!'см-
-сек-град-, су—объемная теплоемкость, кал/см3-град', То — температура
подогрева при сварке, °C; 6 — толщина свариваемых листов, см.
Значение т)и принимается равным: при ручной сварке открытой дугой
металлическими электродами — в пределах 0,70—0,85; при автоматической
сварке под флюсом и сварке в аргоне плавящимся электродом — в пределах
0,80—0,85; при сварке в углёкислом газе, а также в аргоне вольфрамо-
вым электродом — около 0,65. Меньшие значения соответствуют на-
плавке на поверхность удлиненной дугой, а большие — сварке короткой
дугой с углублением ее в разделку кромок или в сварочную ванну.
Номограммы рис. 26 описывают сварку первого слоя шва в соединениях
металла средней (0,5—3,0 см) толщины либо наплавку на пластину такой
же толщины при глубине проплавления меньшей, чем толщина пластины.
При сварке тавровых, крестовых соединений, а также первого слоя стыко-
вого шва с разделкой кромок в расчет по номограмме следует вводить не
действительные, а приведенные значения толщины металла 6 см и погонной
энергии qlv ккал!см. Приведенные величины 6 и qlv получают умножением
действительных их значений на следующие коэффициенты приведения,
учитывающие влияние на скорость охлаждения wo конструкционных осо-
бенностей заданных соединений и связанных с ними условий сварки [6]:
Приводимая величина........................... Ъ qlv
Наплавка, однопроходная сварка стыкового
соединения без скоса кромок................... 1 1
Первый слой шва стыкового соединения (угол
разделки 60°).................................3/2 3/2
Первый слой второго шва соединения втавр
или внахлестку............................. 1 2/3
Первый слой четвертого шва крестового соеди-
нения ..................................... 1 1/2
При сварке или наплавке на пластины большой толщины скорость
охлаждения околошовной зоны рассчитывают по тем же номограммам,
также с учетом начальной температуры То основного металла. При этом
из всего семейства кривых номограммы используют только одну обозначен-
ную индексом оо, что соответствует схеме быстродвижущегося точечного
источника на поверхности полубесконечного тела.
Расчетную скорость охлаждения шо выбирают согласно случаям, рас-
смотренным в §7 гл. I, по значениям оптимальных интервалов скоростей
62
Рис. 26. Номограммы для опре-
деления скорости охлаждения
wQ околошовной зоны при на-
плавке валика на поверхность
пластины
(Тт — То),° С: а — 200; б — 300;
в — 400; г — 500; д — 600
охлаждения АшОПт или допустимой скорости охлаждения для данной
стали, которые приведены в гл. III и выбраны по свойствам и структуре
сталей в околошовной зоне при сварке валиковой пробы, при испытании
образцов по методике ИМЕТ-1 и при сварке крестовой пробы и пробы CTS е
Пример 1. Определить оптимальную q/v при сварке 1-го слоя таврового шва из стали
40Х толщиной 18 мм. После сварки соединение подвергается полной термообработке (за-
калка + отпуск). Принимаем по данным гл, III иуд < 5,5 град/сек (проба CTS).
По номограмме S’— То = 500° С (сварка без подогрева) определяем для = 5,5 град/сек
q/v = 7,5 ккал/см. Для 1-го слоя таврового соединения (q/v)T = 7,5* 3/2 = 11,2 ккал/см.
Оптимальная погонная энергия дуги (q/v)t = 11,2 ккал/см. Если необходимо сваривать
на меньшей q/v (уменьшить сечение углового шва), то определяем q/v для условий подогрева
до 100° по номограмме Т — То = 400°; q/v = 5,5 ккал/см и (q/v)r — 5,5«3/2 = 8,25 ккал/см.
Пример 2. Определить оптимальную q/v при сварке встык в один проход стали 12ХН2
толщиной 16 мм. После сварки соединение не подвергается термообработке, но необходи-
мо обеспечить ударную вязкость ан 5 кГм/см2.
По данным гл. III оптимальный интервал скоростей охлаждения для стали 12ХН2
Д%пт = 0,8—36 град/сек, где верхний предел = 36 град/сек соответствует допустимой
скорости охлаждения при сварке пробы CTS.
По приведенной-выше формуле определяем
, в 1/2лХсТ(Т —То)8
qlv = t>y --------------1
где Х = ОД кал/см* сек-град— коэффициент теплопроводности; ду = 1,25 кал/см** град—
объемная теплоемкость; Т = 550° — температура наименьшей устойчивости аустенита;
6= 1,6 см — толщина металла. Таким образом,
(9/о)1 = 1,6 2я,0»1'1>2^550 ~ 2?)8. _ 1,6.1800 = 2880 кал/см',
(?/о)2 = 1,6 2я-0,1-1,25(550 - 20)» = 1>6.121(ю = 19400 кал/сж
Оптимальная погонная энергия дуги q/v находится в пределах 2,9—19,4 ккал/см.
Глава II
МЕТОДЫ ИЗУЧЕНИЯ
ХАРАКТЕРИСТИК СВАРИВАЕМОСТИ СТАЛИ
§ 9. Общая характеристика методов и их назначение
В настоящее время исследователи в области сварки располагают большим
разнообразием специальных методов изучения фазовых превращений ме-
таллов в условиях либо непосредственно, либо достаточно близко воспро-
изводящих сварочный процесс [1, 4, 58].
С точки зрения детального исследования кинетики превращений и тон-
кой оценки их влияния на изменения структуры, свойств и технологиче-
ской прочности металлов при сварке, особый интерес представляют методы,
позволяющие дифференцированно изучать процессы в отдельных участках
сварных соединений, однако с учетом основных физических и химических
воздействий, вызываемых соседними участками и соединением в целом.
Наиболее глубоко эти методы разработаны для исследования процессов
в зоне термического влияния, т. е. в основном металле в твердом или твердо-
жидком состоянии. Главные из них подробно описаны ниже.
Заметно слабее подобные методы развиты применительно к двум другим
участкам сварных соединений, в которых металл подвергается либо более
значительному частичному (граница сплавления), либо полному расплав-
лению (шов) и последующей первичной кристаллизации, в течение которой
металл проходит стадии жидко-твердого и твердо-жидкого состояний. Од-
нако, несмотря на большие методические трудности, и в этом направлении
уже сделан ряд важных шагов. Среди перспективных методов исследования
кинетики ряда процессов в сварных швах и на границе сплавления следует
отметить: методы и испытательные машины МВТУ [15], ИМЕТ-2 [59] и
ИМЕТ-ЦНИИЧМ [60] для изучения кинетики изменения деформационной
способности металла в процессе кристаллизации при сварке, для оценки
его сопротивляемости образованию горячих трещин; клиновую пробу ИМЕТ
[61], предназначенную для исследования кристаллизации и развития хи-
мической и физической макро- и микроскопической неоднородности в свар-
ных соединениях однородных и разнородных металлов в условиях плавного
изменения скорости охлаждения в широких пределах по длине шва и т. п.
Не имея возможности охватить все современные методы исследования
сварочных процессов, остановимся лишь на тех, которые были разработаны
и использованы для изучения приведенных в атласе характеристик свари-
ваемости, определяющих качество сварных соединений .конструкционных
сталей. Эти методы исследования можно разделить на три основные группы:
1) методы исследования кинетики фазовых превращений и связанных
с ними изменений структуры и механических свойств основного металла
в различных участках зоны термического влияния в условиях, воспроизво-
дящих изменение температуры, внутренних деформаций и напряжений
при сварке;
2) методы исследования структуры и механических свойств реальных
сварных соединений к и их отдельных участков;
55
3) методы исследования сопротивляемости основного металла и свар-
ных соединений замедленному разрушению и образованию холодных
трещин при сварке.
Первая группа включает разработанные авторами специальные методы
и аппаратуру, позволяющие вести исследования в условиях непрерывного
нагрева и охлаждения на образцах небольшого размера. В этих образцах
воспроизводятся либо только термические циклы сварки (быстродействую-
щий дилатометр ИМЕТ-ДБ [1]), либо термические циклы сварки в сочетании
с воздействием пластической деформации и напряжений (машина ИМЕТ-1
[62, 63, 27, 1]) с деформирующим устройством, позволяющим осуществлять
растяжение с широким диапазоном изменения скорости деформации; при-
меняется также вакуумный микроскоп ИМЕТ-ВМД с быстродействующим
дилатометром типа ИМЕТ-ДБ и деформирующим устройством, создающим
растяжение грузами и сжатие с помощью рычажно-винтового механизма.
Вторая группа методов предусматривает сварку: 1) специальных проб,
позволяющих изучать влияние погонной энергии дуги и технологических
вариантов сварки на конечную структуру и механические свойства зоны
термического влияния (валиковая проба МВТУ, разработанная Н. Н. Ры-
калиным и Л. А. Фридляндом [6, 64] в сочетании с пробами X. М. Шнадта
[65] и Ю. Чабелки [66]; 2) обычных стыковых соединений различной тол-
щины с последующим исследованием их структуры и механических свойств.
Вырезанные из этих соединений и проб образцы подвергаются испытаниям
на растяжение, статический и ударный изгиб с разной формой и радиусом
надреза.
Третья группа включает: 1) разработанные авторами методику и аппа-
ратуру ИМЕТ-4 [67, 69, 1] для изучения сопротивляемости основного ме-
талла и околошовной зоны замедленному разрушению на надрезанных об-
разцах небольшого размера в условиях воздействия растягивающих нап-
ряжений, величина которых задается грузами; предварительно образцы
подвергаются в той же машине воздействию термического цикла и продоль-
ных деформаций, соответствующих различным условиям термообработки,
сварки или термомеханической обработки; 2) сварку специальных проб
различной конструкции, позволяющих изучать влияние погонной энергии
дуги, технологии сварки, температуры подогрева и жесткости реальных
сварных соединений на образование холодных трещин в металле околошов-
ной зоны.
Ниже рассматриваются отдельные методы и аппаратура для исследо-
вания поведения сталей в условиях сварки, приводятся их технические ха-
рактеристики и основные приемы работы.
§10. Дилатометрический метод исследования
кинетики фазовых превращений
в условиях термических циклов сварки
на быстродействующем дилатометре ИМЕТ-ДБ
Кинетику фазовых превращений исследуют с помощью дилатометров.
В большинстве конструкций дилатометров, предназначенных для прямого
или дифференциального методов анализа, образец имеет сравнительно боль-
шие размеры и помещается в кварцевую трубку, медленно нагреваемую
в печи. Скорости Охлаждения в этом случае также ограничены. Такие ди-
латометры не позволяют воспроизводить термические циклы сварки.
С целью устранения этих недостатков в ИМЕТ АН СССР сконструиро-
ван простой быстродействующий дилатометр ИМЕТ-ДБ [1, 47] по типу
56
прибора К. Л. М.Котрелла [70]. В этом приборе трубчатый образец (рис. 27)
нагревается токами высокой частоты (585—715 кгц) от лампового генерато-
ра типа ГЛ-15М. Высокая частота тока и малая толщина стенки образца
(1 мм) обеспечивают равномерный нагрев металла с различными скоростями
до высоких температур. Последующее охлаждение происходит также рав-
номерно и регулируется расходом пропускаемого внутри образца инертного
газа. Изменение длины образца фиксируется с помощью индукционного
датчика системы ТЛ-2 ИМАШ. Скорости охлаждения могут изменяться в ши-
роких пределах от 10 до 200 град!сек при расходе аргона от 0,1 до 1,5 м* в час.
С целью получения еще более низких скоростей охлаждения (до 1—2 град [сек)
Рис. 27ч Образец для быстро
действующего дилатометра
ИМЕТ-ДБ
применяется дополнительный подогрев образца малыми токами высокой
частоты при весьма малом расходе аргона (только для обеспечения защиты
образца).
При исследовании кинетики фазовых превращений в условиях непре-
рывного охлаждения образцы стали нагревают обычно со скоростью 10,
150 и 300 град/сек и охлаждают со скоростями, изменяющимися от 1 до
200 град/сек (в интервале 500—600°). Сравнение этих пределов изменения
режимов нагрева и охлаждения с параметрами термических циклов около-
шовной зоны при однопроходной сварке, а также при сварке первого слоя
многослойного шва сталей показывает, что они охватывают весь диапазон
режимов дуговой и электрошлаковой сварки этих материалов толщиной
от 0,8 до 200 мм.
Максимальная температура нагрева стального образца при испытаниях
составляет 1300—1350°. При каждой скорости охлаждения испытывают
по 3—5 образцов. На основе осциллограмм с записью изменения температу-
ры и деформации образцов во времени строят кривые термических циклов
и изменения деформации в зависимости от температуры (рис. 28). По кри-
вой термического цикла определяют: 1) длительность t' нагрева образца
от Асз До Тщах*, 2) длительность /" охлаждения от Тщах до той же темпера-
туры; 3) скорость охлаждения wo в интервале 600—500°. Температуры
критических точек, как обычно, определяют по отклонениям дилатометри-
Рис. 28. Дилатометрическая кри-
вая (а) и термический цикл (б)
образца стали 23Г при скорости
нагрева wH = 200 град/сек и
скорости охлаждения wo = 13
град/сек
57
ческой кривой от прямой, выражающей термическое сокращение образца
в отсутствие превращения.
Диаграммы анизотермического превращения при непрерывном охлаж-
дений строят в системе координат «температура — время» (время в логариф-
мической шкале, см. рис. 14). На диаграмму наносят кривые охлаждения,
причем за нуль времени обычно принимают точку Асз на температурной
кривой охлаждения, соответствующую температуре начала превращения.
Среди различных процессов фазового превращения аустенита в стали
особенное внимание заслуживает изучение кинетики мартенситного пре-
вращения. Этот процесс в зависимости от температуры и времени наиболее
просто исследовать на основе дилатометрических кривых с применением
метода отрезков (рис. 29). В рассматриваемом примере соотношение между
количеством аустенита и мартенсита при различных температурах опреде-
ляется по соотношению отрезков а и Ь. Содержание мартенсита М = ~q~_jz g'
•100%.
Обработка результатов дилатометрического анализа включает также
исследования микроструктуры дилатометрических образцов и измерение
твердости. Металлографический анализ образцов после охлаждения поз-
воляет уточнить процентное соотношение структурных составляющих при
разных скоростях охлаждения. Для более полного анализа результатов
превращения строят структурные диаграммы в координатах: структурные
составляющие — скорость охлаждения.
§11. Требования к условиям построения диаграмм
анизотермического превращения аустенита
с целью их использования для выбора технологии
и режимов сварки сталей
Как было показано в § 6 гл. 1, основным параметром термического цикла
околошовной зоны, по которому рассчитывают режимы сварки сталей,
является скорость охлаждения wo. Расчет шо при сварке плавлением ве-
дется для точек на оси шва, где скорость охлаждения примерно на 10%
выше, чем для околошовной зоны. Благодаря этому при определении погон-
ной энергии источника теплоты по заданной скорости охлаждения обеспе-
чивается некоторый запас в отношении предупреждения чрезмерных зака-
лочных явлений. В зависимости от химического состава, назначения, ус-
ловий производства и эксплуатации закаливающихся перлитных сталей
оптимальную технологию и режимы их сварки устанавливают по скорости
Рис. 29. Анализ кинетики мар-
тенситного превращения методом
отрезков по данным дилатомет-
рического анализа. Сталь 23Г,
7\11аХ= 1320°, .скорость нагрева
и>н = 200 град/сек и охлаждения
иуо= 13 град/сек
1 — дилатометрическая кривая при
охлаждении; 2—кривая охлаждения
58
охлаждения или по некоторому диапазону ее значений, в котором можно
прежде всего обеспечить требуемую структуру и свойства металла в окОло-
тповной зоне при условии безопасности в отношении образования холодных
трещин.
Если сталь по каким-либо причинам не может быть подвергнута отпуску
после сварки (вообще или по истечении требуемого по технологии проме-
жутка времени после ее окончания), то обычно наиболее благоприятное со-
четание механических свойств (пластичность, вязкость и прочность) с до-
статочно высокой сопротивляемостью образованию холодных трещин обес-
печивается при невысоком содержании мартенсита в структуре стали (не
более 30%, а в некоторых случаях — до 50—60% в зависимости от жёсткости
сварных соединений [11).
Поэтому при использовании диаграмм анизотермического превращения
аустенита для обоснования и выбора режимов сварки необходимо, чтобы
•они позволяли достаточно точно определять скорости охлаждения, при ко-
торых в структуре стали образуется требуемое или допустимое содержание
мартенсита и других структурных составляющих.
В сталях, не содержащих энергичных карбидообразующих элементов,
устойчивость аустенита в околошовной зоне повышается так резко, что при-
менение для выбора режимов сварки диаграмм анизотермического превра-
щения, построенных для условий термообработки как с низкой, так и с вы-
сокой температурой аустенизации, практически исключено. В сталях с
карбиддобразующими элементами разница в устойчивости аустенита при
сварке и термообработке несколько меньше, однако ошибки при определе-
нии скорости охлаждения также выходят за допустимые пределы точности.
Лишь у отдельных сталей этого типа (например, 12ХН2) при более высоких
температурах (1050°) термообработки устойчивость аустенита может быть
даже немного выше, чем при сварке. В этих случаях и только после тща-
тельной проверки можно использовать диаграммы для ориентировочных
расчетов.
Один из способов легкого установления пригодности для целей сварки
диаграмм анизотермического превращения, полученных для условий тер-
мообработки, может быть основан на построении структурных диаграмм
по методике ИМЕТ-1 (см. рис. 15) и сравнении их с данными диаграмм
анизотермического превращения по структуре и твердости конечных про-
дуктов.
Структурная диаграмма ИМЕТ-1 позволяет выбирать скорость охлаж-
дения при однопроходной сварке и наплавке, а также при многослойной
сварке длинными участками. По скорости охлаждения, в частности, можно
установить температуру общего предварительного подогрева изделия. Од-
нако для обоснованного выбора таких параметров технологии, как темпера-
тура и длительность сопутствующего подогрева при однопроходной сварке,
температура охлаждения и длина участка при многослойной сварке ко-
роткими участками и т. д., необходимо располагать непосредственно
диаграммой анизотермического превращения, построенной для условий
сварки.
Для того чтобы обеспечить характерную для сварки высокую устойчи-
вость аустенита, при построении диаграмм анизотермического превращения
в качестве стандартных выбирают такие условия нагрева (wB и /'), при
которых достаточно отчетливо начинают проявляться индивидуальные осо-
бенности сталей в отношении склонности к росту зерна. Обычно эти условия
соответствуют режимам однопроходной сварки стали средней толщины.
В связи с этим важно проанализировать возможность применения таких
диаграмм анизотермического превращения для расчета режимов сварки
59
Рис. 30. Сопоставление структурного состояния дилатометрических образцов (/^образ-
цов ИМЕТ-1 (2) и околошовной зоны образцов сварных проб — валиковой (3), CTS (4)
и крестовой (5)
а — сталь 45; б — сталь 40Х
стыковых соединений стали малой и большой толщины (т. е. при более ’
жестких и мягких режимах), а также соединений других типов.
На рис. 30 показаны структурные диаграммы для сталей 45 и 40Х, резко ?
отличающихся по устойчивости аустенита при сварке. Кривые, указываю-
щие количество отдельных структурных составляющих, приведены по дан- ;
ным анализа микроструктуры дилатометрических образцов и образцов ’
ИМЕТ-1. Кроме того, на графиках нанесены в виде отдельных точек дан-
ные, полученные при анализе структуры околошовной зоны реальных свар- '
ных соединений образцов различных проб (валиковой, CTS и крестовой). ,
Разброс этих точек относительно кривых обусловлен разницей в парамет-
рах термических циклов (шн, f, t" и Ттах), определяющих размер зерна
аустенита и степень его гомогенизации.
Параметры термических циклов, характеризующие стадию нагрева .
дилатометрических образцов и образцов ИМЕТ-1, изменяются в следующих
достаточно узких общих пределах: w« 300—150 град/сек, Ттах 1350—1300°, ;
f — 3,5—4,5 сек. Разница в значениях f при одинаковых скоростях
охлаждения wo также мала. Это и обеспечило весьма близкие результаты '
анализа микроструктуры образцов при дилатометрических исследованиях
и по методике ИМЕТ-1. J
При однопроходной наплавке на образцы валиковой пробы толщиной
16 мм, достаточно хорошо отражающей также и условия однопроходной ’
сварки в стык в широком диапазоне изменения толщины листов, параметры. ’
термических циклов околошовной зоны более или менее близки к приведен- i
ным выше стандартным параметрам только при скоростях охлаждения
wo = 2,5—3 град/сек, и то полностью совпадают лишь wa и f'; f в 2 раза ’
меньше (2,2—1,7 сек), а Ттах выше (1450—1500°)х. При меньших скоростях \
охлаждения нагрев околошовной зоны происходит медленнее (например.
1 Увеличение t' в 2 раза при дилатометрических исследованиях и испытаниях по мето»
дике ИМЕТ-1 в сравнении с t' при наплавке на этих режимах или при сварке в стык
листов средней толщины было необходимо для того, чтобы компенсировать влияние раз-
ницы в Тгаах.
60
яри скорости охлаждения 0,8—1,2 град [сек — 100—150 град!сек и t' =
— 6—4,5 сек), а при больших скоростях охлаждения — значительно быст-
рее (например, при скорости охлаждения 15—30 град!сек wa = 600—
1000 град/сек и ? = 1,2—0,8 сек), чем при принятых нами стандартных
условиях.
Подобная разница в параметрах оун и /' весьма закономерно сказалась на
характере расположения экспериментальных точек, полученных по дан-
ным валиковой пробы, относительно кривой количества мартенсита в ста-
ли 40Х (см. рис. 30), полученной для стандартных условий нагрева (см.
рис. 13). При хл)о меньше 2,5—3 град/сек они располагаются выше кривой
•(устойчивость аустенита выше), а при wo больше 2,5—3 град/сек — ниже»
кривой (устойчивость аустенита ниже).
При сварке угловых швов нахлесточных соединений образцов пробы
CTS толщиной 6 мм (ад> в пределах 4—5,5 град!сек) и 16—25 мм (wo в пре-
делах 12—28 град/сек) на малых погонных энергиях (q/v = 3,2 ккал/см)
параметры термических циклов околошовной зоны отличаются от стандарт-
ных примерно в 2 раза меньшими значениями t' и в 1,2—1,5 раза большими
значениями t". Скорости нагрева находятся в пределах 300—400 град /сек,
а Тщах в пределах 1450—1500°. Вследствие этого устойчивость аустенита
при сварке стали 40Х оказалась лишь немного выше, чем для стандартных
условий.
При сварке угловых швов образцов крестовой пробы толщиной 6 и 16 мм
на малых погонных энергиях (2—4,4 ккал/см, wo = 1,9; 2,5; 7,5; 9 и
17,5 град/сек) параметры термических циклов околошовной зоны еще более
близки к принятым нами стандартным параметрам. Поэтому разница в ус-
тойчивости аустенита стали 40Х еще меньше. Исключение составляет толь-
ко один режим сварки этой пробы толщиной 16 мм при q/v = 8 ккал/см
(щ> = 4 град/сек), при котором f выше стандартных значений (см.
рис. 30).
Такие же закономерности влияния отклонений параметров термических
циклов околошовной зоны при наплавке и сварке стыковых и угловых швов
(в широком диапазоне изменения режимов и толщин) от стандартных пара-
метров на степень соответствия структурного состояния были обнаружены
и у всех других сталей, легированных хромом и более сильными карбидо-
образующими элементами (20ХГС, 35ХГСА, 12ХН2, 20НГМ, 18Х2ВФ,
35ХВФА, 20X2,5МВФ, 45ХМА, 30Х2ГСНВМ и др.).
В отличие от этих сталей у стали 45 разброс опытных точек, получен-
ных по данным анализа околошовной зоны образцов всех трех проб, отно-
сительно кривой количества мартенсита, построенной для стандартных
условий нагрева, в целом меньше. Это обусловлено более высокой склон-
ностью стали 45 к росту зерна, а также более полным развитием процесса
гомогенизации ее аустенита. «Критический» размер зерна и достаточно вы-
сокая однородность аустенита у стали 45 достигаются при сварке на значи-
тельно более жестких режимах, чем у стали 40Х. Поэтому даже большие
отклонения параметров термических циклов околошовной зоны в разно-
образных реальных условиях сварки от принятых нами стандартных зна-
чений не вызывают существенных изменений в устойчивости аустенита ста-
ли 45. То же самое характерно и для всех других исследованных нами ста-
лей, не содержащих энергичных карбидообразующих элементов (23Г, 25НЗ,
36СГНА и т. п.).
Приведенный анализ показывает, что условия нагрева, принятые и ре-
комендуемые нами для построения диаграмм анизотермического превраще-
ния аустенита и структурных диаграмм, полностью учитывают основные
факторы, определяющие устойчивость аустенита в околошовной зоне при
61
сварке, и обеспечивают возможность использования этих диаграмм для вы-
бора режимов и технологии сварки плавлением перлитных сталей. При
этом удовлетворительное соответствие структурного состояния наблюда-
ется в широком диапазоне изменения толщины свариваемых элементов,
а также для разнообразных типов сварных соединений. Необходимые кор-,
рективы, особенно при сварке сталей с энергичными карбидообразующимц .
элементами, могут быть легко получены путем сравнения принятых стан-
дартных параметров с действительными параметрами термических циклов-
околошовной зоны в каждом конкретном случае так, как это было сделано
выше на примере стали 40Х.
Решение вопроса о возможности использования данных дилатометри-
ческого анализа для оценки структуры околошовной зоны реальных свар-
ных соединений связано не только с оценкой требуемой степени соответствия
основных параметров термических циклов, но и с выяснением необходим
мости учета влияния пластической деформации аустенита на его устойчи-,
вость. При дилатометрических испытаниях образцы в процессе охлажде-’
ния практически не подвергаются воздействию внешних сил, которые мог-
ли бы вызвать пластическую деформацию аустенита. В околошовной зоне
внутренняя пластическая деформация достигает 0,7—1,8% . Эта деформа-
ция тем больше, чем ниже температура начала превращения аустенита в-
околошовной зоне и чем выше эта температура превращения в шве. В об-
разцах ИМЕТ-1, используемых для построения структурных диаграмм,
деформация аустенита при охлаждении возникает за счет реакции зажимов-
и примерно равна этой же величине.
Специальные исследования этого вопроса в работе [1] показали следую-
щее. Пластическая деформация аустенита, близкая по величине к внутрен-
ней деформации в околошовной зоне при сварке (0,7—1,8%), практически
не снижает устойчивости аустенита в температурной области бейнитного-
превращения ни в изотермических условиях, ни при непрерывном охлаж-
дении (даже в тех случаях, когда скорости охлаждения ниже критической
скорости закалки о>2). Однако уже при этих небольших деформациях аусте-
нита проявляется эффект активизации мартенситного превращения; он
обнаруживается по повышению температуры начала мартенситного превра-
щения при- последующем охлаждении со скоростями, превышающими
критическую скорость закалки w2. Аустенит стабилизируется в этих усло-
виях только при значительно более высоких степенях деформации (> 25—
30%), применяемых обычно при низкотемпературной термомеханической
обработке.
§ 12. Метод ИМЕТ-1 для исследования влияния
параметров термических циклов сварки
на структуру и свойства сталей
По методу^ИМЕТ-1, разработанному в 1952—1954 гг. [1, 62, 63], тонкие или
стандартные стержневые образцы нагревают в специальной машине током
и охлаждают в соответствии с заданными термическими циклами. В процес-
се нагрева или охлаждения образцы могут быть подвергнуты деформации
или разрыву при заданной мгновенной температуре либо в заданном ин-
тервале температур (в зависимости от скорости деформации), а также могут
быть резко охлаждены в воде с целью фиксации структурного состояния.
Это позволяет изучать кинетику изменения структуры и механических
свойств стали в различных участках зоны термического влияния в процес-
се сварки и термообработки. С помощью этой машины можно определять
62
и конечные изменения структуры и свойств после полного охлаждения об-
разцов до комнатной температуры.
Нагрев образцов регулируют изменением тока по заданной программе,
а скорость охлаждения — опрыскиванием водой, обдувом газом (с помощью
спрееров) или путем пропускания тока небольшой величины.
Машина ИМЕТ-1 позволяет регулировать скорости нагрева от десятых
долей до нескольких тысяч градусов в секунду и скорости охлаждения —
от 600 до десятых долей градусов в секунду. Для обеспечения более медлен-
ных скоростей охлаждения (до сотых градуса в секунду) образцы из нагре-
вателей переносят в печь.
Рис. 31. Образцы ИМЕТ-1 для
исследования структуры (а) и
механических свойств (6) (Т —
место приварки спая термопары)
Машина и методика ИМЕТ-1 нашли широкое применение в исследо-
ваниях по сварке и термообработке как в СССР, так и за рубежом. В СССР
эта машина изготовлена примерно в 50 экземплярах и используется в лабо-
раториях ряда институтов и заводов. За рубежом ее изготовили и применяют
в ряде социалистических стран (ЧССР, ГДР, ПНР, КНР и др.). Метод
нашел также применение в СЩА, Франции, Бельгии, Японии и др.
Важным достоинством установки ИМЕТ-1 является весьма большая
экономия исследуемого металла и затрат времени на определение разно-
образных характеристик свариваемости. Это позволяет эффективно ис-
следовать сварочные свойства новых сплавов на самых ранних лабораторных
этапах их разработки.
Машину ИМЕТ-1 используют в качестве методического средства для
изучения следующих четырех групп вопросов.
Исследование влияния скорости охлажде-
ния wo и длительности t" пребывания металла
околошовной зоны выше температуры фазовых
превращений на конечные механические свой-
ства и структуру (проба ИМЕТ-1). В этих опытах длительность
нагрева t„ до Тгаах, длительность Г пребывания металла выше температуры
начала фазового превращения при нагреве и скорость нагрева в темпера-
турном интервале превращения выдерживают в тех же пределах, что ' и
при стандартных дилатометрических исследованиях. Максимальная тем-
пература нагрева Ттах для стали также составляет 1300—1350°. Максималь-
ные пределы изменения длительности t" и скорости охлаждения w0 значи-
тельно шире, чем при дилатометрических исследованиях (соответственно
1—2000 сек и 600—0,05 град!сёк).
Образцы (рис. 31) сечением 3 X 7 мм длинойЧ50 мм (для механических
испытаний) или 100 мм без выточек (для исследования структуры) уста-
навливают в пневматические зажимы нагревателя и подвергают термиче-
скому воздействию пр циклу околошовной зоны. База нагрева образцов
(расстояние между медными губками пневматических зажимов) составляет
60 мм. При такой базе равномерный нагрев образца достигается в средней
его части на длине 15—20 мм.
63
Благодаря жесткому зажатию образцов в них на участке равномерного
нагрева имитируется развитие внутренних деформаций, которые по вели-
чине и характеру изменения соответствуют продольным внутренним деформа-
циям в околошовной зоне при дуговой наплавке валиков на кромку пластины.
После воздействия термических циклов в образцах длиной 150 мм де-
лают двусторонние выточки радиусом 5 мм и глубиной 1,5—2,5 мм, позво-
ляющие фиксировать место разрушения при последующих механических
испытаниях (см. рис. 31, б). В тех случаях, когда при изготовлении выточек
возникают затруднения из-за высокой твердости образцов, выточки делают
перед обработкой образцов в машине ИМЕТ-1. Длина участка равномер-
ного нагрева таких образцов составляет 6—10 мм.
По данным металлографического анализа одного-двух образцов длиной
100 мм строят структурную диаграмму, а на основании результатов меха-
нических испытаний 4—5 образцов длиной 150 мм (на машине ИМЕТ-1
или на стандартных машинах для статического растяжения) по средним
значениям свойств строят диаграмму ИМЕТ-1 (рис. 32). Вследствие высоких
скоростей деформации и влияния масштабного фактора показатели меха-
нических свойств при испытании на машине ИМЕТ-1 существенно отличают-
ся по абсолютной величине от соответствующих показателей, полученных
при испытании на стандартных машинах для статического растяжения.
Рис. 32. Изменение механических свойств и количества структурных составляющих в око-
лошовной зоне стали 23Г, подвергнутой нагреву до Ттая— 135ц, в зависимости от скорос-
ти охлаждения по данным дилатометрического анализа и пробы ИМЕТ-1
1 — обычные образцы ИМЕТ (шн = 250 град/сек)-, 2 — дилатометрические образцы
(tt»H ===150 град [сек]
Рис. 33. Изменение механических свойств стали 23Г в околошовной зоне в зависимости
-от температуры в процессе охлаждения с различными скоростями (при wq — 7 град/сек.
мартенситному превращению предшествуют перлитное и бейнитное, при шо == 30 град/сек —
происходит практически только мартенситное превращение). Испытания на машине ИМЕТ-1
при /н = 4,5 сек, f — 1,5 сек, wK = 300 град/сек, Тгаах = 1350"
64
Рис. 34. Образец ИМЕТ-1 для неравномерного
нагрева (а) и распределение максимальных тем-
ператур (б) в нем по длине выточки (в) при
различных скоростях нагрева (сталь 45; Т —
места приварки спая термопар; Ш—микрошлиф)
Скорость нагрева, град/сек*.
1 — 7,5; 2 — 75; 3 — 300; 4 — 1400
Поэтому в необходимых случаях преду-
сматривают параллельные испытания об-
разцов на машине ИМЕТ-1 и на стан-
дартных машинах.
Исследование кинетики
изменения механических
свойств околошовной зо-
ны в условиях термиче-
ских циклов сварки. При
этом виде испытаний образцы длиной
150 мм, сечением 3 X 7 мм с выточкой
устанавливаются в зажимы деформиру-
ющего устройства машины ИМЕТ-1 и
подвергаются разрыву при заданных
мгновенных • температурах в процессе
Расстояние от центра образца, мм
нагрева и последующего охлаждения.
Результаты испытаний позволяют оце-
нить не только механические свойства,
которых вследствие фазовых превращений
происходит резкое изменение свойств (рис. 33).
Исследование к
превращений, гомогенизации
словиях термических
ых образцах ИМЕТ-1 и
мерным нагревом. Применение машины ИМЕТ-1 для этих целей
ине
т
но
и температурные интервалы, в
или структурных изменений
У
н
ики процессов
____ „ л и роста
циклов сварки
на образцах с
фазовых
зерна в
на о б ы ч-
неравно-
основывается на сочетании программированного нагрева по заданным
термическим циклам с методом закалки в воду образцов с различных мгно-
венных температур при нагреве или охлаждении для фиксации их струк-
турного состояния при этих температурах.
С целью сокращения объема этих экспериментов и повышения их точно-
сти и воспроизводимости разработан образец, позволяющий получать не-
равномерный нагрев с требуемым характером распределения максимальных
температур по длине и тем самым воспроизводить не только околошовную
зону, но и гамму примыкающих к ней других участков зоны термического
влияния (рис. 34). Распределение максимальных температур по длине
образца при неравномерном нагреве определяется формой и размерами
выточки и скоростью нагрева. Скорость нагрева металла в различных се-
чениях образца (в интервале 700—1000°) уменьшается от центра к перифе-
рии выточки аналогично условиям нагрева при сварке. Термические циклы
в шести точках измеряют термопарами диаметром 0,1 мм, приваренными
к боковой стороне образца и записывают на шлейфовом осциллографе.
После закалки этих образцов в воде на микрошлифах исследуют структуру
и измеряют твердость в различных участках от центра к периферии вы-
точки.
Исследование влияния пластической дефор-
мации высокотемпературных фаз на их устой-
5 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
65
чивость в заданном температурном интервале
превращения и на механические свойства ме-
талловприсварке.
Для этих экспериментов используют обычные образцы ИМЕТ-1 длиной
150 мм, но без выточки. Например, при изучении влияния пластической
деформации аустенита на его устойчивость в температурном интервале
бейнитного превращения образцы, установленные в зажимы деформирую-
щего устройства машины ИМЁТ-1, нагревают выше Лс3 на 100—500° и ох-
лаждают с различными скоростями, обеспечивающими в отсутствие дефор-
мации получение чисто мартенситной структуры. Деформацию аустенита
(растяжением) производят либо в процессе непрерывного охлаждения,
либо после охлаждения до некоторой постоянной температуры с последую-
щей выдержкой при ней в течение различного времени с дальнейшим рез-
ким охлаждением до комнатной температуры. В первом случае температуру
деформации изменяют в интервале 850—400°, а во втором — в пределах
500—300°.
Аналогичную методику применяют и при исследовании термомеха-
нической обработки сталей и сплавов титана, а также при механико-
термической обработке, если режимы последней предусматривают де-
формацию при повышенных температурах или нагрев с целью полигониза-
ции структуры.
§ 13. Пробы для исследования свойств и структуры
зоны термического влияния в зависимости
от технологии и режимов сварки сталей
Валиковая п р о б а [6, 641 по ГОСТ 13585—68 заключается в наплав-
ке валиков на пластины средней толщины (14—30 мм) размером 220 х
X 500 мм с различной погонной энергией дуги. Затем поперек валиков
вырезают образцы для испытаний на статический и ударный изгиб, для
измерения твердости и анализа структуры металла околошовного участка
зоны термического влияния. Надрез располагают под наплавленным
валиком параллельно поверхности проката так, чтобы дно надреза нахо-
дилось в околошовном участке на глубине 0,5 мм от границы проплавле-
ния.
Следует отметить, что результаты испытания таких образцов зависят
от степени обжатия того слоя проката, в котором расположено дно надреза,
и не характеризуют средних значений свойств металла в пределах толщины
образца. Поэтому полученные результаты не могут быть сопоставлены
с данными испытаний образцов основного металла по ГОСТ 9454—60,
9455—60 и 9456—60, у которых надрез расположен перпендикулярно
поверхности проката.
Другой вариант той же пробы устраняет отмеченные недостатки.
Он предусматривает наплавку валика на собранную в зажимном приспо-
соблении составную пластину из брусков размерами 6хх(12—18) х (200—
450) мм, вырезанных из листов исследуемого металла толщиной 6 мм.
Составную пластину собирают так, чтобы наплавка валика-производи-
лась на поверхности реза брусков (рис. 35). Количество брусков для
составной пластины определяют из расчета необходимого числа образ-
цов на каждый режим наплавки, предусмотренный программой испыта-
ний. Наплавленную составную пластину освобождают из приспособления
и подвергают свободному охлаждению на воздухе. Затем бруски поочеред-
но отделяют один от другого в тисках, предварительно удалив механиче-
66
ским путем утолщение наплавленного валика. Из них изготовляют образ-
цы для испытаний на ударный и статический изгиб по ГОСТ 6996—66.
Количество составных пластин принимают равным количеству испытыва-
емых режимов наплавки.
Валиковая проба позволяет определить следующие характеристики
материала в зависимости от режима наплавки:
а) ударную вязкость надрезанного образца. При этом определяется
диапазон режимов наплавки, обеспечивающих наибольшую сопротивля-
емость металла околошовного участка хрупкому разрушению и наимень-
шее разупрочнение зоны термического влияния в результате естествен-
ного термического старения, вызванного Процессом сварки (как в пробе
Чабелки);
Рис. 35. Образец валиковой
пробы
/ — наплавленный валик;
2 — заготовки для испытаний;
3 — краевые участки
б) критическую температуру хрупкости металла околошовного участка.
В качестве критической температуры хрупкости сталей условно принима-
ют температуру, при которой хотя бы один образец из испытываемой пар-
тии обладает ударной вязкостью не более 2 кГм/см2 [58];
в) величину относительной статической вязкости металла около-
шовного участка (определяют по диаграмме «нагрузка—деформация» при
статическом изгибе надрезанных образцов [58]). Численное значение
величины относительной статической вязкости выражают как отноше-
ние работы излома ко всей работе разрушения образца;
г) размер зерна металла околошовного участка. Полученные данные
характеризуют склонность испытываемого металла к росту зерна при
перегреве;
д) наибольшую твердость металла околошовного участка (в зависи-
мости от скорости охлаждения). Совместно с данными металлографиче-
ского анализа эти данные характеризуют склонность испытываемого метал-
ла к подкалке; по ним устанавливают пределы значений скорости охлаж-
дения, обеспечивающие оптимальные механические свойства металла
околошовного участка. Эта характеристика необходима при разработке
рациональных технологических режимов сварки разных типов соединений
и исследованного металла различной толщины*
Совокупность перечисленных выше характеристик позволяет оценить
свариваемость металла и служит основой для выбора оптимальной техно-
логии и режимов его сварки.
Проба Чабелки [66] для испытания на свариваемость низко-
углеродистых конструкционных сталей в действительности позволяет
определить их склонность к разупрочнению зоны термического влияния
в результате естественного термического старения, вызванного процес-
сом сварки. Проявляется старение в узком участке зоны термического
влияния, нагреваемого (при сварке) до температуры 100—300°С и обычно
расположенного на расстоянии около 25 мм от края шва. Автор пробы
5*
67
экспериментально доказал, что основной причиной этого старения служит
содержание в стали газов, превышающее следующие допускаемые значе-
ния: 0,005% О2, 0,005% N2 и 0,0005% Н2.
Для выполнения пробы сваривают встык заготовку (рис. 36) из двух
.пластин размером 150 x 320 мм наибольшей толщины из числа применяе-
мых в заданной конструкции. Разделку кромок для сварки пластин осу-
ществляют так, чтобы одна из них была без скоса. Технологию и режим
.сварки принимают такими же, какие установлены для сварки заданной
конструкции. После сварки среднюю часть заготовки сострагивают до
толщины изготовляемых образцов (10 или 5,5 мм). Затем производят раз-
метку заготовки, согласно рис. 36 так, чтобы ось надреза каждого после-
дующего размечаемого ударного образца находилась на указанном возрас-
тающем расстоянии от оси сварной заготовки. Всего из нее изготовляют
14 ударных образцов типа Менаже, в том числе 2 из основного металла
(для сравнения).
Рис. 36. Схема вырезки ударных
образцов по методике пробы Ча-
белки
а — односторонняя разделка кромок;
б — двухсторонняя разделка; в — циф-
ры на образцах указывают расстояние
надреза от границы сплавления шва с
основным металлом (М — образцы для
металлографического анализа; Z — края
пластин, отрезаемые перед вырезкой
образцов; N — приставные планки для
сварки; х — отметки оси шва)
Рис. 37. Образцы Шнадта с над-
резом разной остроты и без надреза
68
Рис. 38. Изменение свойств околошовной зоны стали 23Г при наплавке на пластины тол-
щиной 16 мм в зависимости от погонной энергии дуги
а — изменение удельной работы разрушения при статическом изгибе Аи и ударной вязкости аи
образцов Менаже, твердости НВ и среднего диаметра зерна d по данным валиковой пробы; б —
изменение ударной вязкости образцов Шнадта с остротой надреза 0,025 мм\ 0,5 мм\ 0,1 мм и без
надреза
Образцы испытывают при комнатной температуре. Их результаты при-
знают удовлетворительными, если ударная вязкость каждого образца
с надрезом в зоне термического влияния окажется не менее 50 % величины
ударной вязкости основного металла и во всяком случае не ниже 3 кГм/см2.
При получении неудовлетворительных результатов испытание повторяют
с удвоенным количеством образцов. Результаты повторного испытания
считаются окончательными.
По описанной пробе испытывают только низкоуглеродистые конструк-
ционные стали главным образом конверторного производства и кипящие
мартеновские.
Следует отметить, что проба Чабелки после некоторых видоизмене-
ний была успешно использована в отдельных исследованиях для оценки
ударной вязкости и твердости металла зоны термического влияния угле-
родистых и легированных сталей в широком диапазоне изменения погон-
ной энергии и с применением различных вариантов технологии сварки
[1, 29, 30]. Для такой расширенной пробы были сварены в стык пластины
размером 250x500x16 мм. Увеличенная ширина пластин была принята
с целью предотвращения влияния краевого эффекта на процесс распростра-
нения тепла при сварке, а увеличение их длины определялось необходи-
мостью изготовления большого числа (78 шт. вместо 14 шт.) ударных- об-
разцов из каждой сварной заготовки. В таком варианте описанная проба
значительно дополнила результаты валиковой пробы, выполненной в
упомянутых исследованиях с применением сплошных пластин для наплавки
валиков.
69
Проба Шнадта [65] была рекомендована для изучения влияния
радиуса надреза на ударную вязкость основного металла и околошовной
зоны при наплавке только на одном из режимов. Однако более целесо-
образно использовать эту пробу в виде дополнения к валиковой пробе
для всего диапазона изменения погонной энергии дуги. Для этого из
части ударных образцов, вырезанных из пластин валиковой пробы, изго-
товляют-образцы X. Шнадта с надрезами V-образной формы и различ-
ными радиусами закругления, а также без надреза (рис. 37). Вершины
надрезов или верхняя грань образцов без надрезов располагаются также
на глубине 0,5 мм от границы проплавления. С противоположной стороны
просверливают отверстие диаметром 5 мм, которое предназначается для
устранения влияния сжатых волокон на величину энергии разрушения.
«Живое» сечение образца составляет 30 мм2. В отверстие вставляют с
плотной посадкой штифт из закаленной стали, который воспринимает
удар маятника копра.
На рис. 38 в качестве примеров приведены данные валиковой пробы
и пробы X. Шнадта, а на рис. 39 — пробы Ю. Чабелки для стали 23Г
(в последнем случае наилучшая технология по варианту «б»).
Рис. 39. Изменение ударной вязкости ан и твердости НВ в зоне термического влияния
стали 23Г толщиной 16 мм в зависимости от расстояния от границы сплавления основного
металла со швом (по данным пробы Чабелки)
а — при однопроходной сварке (q/v — 14 800 кал/см); б — при двуслойной сварке с полным охлаж-
дением первого слоя (q/v = 10 700 кал/см); в — то же, с неполным охлаждением
§ 14. Метод ИМЕТ-4 для исследования сопротивляемости сталей
замедленному разрушению при сзарке
Метод и машина ИМЕТ-4 были разработаны авторами в 1959—1960 гг.
(67, 68, 69] и предназначены для сравнительных количественных испы-
таний на замедленное разрушение стали и сплавов титана в состоянии
после обработки с различными температурными и деформационными воз-
действиями, например после закалки, термического цикла сварки (для
околошовной зоны), термомеханической обработки и др. Каждый из этих
Рис. 40. Образец для испытания
сталей на замедленное разрушение
в машине ИМЕТ-4 (толщина образ-
цов^ в пределах 1—3 мм)
видов обработки воспроизводится в самой машине на плоских образцах
из основного металла (рис. 40) путем программированного нагрева током
с нагружением их в требуемом интервале в процессе охлаждения с после-
дующей выдержкой при постоянной растягивающей нагрузке до разруше-
ния.
Машина ИМЕТ-4 состоит из рычажных устройств для нагружения
висящим грузом образцов, подобно стандартным испытаниям на длитель-
ную прочность (10 стоек), и нагревателя, работающего по тому же прин-
ципу, что и в установке ИМЕТ-1.
Рис. 41. Изменение разрушающего на-
пряжения ор в зависимости от време-
ни выдержки /р образцов сталей под
нагрузкой в машине ИМЕТ-4. Струк-
тура всех образцов — мартенсит с ос-
таточным аустенитом. Кривая Т (t) —
ветвь охлаждения термического цикла
околошовной зоны, которому были
подвергнуты образцы
Условия испытания: нагрев со скоростью
ВО—100 град/сек (при 700—900°) до 1300—
1340°; охлаждение со скоростью 30—40
град/сек (при 600—500°); первое нагруже-
ние до 30 кГ/мм* в интервале 550—400°
{степень деформации образцов в шейке на
€азе 10 мм е = 3%); второе нагружение в
интервале 270—150° до полного напряже-
ния; Н — начало первого нагружения
{стрелками указаны неразрушившиеся об-
разцы).
Стали: / — 40ХГСНМТА; 2 — 40ХГСА;
«3 — 45ХНМТА; 4 — 45ХМА
71
При испытании стальных образцов на замедленное разрушение^ в
которых воспроизводят термические циклы и деформацию металла около-
шовной зоны, параметры и последовательность операций принимают
следующими: нагрев до Ттах = 1300—1350°, непрерывное охлаждение с
последовательным нагружением образцов сначала в интервале 550—400°
для достижения степени деформации аустенита, близкой к сварочной
(обычно до напряжения о = 30 кГ/мм2), а затем в интервале 270—110°
до полного заданного напряжения. Параметры нагрева и охлаждения для
стали каждого состава подбирают исходя из требуемого соотношения струк-
турных составляющих после полного охлаждения (с помощью структур-
ных диаграмм) и с последующей их корректировкой в связи с влиянием
пластической деформации на устойчивость аустенита.
В процессе нагружения и при последующей выдержке под нагрузкой
пластическую деформацию образцов измеряют с помощью индикатора»
установленного между зажимами. Кроме того, производят многократные
измерения шейки образца в процессе выдержки вплоть до момента разруг
шения.
На рис. 41 в качестве примера показаны результаты испытания на
замедленное разрушение ряда сталей. Критериями оценки в этих испыта-
ниях служат минимальное разрушающее напряжение oPmin и время до
разрушения /р при этом напряжении.
В принципе метод испытаний на замедленное разрушение близок к
испытаниям металлов на длительную прочность. В 1958 г. аналогичный
метод был предложен Н. Н. Прохоровым и Э. Л. Макаровым непосредствен-
но для сварных соединений таврового типа, нагружаемых в процессе охлаж-
дения при сварке постоянней нагрузкой [15]. Разработанная ими машина
ЛТП позволяет получить сравнительные количественные данные о сопро-
тивляемости сварных соединений образованию холодных трещин при свар-
ке и обладает рядом важных достоинств, к которым относится учет факто-
ров технологии сварки (тип электродов, флюсов и присадочного металла,
в частности в связи с влиянием вносимого ими водорода и химической
неоднородностью на границе сплавления), конструкции сварного соедине-
ния и т. д.
Создавая машину ИМЕТ-4, мы сознательно пошли на ряд упрощений
(исключение взаимодействия между металлом шва и основным металлом
в зоне сплавления, применение тонкого плоского образца и т. д.). При
этом, с одной стороны, мы преследовали цель в более чистом виде коли-
чественно исследовать и проанализировать влияние на механизм замедлен-
ного разрушения и образования холодных трещин таких важных факто-
ров, как деформация аустенита, его однородность и размер зерна, усло-
вия охлаждения, определяющие структурное состояние околошовной
зоны, и т. д. С другой стороны, мы стремились расширить условия испы-
таний в область таких смежных областей технологии, как термическая
(закалка) и термомеханическая обработка стали, которые отличаются от
сварки не только по параметрам термических циклов, но и по условиям
деформации аустенита.
При сварке стали зародыши холодных трещин в основном металле
образуются не на самой границе сплавления, а, как правило, на расстоя-
нии одного-двух крупных зерен в околошовной зоне [16]. В существен-
ной мере это обусловлено тем, что за время контакта твердого основного
металла с жидким металлом сварочной ванны в участке химической неодно-
родности, расположенном у границы сплавления со стороны основного
металла в пределах части одного крупного зерна околошовной зоны, содер-
72
жание углерода снижается вследствие диффузии его в жидкий металл
ванны и при последующем охлаждении с относительно высокими скорос-
тями не успевает полностью восстановиться [26, 71, 72].
С этой точки зрения, неучет в наших испытаниях взаимодействия
между металлом шва и основным металлом не вносит принципиальных
ошибок. Наоборот, это позволяет более точно проанализировать влияние
системы легирования, содержания углерода и вредных примесей в основ-
ном металле на сопротивляемость его замедленному разрушению и обра-
зованию холодных трещин. В то же время результаты таких испытаний
не позволяют дать точную технологическую оценку поведения этого метал-
ла при сварке с применением того или иного присадочного материала.
Что же касается водорода, то изучение его влияния на замедленное
разрушение по методике ИМЕТ-4 легко осуществляется путем наводора- \
живания образцов основного металла перед опытом или при нагреве в
камере с водородом. Для сталей проведение подобных исследований уже /
не представляет особого интереса в связи с большой изученностью
этого вопроса, а также потому, что в нашей практике для сварки ответствен1
ных конструкций из высокопрочных сталей применяются преимуществен-
но низководородистые электроды, флюсы или инертные газы. Содержание
же водорода в современных легированных сталях ниже и не превышает
0,3 — 0,4 ли/100 г.
Для того чтобы результаты испытаний сталей по методике ИМЕТ-4
могли быть использованы не только для сравнительной оценки сопротивля-
емости их замедленному разрушению, но и для оценки склонности к обра-
зованию холодных трещин при сварке реальных сварных соединений,
устанавливают корреляцию между результатами этих испытаний и сварки
проб различной жесткости [69].
§ 15. Сварные жесткие пробы для оценки сопротивляемости сталей
образованию холодных трещин
Для сравнительной оценки склонности закаливающихся перлитных и
мартенситных сталей к образованию холодных трещин при сварке наи-
больший интерес представляют две современные пробы — CTS и кресто-
вая. Они с успехом применяются при выборе марок сталей для сварных
конструкций и при разработке режимов и технологии их сварки и свароч-
ных материалов. Обе эти пробы широко известны и достаточно хорошо
изучены. Наши сравнительные исследования этих проб показали, что
проба CTS является менее жесткой, чем крестовая [1, 2, 48, 69]. 1
Проба С Т S (проба с регулируемой термической жесткостью)
позволяет ступенчато изменять скорость охлаждения околошовной зоны
[1, 73, 74]. Она была разработана в Британской исследовательской ас-
социации йо сварке, и после детальных сравнительных исследований в
ряде стран рекомендована IX комиссией Международного Института
сварки в качестве пробы для исследовательских испытаний.
. Образец пробы CTS (рис. 42, а) собирается из одной нижней основной
пластины 1 размером 280 х 100х6хл/л/ и двух верхних пластин 2 размером
75x75xj62 л*лг, изготовленных из исследуемой стали. Чаще всего пластины
выбирают одинаковые по толщине (Sx = 62)- Пластины 2 прикрепляются
к пластине 1 болтами и затем привариваются связующими (фланговыми)
угловыми швами. Связующие швы С свариваются в два.слоя. Перед нало-
жением каждого контрольного (лобового) внутреннего КВ или наружного
КН шва образец полностью охлаждается на спокойном ъоздухе до комнат-
73
Рис. 42. Сварные жесткие пробы для оценки склонности закаливающихся сталей к образо-
ванию холодных трещин
а — проба CTS (показана одна половина образца); б — крестовая проба
ной температуры. Контрольные швы КН и КВ свариваются в один слой.
В связи с различными условиями теплоотвода в середине (шов КВ)
и у кромки (шов КН) пластины 1 скорость охлаждения в околошовной
Зоне шва КВ примерно в 1,5 раза больше, чем у шва КН. С целью ступен-
чатого изменения скорости охлаждения и жесткости сварных соединений
исследования проводят на образцах из пластин нескольких толщин.
В табл. 8 приведены примененные нами три варианта толщин (6, 16
и 25 мм) и соответствующие им восемь значений скорости охлаждения
околошовной зоны. Скорости охлаждения определены по эксперименталь-
Таблица 8
Параметры термических циклов околошовной зоны при сварке пробы CTS
в зависимости от толщины образцов и режимов сварки
Вариант н положение шва Толщина пластин 8, мм Режим сварки Скорость охлаждения w0 при 500е, град/сек Длительность нагре- ва tH до Т'н в 1400°, сек Скорость нагрева в интервале 80—1000®, град/сек Г, сек Г, сек
ток, а напряжение на дуге, в скорость сварки v, см/сек погонная энергия q/v, ккал/см
I КН 1 I кв J 6 200—230 25—28 0,29 3,2 ( 4,0 1 5,5 7,5 300 2,2 18,0
II КН I II КВ J 16 200—230 25—28 0,29 3,2 (12,0 115,0 7,0 350 2,0 9,0
III КН 1 III КВ J 25 200—230 25—28 0,29 3,2 (17,0 128,0 5,3 400 1,5 7,0
IV КН ) IV КВ J 25 200—220 27—28 0,5 2,0 (27,0 136,0 — — — —
Примечания: 1. У ОНИ 13/85 диаметром сваркой лект >оды про 2. Катет швов 6—7 мм. Сварка на автомате АД( 5 мм на постоянном токе об каливают. >1000-2 ратной штучными электродами УОН И полярности в положении «в лодочку 13/55 и •>, перед
3. При расчете q/v к. п. д. ци приняты равным 0,7.
74
но измеренным термическим циклам околошовной зоны при сварке швов
КН и КВ с погоцной энергией 320Q и 2000 кал/см.
Температуру записывают на шлейфовом осциллографе с помощью
хромел ь-алюмелевых термопар. Спай термопар вводят в отверстия, про-
•сверленные в нижней пластине, и приваривают разрядом конденсаторов.
Расстояние от границы сплавления до спая термопары составляет 0,5—
1 мм.
После сварки и вылеживания образцов в течение более 7 суток попе-
рек каждого контрольного шва (КН и КВ) вырезают по два темп лета.
На полированых и травленых темплетах выявляют наличие трещин пу-
тем осмотра под микроскопом с увеличением в 20'и 400 раз; кроме того,
на одном из темплетов определяют изменение твердости металла шва и
околошовной зоны и распределение мартенсита по ширине околошовной
зоны.
Критериями оценки склонности стали к образованию холодных тре-
щин в этих испытаниях служит наименьшая (критическая) ступень ско-
рости охлаждения, при которой начинают появляться трещины, и отно-
шение длины L пораженного трещинами участка околошовной зоны к
катету шва.
Работами ряда английских исследователей [50, 75] было установлено
соответствие между образованием холодных трещин при сварке этой про-
бы и критическими температурами 50%-ного превращения аустенита и
конца мартенситного превращения. Например, при сварке Мп—Сг—Ni
сталей электродами с рутиловым покрытием критическая температура
50%-ного превращения соответствует 290° [75]. Если в процессе сварки
стали при определенных условиях охлаждения и жесткости 50%-ное
превращение соответствует более низкой температуре, то в околошовной
зоне, как правило, образуются трещины и тем в большем количестве,
чем ниже эта температура превращения. В этих работах образование тре-
щин связывалось в основном с развитием напряжений второго рода вслед-
ствие частичного или полного мартенситного превращения аустенита и
сопровождающего его выделения водорода, влияние которого, в частности,
проявляется в снижении температуры конца мартенситного превращения.
При применении низководородистых электродов эта критическая темпе-
ратура снижается с 290 до 245° [50]. По данным этой пробы одной из наи-
менее склонных к образованию холодных трещин сталей является Мо—В
сталь «Fortiweld», имеющая в стандартном интервале исследованных ско-
ростей охлаждения температуру 50%-ного превращения 425° и преимуще-
ственно бейнитную структуру [74].
В качестве дополнительных критериев для анализа результатов этой
пробы целесообразно применять: максимальную твердость, максимальное
и среднее по ширине околошовной зоны содержание мартенсита в струк-
туре; температуру 50%-ного превращения аустенита; температуру начала
и конца мартенситного превращения (по данным дилатометрического
анализа на приборе ИМЕТ-ДБ).
Крестовая проба получила в СССР и в США более широкое
применение для оценки склонности сталей к образованию холодных тре-
щин при сварке, чем проба CTS. Размеры образца крестовой пробы, ука-
занные на рис. 42,6, можно рекомендовать на основании работ [1, 76, 77],
в которых изучалось влияние размеров на устойчивость и воспроизводи-
мость результатов пробы.
Образец собирают из одной пластины размером 180 х 150x6 жж и двух
пластин размером 180x70x6 жж, вырезанных из исследуемой стали.
75
Та б л иц а 9
Параметры термических циклов околошовной зоны при сварке 1-го и 4-го швов
крестовой пробы в зависимости от толщины образцов* режимов
сварки и температуры подогрева
- ' 1" Толщина пластин 8, мм Погонная энергия дуги qlv, ккал! см Темпера- тура со- путствую- щего по- догрева или замо- ражива- ния, °C Скорость охлаждения wQ при 500°, град[сек Длитель- ность нагрева /н до Тн —1400°, сек Скорость нагрева wH в ин- тервале 800-1000°, град1сек Г, сек t", сек
1-й шов 4-й шов
1,9 +250 5,4 - -
7 1,9 +200 6,5 7,9 — —- —-
1,9 + 150 — 11,0 — — —* —
- 3,2 +100 2 2,7 13,0 200 5,0 22,0
6 3,2 +20 3 3,5 9,0 250 4,3 18,0
2,0 +20 7,3 7,8 7,0 300 2,0 7,0
2,0 —45 7,5 8,7 — — —. —
6,8 + 100 1,9 2,3 — —
16 8,0 +20 3,4 4,5 19,0 170 5,5 23,0
4,4 +20 8,0 12,0 14,0 260 4,0 13,2
3,2 +20 17,0 18,0 6,0 , 400 1У8 9,2
25 3,2 +20 18,0 24,0 — — — —
Примечания:; I.1] Режимы сварки такие же, как и в табл. 8; регулирование qlv производят за
счет скорости сварки v.
2. Электроды УОНИИ 13/55 диаметром 3; 4 и 5 мм (см. также табл. 8).
При сборке образцы прихватывают по торцам. Сварку всех угловых
швов ведут в положении «в лодочку» в одном направлении в последова-
тельности, показанной на рис. 42, б. В отличие от пробы CTS сварку
этой пробы, как более жесткой, ведут не только при комнатной или от-
рицательной температурах, но и с сопутствующим подогревом. При свар-
ке без подогрева перед наложением каждого последующего шва образец
полностью охлаждают до комнатной температуры на свободном воздухе.
При сварке с сопутствующим подогревом образец предварительно нагре-
вают в печи до температуры подогрева, сваривают первый шов, затем
дают образцу охладиться до температуры подогрева, после чего сварива-
ют второй шов и т. д. Температуру подогрева контролируют термопарой,
спай которой приваривают на расстоянии 25—30 мм от шва. Отдельные
образцы сваривают таким же образом, но в замороженном состоянии.
Последующие исследования и анализ результатов проводят так же, как
и для пробы CTS.
Режимы сварки крестовой пробы и экспериментально измеренные па-
раметры термических циклов околошовной зоны 1-го’и 4-го швов приве-
дены в табл. 9. Сравнение данных табл. 8 и 9 показывает, что кроме более
высокой жесткости при одинаковой толщине пластин скорость охлажде-
ния околошовной зоны 3-го и 4-го швов в крестовой пробе обычно выше,
чем в пробе CTS (в соответствии примерно 2 : 1,5); особенно это заметно
для металла толщиной 16 мм.
Глава III
СОСТАВ, СВОЙСТВА И ХАРАКТЕРИСТИКИ
СВАРИВАЕМОСТИ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
В настоящей главе приведены справочные данные в виде таблиц и иллюстраций, харак-
теризующие химический состав и механические свойства свариваемых сталей, а также
различные сведения, необходимые для установления технологии и режима сварки сталей.
Весь иллюстративный материал этой главы расположен в порядке номеров сталей,
приведенных в табл. 10 (колонка 1). Там же (колонка 2) указаны буквенные обозначения
подписей к рисункам, расшифровка которых приведена в § 16.
§ 16. Условные обозначения диаграмм атласа
(подрисуночные подписи)
А. Диаграмма изотермического превращения
А — аустенит; Ф — феррит; П — перлит; К — карбиды; Б — бейнит; М — мартен-
сит; цифры в кружках — твердость HV или HRC; цифры с % — процент превращения
.. аустенита
Б. Диаграмма превращения при непрерывном нагреве.
А’— аустенит; Ф — феррит; П — перлит, К — карбиды; d — средний диаметр зерна;
wH — скорость нагрева в интервале 700—900°, град/сек; пунктирные линии — данные
других авторов.
В, Диаграмма превращения аустенита при непрерывном охлаждении в условиях тер-
мических циклов сварки (пунктирные линии соответствуют условиям термообработки)
А — аустенит; Ф — феррит; П — перлит; Б — бейнит; М — мартенсит; wo — скорость
f охлаждения в интервале 600—500° С, град/сек; цифры в кружках — твердость HV, кГ/мм*;
цифры на кривых — содержание структурных составляющих (если цифры приведены только
* у линии конца перлитного превращения, то они означают сумму П + Б); Тн — температу-
ра нагрева; tH — время нагрева до Тн; tB — время выдержки при Тн; f — длительность
нагрева выше 900° (ИМЕТ-ДБ и ИМЕТ-1)
Г. Изменение механических свойств и размера зерна аустенита в околошовной зоне
в зависимости от скорости охлаждения при 600—500° (температура нагрева 1300—1350°,
для стали с 12% Сг температура нагрева 1370—1400°, скорость охлаждения при 750—650°;
метод ИМЕТ-1; |х — номер зерна по ГОСТ 5639—65; ср — угол изгиба, град}
Д, Изменение структурных составляющих околошовной зоны в зависимости от ско-
рости охлаждения при 600—500°.
Ф — феррит; П — перлит; Б — бейнит; М — мертенсит; светлые кружки — образцы
ИМЕТ-1; черные кружки — дилатометрические образцы ИМЕТ-ДБ
Е. Изменение механических свойств и размера зерна аустенита в околошовной зоне
в зависимости от погонной энергии дуги при наплавке валиков на пластины
d — размер зерна, мм; Аи — работа разрушения образцов Менаже при статическом
изгибе (валиковая проба); ар — работа распространения трещины, кГм/см?1
77
Ж- Изменение ударной вязкости околошовной зоны и основного металла (ОМ) i
зависимости от температуры испытания при наплавке валиков на пластины
I, II, III и т. д. — режимы сварки или один оптимальный режим на диаграмме типа Е
А — надрез расположен параллельно поверхности пластины; Б - надрез расположи
перпендикулярно поверхности пластины (валиковая проба)
И. Кинетика изменения механических свойств околошовной зоны в зависимости о:
температуры в процессе охлаждения
wo — скорость охлаждения при 600—500°, град/сек (ИМЕТ-1)
К. Изменение ударной вязкости околошовной зоны в зависимости от погонно]
энергии дуги
Радиусы надреза: 0,025; 0,5 и ос (без надреза); толщина металла 6=16 мм (проб,
X. Шнадта)
Л. Изменение ударной вязкости и твердости в зоне термического влияния в зави
симости от расстояния до границы сплавления
Двухслойная автоматическая сварка листов толщиной 16 мм с полным охлаждение!
1-го слоя (q/v1 = q/v2 = 10,7 ккал/см); I — расстояние от надреза до границы сплавление
(проба Ю. Чабелки) j
М. Микроструктура стали после воздействия термических циклов сварки
температура нагрева 1300—1350°, wQ — скорость охлаждения, град/сек при 600—500е
для стали с 12% Сг температура нагрева 1370—1400° С, скорости охлаждения при 750—650
Примечания:
1. Термические циклы околошовной зоны, принятые при испытании образца
ИМЕТ-1, см. рис. 13; радиус оправки при изгибе равен толщине образцов (3мм); над
рез при испытании на удар имел радиус 1 мм и глубину 1 мм.
2. Образцы ИМЕТ-1 из сталей углеродистых обыкновенного качества, углеродисты;
качественных и низколегированных, а также легированных 40ХГСА, 45ХМА, 45ХНМТА
40ХГСНМТА, 30Х2ГСНВМ, 42Х2ГСНМ, 28ХЗСНВФМА, ЗЗХЗСНВФМА, 43ХЗСНВФМА
35ХВФА и 35ХМФА испытывали на растяжение в стандартных машинах, а образцы все;
остальных сталей — в машине ИМЕТ-1; в первом случае [88] круглых (тип III по ГОСТ
1497—61) и плоских образцов (ИМЕТ-1) примерно одинакова, д выше в 1,5 раза, аф ниж<
и составляет 0,7—0,8 от ф круглых образцов; во втором случае из-за более высокой скоросл
деформации (80—100 проц/сек на базе 10 мм) ф на 25—35% ниже, а вь на 20—30% выше
чем в первом; снижение &ь при высоких wQ на диаграммах ИМЕТ-1, указанное пунктиром
вызвано резким падением предела прочности в связи с образованием трещин в стали.
3. По каждому термическому циклу испытывали 3—4 образца; на графиках дано сред
нее значение этих испытаний (в некоторых случаях и пределы разброса).
78
§ 17. Химический состав и свойства сталей различных групп (углеродистая обыкновенного качества,
углеродистая качественная, низколегированная, легированная, высоколегированная)
Таблица 10
I Номер стали 1 по порядку Типы диаграмм Тип стали страница | атласа* Химический состав, % Механические свойства при +20°С
С Si Мп Сг Ni Мо S Р Прочие 1 1 вь<5 Ф, % 5 i? <3 « ЛИ S е». м Исходное состояние
1 2 3 За 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20
Сталь углеродистая обыкновенного качества (ГОСТ 380—60)
1 В, Д Ст. 2 £5 0,13 0,26 0,56 0,01 0,05 0,01 0,021 0,019 0,20 — — — — — — — — •
0,01 V
2 Е, Ж Ст. 2 95 0,09 0,20 0,41 — — mm» 0,018 0,021 мт. 19-22 34-42 >26 180 '
3 Е, Ж Ст. Зкп Гб 0,19 сл. 0,59 0,03 mm т» 0,065 0,029 0 14 AI 23,8 39,2 27,0 52,3 13,3 Прокат
4 Г, Д. М МСт. 5Гпс 96 0,30 0,14 0,88 — м 0,025 0,054 *т 37,2 56,3 24,7 15,5 То же
5 г, д, м МСт. 5сп £8 0,35 0,24 0,83 — — — 0,039 0,034 0,024 Nj 34,8 62,0 21,2 44,0 4,6 282 — •
0,0045 Л.
6 г, Д, м МСт. 5 100 0,36 0,32 0,66 0,04 0,04 0,03 0,021 Us 0,04 Си 34,0 61,0 15,5 —. 133
7 Е, Ж БСт. 3 102 0,14 0,18 0,57 0,01 — 0,01 0,049 0,053 0.14А1 28,5 43,0 29,1 59,6 14,8 — — •
Сталь углеродистая качественная конструкционная (ГОСТ 1050 1—60)
8 г, д, м 35 103 0,39 0,32 0,69 0,22 0,13 — 0,017 0,021 — 40,8 53,2 ЗОкО — Vr 135 — Нормализация
9 Е 40 1С5 0,40 0,24 0,70 0,03 0,44 — >34 60-72 >19 >45 У, / >9 — То же
10 А 45 105 0,45 0,26 0,67 — — 0,009 т— •мт ттв тт» — «шт
11 Б - М 45 1С5 0,50 0,26 0,58 0,16 0,18 0,021 0,018 — 43,0 74,3 23 41,3 3?5 180 180 Нормализация 850®
12 В 45 106 0,44 0,22 0,66 0,15 — — 0,029 0,022 —
Сталь низколегированная конструкционная (ГОСТ 5058—65, ГОСТ 5058—57)
• 1. Марганцовистая
13 Е, Ж 09Г2 109 0,13 0,20 1,59 0,15 сл. 0,015 0,027 0,29 Си 39,5 57,5 15,5 51,5 15,5 __ Прокат
14 Е, Ж 10Г2У 109 0,08 0,37 1,26 — — 0,03 0,028 —
15 Г. Д, м 10Г2Б НО 0,09 0,33 1,28 — — — 0,031 0,023 0,04 Nb 43,6 55,8 25,8 49,9 19,6 178 — Прокат
16 А, Е, Ж 14Г2 112 0,18 0,30 1,62 0,22 0,12 0,023 0,026 37,1 60,2 25,6 58,4 7,1 То же
17 Г, Д, М 18Г2АФпс 113 0,19 0,11 1,50 — — — 0,029 0,011 o,io”v, 52,3 63,6 26,6 53,2 10,9 187 — Нормализация
0,021 Nt
... ♦ В этой графе указана страница данного атласа, на которой’приведена соответствующая диаграмма или микроструктура,
о
18 19 20 А, Е, Ж Е, Ж Е, Ж 16ГС 16ГС 16ГС 115 116 116 0,13 0,18 0,19 0,54 0,72 0,68 1,25 1,39 0,85 0,15 0,25 0,10 0,13 — 0,020 0,022 0,023 0,022 0,023 0,015 0,71 Си 35,6 41,0 35,5 51,5 62,0 52,5 31,1 26,1 25,0 65,8 56,2 55,7 9,2 6,9 11,1 — — Прокат Нормализация То же
21 Е, Ж 17ГС 117 0,23 0,60 1,20 0,05 0,07 — 0,025 0,022 0,03 Си >34 >5) >23 — >3,5 при -40° — 180
22 Е, Ж 10Г2СД 118 0,12 0,86 1,40 0,03 3. Ма рганцс 0,023 свиста. 0,031 я с та 0,23 Си таном 43,2 55,8 24,2 45,0 12,6 Прокат
23 Г | 10ГТ |118 ! I о,ю | 0,50 | 1,30 1 - 1 - | 0,020 | 0,019 I Т1< 1 0,025 | 35,3 | 50,8 | 35,8 Нормализация
4. Хрдмокремнемарганцевая
24 Е, Ж 14ХГС 119 0,12 0,85 0,85 0,32 — — 0,026 0,032 — >35 >50 . >22 — >4 — 180 Нормализация
При —40*
25 А, Е, Ж 14ХГС 119 0,14 0,45 0,65, 0,73 сл. — 0,023 0,021 — 29,0 49,0 20,1 63,0 — Прокат
26 Г. Д, М 08ХГСНД 120 0,03 0,97 0,65 0,82 —*• 0,014 0,003 —
27 Г, Д 12ХГСМФ 120 — — — — — — — — — — — — — 230 —
5. Хромомарганцевоникелевая
28 29 30 А, Е, Ж Е, Ж Е, Ж 12ХГН 12ХГН 15ХГН 123 124 124 0 ,13 0,13 0,17 0,15 0,19 0,27 0,96 0,92 1.25 0,30 0,38 0,36 1,12 1,Н 1,21 — 0,031 0,031 0,026 0,013 0,018 0,016 0,08 с» 36,7 31,8 45,1 49,5 50,6 66,7 21,8 33,5 23,6 48,3 68,4 53,0 7,2 12,3 10,1 — — Прокат То же •
31 rf д, м 12ХГНМ 125 0,10 0,27 0,74 0,61 0,56 — 0,011 0,017 47,6- 49 59,3— 61 19,7— 22 68-66 12,6- 14,0 187— 197 — ' Закалка 4- отпуск 680°
32 г. д, м 15ХГНМ 127 0,16 0,37 1,12* 0,86 0,79 — 0,018 0,020 — 53,3— 54 63,7— 64 17,3— 17,8 60- 62,6 8,7-, 7,9 217- 229 — То же
6. Хромомарганцевая
33 Е, Ж 14ХГ2 129 0,17 0,34 1,62 0,67 0,41 0,021 0,027 — 62,9 89,8 18,8 37,4 4,1 Прокат То же
34 Е, Ж 10ХГ2Н 129 0,10 0,33 1,60 0,28 1,08 — 0,027 0,026 0,07 Си 62,9 89,8 18,8 37,4 4,1 *— —
35 Е, Ж 10ХГ2СН 130 0,13 0,55 1,31 0,98 0,55 — 0,032 0,023 -м 44,8 713 22,5 40,0 9,8 —— —— а
36 г, д, м 17ХГ2САФР 131 0,16 0,52 1,45 0,81 — — 0,024 0,016 0,11 V, 0,003 в 48,8 68,5 24,7 68,7 17 207 — •
М. X. Шоршоров, В. В. Белов
37 38 Е 1 Е 10ХСНД 15ХСНД 133 133 <0,12 0,20 0,8— 1,1 0,41
3d А 40Х 134 0,44’ 0,22
40 Б — М 40Х 131 0,40 0,37
41 В 40Х 134 0,41 0,25
42 Б - М 23Г 139 0,23 о,з
43 В 23Р 139 0,23 0,40
Г. Д i 25Г2Л 143 0,23 0,34
Г, Д 30Г2Л 143 0,29 0,28
46 | г, д, м I 25ХГФА |144 | 0,25 | 0,24 |
47^ I в - Ж, к| 1 Я - М 1 i 36СГНА 14б2| 0,36 | -1
i 48 | . г 12МХ ) 150 0,13 i 0,26
49 А, В зохм 150 Ь,’зо 0,22
50 Г, д, м ЗОХМА 151 0,31.
51 ‘ г,д,и,м\ 35ХМ 153 J 0,36 0,23
^2 ; в, г, д 45ХМА । 155: 0,46 \ 0,29 ।
V» г в, г д 35ХМФА 1 15.6; 0,36 | 0,31 |
й
54J 1 , _ ЖСМ ‘| 157 | 0,25 | 0,31 |
7. Хромо-кремненикелевая с медью
0,54 0,8 0,6- 0,5— —. <0,040 <0,035 0,4- >40 >54
0,9 0,8 0,6 Си
0,74 0,59 0,54 0,08 — — 0,40 Си >35 >50
Сталь легированная конструкционная (ГОСТ 4543- -61)
1. Хромистая
0,80 1,04 0,26 0,04 0,023 0,030 0,17
Си,
V<
0,01
0,62 0,95 0,16 — 0,017 0,021 — 79 94,1
0,71 1,06 0,22 0,02 0,024 0,031 0,17 Си — —
2. Марганцовистая
1,64 0,14 0,20 0,03 0,025 0,026 -т 71,6 82,5
1,53 0,03 0,010 0,019
1,22 0,04 0,04 —- — —•
1,48 — — — 0,04 0,04 — — —
3. X ромомарганцевая
0,92 | 0,99 | 0,18 | 0,020 | 0,019 | 0,18 V
4. Кремнемарганцевая с никелем
-| -1 761 192 |
5. Хромомолибденовая
0,55 0,52 — 0,50 — — — 28,0 52,0
0,64 1,01 0,11 0,24 0,012 0,011 0,19 Си - —
>75 >95
0,54 1,03 0,15 0,60 0,035 0,025 — 58,5 77,0
0,60 - 0,93 ’ 0,30 > 0,35 0,012 0,016 __
0,51 ; 1,13 | 0,22 | 0,30 0,030 0,024 0,11 V 85 99

Никельмолибденовая с марганцем
1,04 | 0,17 | 0,72 | 0,25 | 0,026 | 0,022 | 1 92 | 98 |
>19; >21 180 180 ’ Закалка + отпуск Прокат
— — — — — —
17,8 53,3 9 270 180 Закалка 860°+от- пуск 600°
— —
17,2 53,5 7,0 270 180 Закалка 870° + от- пуск 610°
— — — 215 — Нормализация 900°
135
- | “ | 160 |- I Закалка 880® 4- от- 1 пуск 320®
6 1 32 | 3,8 | 500 | 44 | Закалка 880® 4- от- пуск 210®
18,0 59,0 ; 7,0 131 — Нормализация 920°+отпуск 630°
— — — — — —
>12 >50 >9 — — Закалка 880® 4* от- пуск 540®
16,0 51,0 6,2 220 — Закалка 850° 4- от- пуск 600®
— — —- 205 Отжиг
12 5 5 53 ?,1 : i 302 — Закалка 4* высокий отпуск
151 611 8,0 | 330 | 180 | Закалка 870® 4- от- пуск 530°
Т а б л и ц а 10 (продолжение)
Номер стали 1 ПО ПООЯЛКУ к Типы диаграмм Тип стали 1 Страница ат- ласа* Химический состав, % Механические свойства при +20*С
С Si Мп Сг : Ni Мо S р Прочие i °г» кГ!мм* 1 , с£- «o' * АН <р, град Исходное состояние
1 2 3 За 4 5 6 7 * 8 9 10 11 12 1 13 14 15 16 17 18 19 23
7. Никелевая
55 В 25НЗ 158 0,30 0,32 0,51 0,07 3,03 0,007 0,011
56 в-ж, к, 25НЗ 158 0,21 0,26 0,48 0,07 2,82 0,025 0,019 66 74 22 59 8,0 235 180' Закалка 840*+от-
л, м 1 пуск 630°
8. Хромоникелевая
57' в 12ХН2" 162 0,13‘ 0,31 0,51 1,50 1,55 0,06 0,009 0,023 v< — —.
0,01
58 Б-Ж, К, л, м 12ХН2 162 0,17 0,28 0,55 1,02 1,64 — 0,022 0,026 — 65,3 78,0 21,2 46,6 6,5. 207 180 Прокат
Я Хромок ремне марганцевая
59 в, г, д 20ХГСА 166 0,22 ’ 1,12 0,91 0,87 0,21 — 0,017 0,023 0,15 — — — 230 Закалка 880*+от-
Си пуск 600*
60 в-м 20ХГС 167 0,24 0,99 0,83 0,93 0,17 0,019 J0,025 76,2 89,7 18,7 52,3 6,5 240 180 Закалка 880°+от-
пуск 620°
61’ Е 20ХГС 170 0,24 1,0 0,97 1,12 0,28 0,02 0,03
62‘ Г, Д, м 25ХГСА 170 . 0,27 0,98' 0,90 1,00 0,16 0,023 0,020 — — — — — 160 Отжиг
63 Г 25ХГСЙМА 172 0,24 — — — — 0,013 0,012 — — — — — 225 — Отжиг
6^ В, F, Д, М 30XFGA 172 0,30 1,12 0,93’ 1,03 0,281 о; 017 0,021 0,1-4 —- — 174 — То же
Си
65 А - М 35ХГСА 175 0,38 1,32 0,99 1,16 0,16 — 0,022 0,020 — 80,2 98,5 19,8 47,7 3,5 310 180 Закалка 880°+от-
пуск 570°
66 в, Г, д 40ХГСА 179 0,42 1,25 1,08 1,34 0,33 0,012 0,015 — — — — — — 200 —— Отжиг
67' В, г, д 40ХГСНМТА 180 0,37’ 202 То же
68 г 30Х2ГСНВМ 181 0,28 1,07 1,08 1,65 1,04 0,50 0,012 0,020 1,10 — — — — 240 — Закалка 940*+от-
W пуск 200-220*
69 г 42Х2ГСНМ 181 0,42 200 — То же
10. Xромомарганцевоникелевая
70 г 08Х3.5ГНВФ 182 0,08 — — — — —. 205
71 г ЮХЗГНВФБ 182 0,10 — 113 и — 7,5 320 — Нормализация
и отпуск
72 г 13ХЗГНВФБ 182 0,13 — 102 9,5 — 4,6 320 — То Же
11. Xромомарганцевована иевая
73 г 12ХЗ,5ГВФБ 183 0,12 — 108 12 6,4 310
74; | г 13ХЗ|5ГВФБ 183 0,13 — — — — —• — 121 11,5 — 7,3 340 г
75 1 г 12X4,5ГВФ 183 0,12 — — U— — — — — — 127 10,6 — 5,5 330
76 г 15X3,5ГВФ 184 0,15 — — — — — — — 180 —
12. Хромок ремненикелевая
77 г 25ХСНВФА 184 0,23 — 0,011 0,013 225
78 г ЗОХСНВФА 184 0,30 — — —- 0,014 0,014 210
79 г, д 28ХЗСНВФМА 185 0,27 230
80 Г, д ЗЗХЗСНВФМА 186 0,33 285
81 г, д 43ХЗСНВФМА 187 0,43 13. Xi DOMOHU кельме ди б det ювая 220 —
82 В, г, д 45ХНМТА 187 0,48 0,015 0,012 206
83 г 12Х2Н4МД 188 0,12 245 —
84 г 16Х2Н4МД 189 0,16 260
85 г 19Х2Н4МД 189 0,19 14. Хр омовол ьф рам ованад иевая 255 —
86 г 10X2,5ВФА 190 0,10 — 60 52 119
87 г 12ХЗВФА 190 0,12 — — 64 53 119
88 г 13X2,5ВФА 190 0,13 — — — — — — — — — 105 15 60 6,0 115 —
89 г 17X2,5ВФБ 190 0,17 145
90 Б, В, Д, Е, ж, к, л 18Х2ВФ 191 0,14 0,31 0,41 2,28 0,13 — 0,017 0,017 0,4 W, 0,21 V 77 85 20 62 7,0 290 18
91 г 20X2,5ВФ 193 0,20 145
92 в, г, д 35ХВФА 193 0,38 0,36 0,60 1,16 16. 0,19 Хромо никель 0,030 вольфъ 0,024 хамова 0,74W, 0,12 V надиевь 78 ая 90 15 44 5,0 225 —
93 г 11ХЗНВФ (типа ЭИ712) 194 0,11 0,18 0,72 3,04 0,94 - - - 0.56W, 0,13 V — — - — 155 -
94 г 13X2,5НВФ (типа ЭИ712) 195 0,13 0,30 0,76 2,50 1,18 — — — 0,86W, 0,25 V 73 — 31 — ' 158 —
95 г 17X3,5НВФ (типа ЭИ712) 195 0,17 0,26 0,63 3,49 1,17 — — — 0,84 W, 0,25 V 88 — 35 — 206 —
96 г 22X2,5НВФ (типа ЭИ650) 195 0,22 0,25 0,58 ; 2,34 1,17 — — — 1,19W, 0,18 V — 136 16 56 7,8 - —
97 г 10Х3.5НВФБ (типа ЭИ712) 196 0,10 0,28 0,63 3,43 0,97 — 0,86 W 0,11 V 0,13 Nb — 115 12 — 6,8 310 —
98 г 10Х4НВФБ (типа ЭИ712) 196 0,10 0,29 0,63 3,92 0,79 — 0,91 W 0,13 V 0,13 Nb — 123 10 — 6,8 310 —
99 г 12ХЗНВФБ (типа ЭИ712) 196 0,12 0,29 0,63 3,02 0,80 — 0,92 W 0,20 V 0,12 Nb — 101 13 — 6,3 321 —
100 г 15Х2,5НВФБ (типа ЭИ712) 197 0,15 0,30 16. X 0,63 громон\ 2,55 икельм 1,28 олибде 0,12 Nb нована диевая и хро 0,93W, 0,25 V МО МО ЛЬ ьбденое 106 \анадш 12 мая — — — —
0* * 101 г 11Х2НМВФ 197 0,11 — 94 14 — 7,8 310 —
1(Й Б, в, Г, Д 20Х2МФ 197 — 235 180
С» 00 103 В, Г. Д, м 16X2,5МВФ 199 0,16 0,13 0,32 2,70 0,19 0,47 0,027 0,018 1 ),60W, 0,60 V 84 92 15 58 з,з 220 -
Отжиг
То же
Отжиг
Закалка и от-
пуск
То же
Отжиг
То же
Нормализация
900°+отпуск 550°
Отжиг
Закалка 880° +от-
пуск' 580°
Отжиг
Закалка и высокий
отпуск
Отжег
То же
Отжиг
Нормализация
900°+отпуск 550®
Нормализация
и отпуск
То же
Нормализация
900° +отпуск 500°
То же
Закалка 1100® +от-
пуск 680°
Закалка 1120®+от-
пуск 680®
Таблица 10 (окончание)
1 Номер стали 1 । по порядку 1 Типы диаграмм Тип стали Страница атласа* Химический состав, % Механические свойства при +20°C
С Si Мп Сг Ni Мо S Р. Прочие 21 СЧ 21 eP *o Ф, % ан • кГм1см2 AH <P, град Исходное состояние
1 2 3 За 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20
104 Г Стали и сплав Х5М ы в 201 ысокол 0,14 егиров 0,38 внные 0,44 корроз 4,98 ионное 1. 2 тойкие Марта 0,55 , жаре чеитне <0,030 > стойки мо кла <0,030 ie и ж, сса iponpo’ <ные (ji реформ! ируемы ie) (ГО( 3T 5632 145 >—61)
105 Г Х5ВА 201 0,12 0,34 0,48 5,12 — —' — 0,96W — —• — — — 135 — —
106 г Х5ВА 201 0,10 0,40 0,42 5,42 — — — 0,94 W — — — — — 150 —
107 г Х5ВФА 202 0,12 0,32 0,58 4,85 — — — — 0,78W, — 106 9,5 —• 5,9 332 — Нормализация
108 г м 2X13 202 0,18 0,29 0,35 13,2 0,42 — 0,015 0,024 0,14V, 0,16Nb - — 43 — 166 - и отпуск Отжиг
109 г, м 15Х11МФ 204 0,15 0,30 0,49 2. 10,6 Марп 0,29 генсит 0,66 о~ферр 0,017 чипног^ 0,018 9 класс 0,30 V 'a 61 75 20 60 220 Нормализация
110 г, м 15Х11МФБ 204 0,12 0,31 1,03 11,0 0,82 0,70 0,010 0,017 0,31 V, __ 240 1100°+отпуск 740® То же
,111 г, м 25X11МЗФ 204 0,26 0,25 1,09 11,3 0,29 2,90 0,013 0,018 0,60Nb 0,30 V __ 220 Нормализация
J12. г 15Х12ВНМФА 208 0,15 0,35 0,51 11,7 1,65 0,43 0,015 0,020 0,80W, 0,25 V 225 1100°+ отпуск 740® Отжиг
113 г (ЭИ962А) 15Х12Н2МФ 208 0,13 Закалка и отпуск 700° То же
114 г, м 15Х12ВМФ 208 0,13 0,28 0,59 12,3 0,48 0,6Э 0,015 0,019 0,96W, 0,23 V - - - — — 225 -
115 в 15Х12ВМФ с Nt 210 6,12 0,29 0,42 12,65 — 0,77 — — 0,26 V, 0,35W, 0,038Ns 0,63W, — — — — • — — — —-
116 г, м 15Х12ВМФ с Т1, 210 0,13 0,36 0,79 12,1 0,49 0,83 0,017 0,025 200 Закалка и отпуск
* 117 А N, и В -20Х12ВМФ 212 0,22 0,35 0,52 12,0 0,59 1,35 0,014 0,011 0,29 V, 0,09TI, 0,01N2, 0,02 В 0,40W, 700°
118 в 20Х12ВМФ с N, 212 0,20 0,24 0,49 11,64 0,08 1,10 0,012 0,038 0,31 V 6,36 V, — — —
, 119 г, м 15Х11ВФ 212 0,16 0,29 0,49 10,6 0,27 0,016 0,018 0,34W, 0,006Nj l,04W, 210 Закалка и отпуск
120 A, Г, М 1X13 214 0,11 0,32 0,36 13,1 0,49 - 0,016 0,024 0,30 V — 125 — 46 — 192 — 700® Нормализация
121 | 1 г м I 0Х13(ЭИ496) | 1214 I 0,04 I 0,26 1 0,29 I И,6 3 1 0,36 . Ферритного класса I - I 0,015 I 0,024 1 - 1 1 69 1 ~ 1 62 1 ” 1 156 1 “ I То же
§ 18. Оптимальный интервал скоростей охлаждения при сварке по дан-
ным изменения структуры и свойств сталей в околошовной зоне
Таблица 11
стали по .0 ( Тип стали Оптимальный интервал скорости охлаждения ство мартен- %, соответст- е пределам Твердость НВ в Мн/м2 (кГ/мм2), со- ответствую- щая пределам
д wonT’ по каким свойствам выбран по какой
Номер табл. 1 г pad 1 сек (при +20°С) пробе выбран Количе сита в вующе Дте,опт д опт
Сталь углеродистая обыкновенного
качества
2 Ст. 2 6—18 аИ>0,5Мдж/м2 (5 кГм/см2) при —60° ан > 0,2 Мдж/м2 (2 кГм/см2) при —50° Валиковая (В = 20 мм) . — 1550—1700 (155—170)
3 Ст. Зкп 1,2—12 Валиковая (В = 12 мм) — —
4 МСт. 5Гпс 0,1—20 ф > 35о/о В > 12% ИМЕТ-1 0—20 1250—2600 (125—260)
5 МСт. 5сп 0,1—30 ф > 30% г > 12о/о ИМЕТ-1 0—15 1300—2000 (130—200)
6 МСт. 5 0,12—40 «н > 0,2 Мдж/м2 (2 кГм/см2) ИМЕТ-1 0—30 1300—1900 (130—190)
7 Б Ст. 3 1,4—15 #н > 0,5 Мдж/м2 (5 кГм/ см2) при —50° Валиковая (В = 12 мм) — 1550—1650 (155—165)
Сталь углеродистая качественная
конструкционная
8
9
11
35 0,12—7,0 #н > 0,2 Мдж/м2 (2 кГм/см2) ИМЕТ-1 0—30 1300—2000 (130—200)
40 2,4—5,0 ап > 0,6 Мдж/м2 (6 кГм!см2) Валиковая (В = 16 мм) — 2650—2800 (265—280)
45* 2,0—4,0 аи > 0,35 Мдж/м2 (3,5 кГм/см2) или д0>025 >0,2 Мдж/м2 (2 к Г Ml см2) Валиковая (В = 16 мм) <5 2300—2500 (230—250)
Сталь низколегированная
конструкционная
/• Марганцовистая
13 09Г2 1,0—15 #н > 0,3 Мдж/м2 (3 кГм/см2) при —60° Валиковая (В = 12 мм) — 2150—1850 (215—185)
14 10Г2У 0,7—3,8 #н > 0,4 Мдж/м2 (4 кГм/см2) при —60° Валиковая (В = Ю мм) — 2050—1800 (205—180)
15 10Г2Б 0,1—70 ф>40%, В >15% ИМЕТ-1 0—10 2100—1650 (210—165)
16 14Г2 1,0—12 #н>0,2 Мдж/м2 (2 кГм/см2) при —70° Валиковая (В = 20 м м) — 2250—2700 (225—270)
17 18Г2АФпс 0,1—12 ф>35%; Б > 17о/о ИМЕТ-1 0—30 1900—2750 (190—275)
2. Кремнемарганцевая
18 16ГС 1,0—12,0 #н>0>2 Мдж/м2 (2 кГм/см2) при —60° #н>0,6 Мдж/м2 (6 кГм/см2) Валиковая (В=20 мм) — 1900—2250 (190—225)
19 16ГС 1,0—6,0 Валиковая (В=20 мм) — 2350—2600 (235—260)
20 16ГС 1,0—8,5 #н^0,2 Мдж/м2 Валиковая — 1700—2100
85
Таблица 11 (продолжение)
Номер стали по табл. 10 Тип стали Оптимальный интервал скорости охлаждения Количество мартен- сита в %, соответст- у ющее пределам wonT Твердость НВ в Мн/м* (кГ/млл), соответствую- щая пределам А ^опт
Д W опт’ г рад! сек по каким свойствам выбран (при +20°С) по какой пробе выбран
21 17ГС 10—30 (2 кГм/см2) при —60° ян>0,4 Мдж/м2 0=12 мм) Валиковая’ — (170—210) 2250—2350
22’ 10Г2СД 1,0—15 (4 кГм/см2) при —60° дн>0,2 Мдж/м2 0=11 мм) Валиковая — (225—235) 1850—2500
(2 кГм/см2) при —60° 0=12 мм) (185—250)
3. Марганцовистая с титаном
23 10ГТ 0,1—40 лн^1,0 Мдж/м2 I (10 кГм/см2) при —40° 1 ИМЕТ-1 — I 1400—2650 1 (140—265)
24 14ХГС 0,8—2,6 4. Хромокремнемаргань ян>0,5 Мдж/м2 {евая Валиковая 1700—2150
25 14ХГС 2,4—16 (5 кГм/см2) при —60° лн>0,4 Мдж!м2 0=10 мм) Валиковая (170—215) 2000—2250
26 08ХГСНД 6,0—50 (4 кГм/см2) при —70° Ь>18%; ф^>35°/о 0=20 мм) ИМЕТ-1 0—20 (200—225) 2050—2300
27 12ХГСМФ 0,1—30 Ь>25о/О; ф>50о/0 ИМЕТ-1 0—20 (205—230) 2050—3000
28 12ХГН 1,2—52 5. Хромомарганцевонике «н^0,3 Мдж/м2 левая Валиковая (205—300) 1700—2400
29 12ХГН 1,3—16 (3 кГм/см2) при —60° Ян>0,4 Мдж/м2 0=16 мм) Валиковая — (170—240) 2100—2500
30 15ХГН 1,3—6,0 (4 кГм/см2) при —60° лн>0,3 Мдж/м2 0=20 мм) Валиковая (210—250) 2500—2650
31 12ХГНМ 2,0-^-50 (3 кГм/см2) при —70° fc>25o/o; Ф>5Оо/о 0=20 мм) ИМЕТ-1 0—30 (250—265) 1900—2300 (190—230) 2500—3200
32 15ХГНМ 1,0—10 Ь>15%; ф>35% ИМЕТ-1 0—20
33 14ХГ2 1,2—5,5 6. Хромомарганцева лн>0,2 Мдж/м2 я Валиковая (250—320) 3250—3350
34 10ХГ2Н 1,5—15 (2 кГм/см*) при —50° лн>1,0 Мдж/м2 0=20 мм) Валиковая (325—335) 2350—2650
35 10ХГ2СН 1,3—4,8 (10 кГм/см2) «н>0,8 Мдж/м2 0=20 мм) Валиковая (235—265) 2600—2650
36 17ХГ2САФР 0,1—20 (8 кГм/см2) ф>35%; й>16°/о 0=20 мм) . ИМЕТ-1 0—5 (260—265) 1800—3050
(180—305)
7. Хромо кремненикелевая с медью
37 10ХСНД 0,8—15 ан>1,2 Мдж/м2 (12 кГм/см2) Валиковая 0=18 мм) — 2500—2750 (250—275)
38 15ХСНД 1,8—9,0 ан^0,7 Мдж/м2 (7 кГм/см2) <р>100° Валиковая 0=12 мм) — 2300—2500 (230—250)
86
Таблица 11 (продолжение)
Номер стали по *табл. 10 Тип стали Оптимальный интервал скорости охлаждения Количество мартен- сита в %, соответст-' вующее пределам ? A W ОПТ Т вердость НВ в Мн]м2 (кГ/мм2), соответствую- щая пределам A w опт
Д W ОПТ* град! сек по каким свойствам выбран (при +20° С) по какой пробе выбран
Сталь легированная конструкционная
1. Хромистая
40 40Х* 4,0—14 лн>0,5 Мдж]м2 (5 кГм!см2) или я0 025 >0,35 Мдж!м2 (3,5 кГм/см2) Валиковая (Ь=16 мм) 75—90 3400—4600 (340—460)
42 23Г* 2,5—70 2. Марганцовистая лн>0,5 Мдж{м2 Валиковая 5—100 2200—4400
44 25Г2Л <8,0 (5 кГм/ см2) ИЛИ ло 025 >0,3 Мдж1м2 (3 кГм!см2) Ф>20% (Ь=16 мм) ИМЕТ-1 0—10 (220—440) <2200(220)
45 30Г2Л <6,0 ф>20% ИМЕТ-1 0—20 <3000(300)
46 | | 25ХГФА | | <20 | 3. Хромо марганцевая | ф>25°/0 7 | ИМЕТ-1 | 1 - | <3650(365)
47 36СГНА* 4. 2—18 Кремнемарганцевая с н дн>0,35 Мдж!м2 икелем Валиковая 25—80 3300—4700
48 12МХ 2—100 (3,5 кГм{см2) или л0 025 >0,2 Мдж^м2 (2 кГм!см2) 5. Хромо молибденовс Ф>4Оо/о (о=16 мм) 1Я ИМЕТ-1 0—50 (330—470) 1550—2750
50 ЗОХМА 0,1—10 Ф>ЗОо/о; ИМЕТ-1 0—15 (155—275) 1900—2500
51 35ХМ* 1—5 В >12% ф>25% ИМЕТ-1 0—40 (190—250) 2300—3400
52 45ХМА* <0,7 ф>20% ИМЕТ-1 <50 (230—340) <3900(390)
53 35ХМФА* Нет — — » — —
6. Никельмолибденовая с марганцем
54
20НГМ
0,8—70
лн>0,5 Мдж{м2
(5 кГм!см?)
или а0 025 >3,5 кГм1см2
Валиковая
(Ь=16 мм)
0—100
2600—4150
(260—415)
87
Таблица 11 (продолжение)
о с S ч Я Тип стали Оптимальный интервал скорости охлаждения ;ство мартен- %, соответст- е пределам Твердость НВ в Мн/м* (кГ/мм2), соответствую- щая пределам
Д •U) ОПТ’ по каким свойствам выбран по какой
Номер табл. 1 град/сек (при +20°С) пробе выбран Количе сита в вующе Awom А ®опт
7. Никелевая
56 25НЗ* 0,8—70 ан>0,5 Мдж/м2 (5 кГм/см2) или п?г >0,35 Мдж/м2 °(ЗЛ кГм/см3) Валиковая 0=16 мм) 0—100 1750—4550 (175—455)
58 12ХН2* 0,8—50 8. Хромоникелевая ан>0,5 Мдж/м2 Валиковая 0—100 2150—4200
59 20ХГСА* 1,6—70 (5 кГм/см2) или п9е >0,35 Мдж/м2 (3,5 кГм/см*) 9. Хромокремнемарганц ф^25о/о 0=16 мм) евая} ИМЕТ-1 0—100 (215—420) 2500—4200 (250—420) 3500—4700
60 20ХГС* 7,0—70 ан>0,5 Мдж/м2 Валиковая 0—100
61 20ХГС 1,9—12 (5 кГм/см2) или л0>025 >0,35 Мдж/м2 (3,5 кГм/см2) ап>0,5 Мдж/м2 0=16 мм) Валиковая (350—470) 3150—3850
62 25ХГСА 0,07—1,3 (5 кГм /см2) <р > 75° ф>2Оо/о 0=14 мм) ИМЕТ-1 (315—385) 1700—2500
63 25ХГСНМА <50 Ф>25о/О ИМЕТ-1 _: (170—250)
64 ЗОХГСА* 1,6—6,0 ф>22о/о ИМЕТ-1 0—80 ^50^456(Ю
65 35ХГСА* 1,5—7,0 ан>0,5 Мдж/м2 Валиковая 30—90 (345—450) 4000—4500
66 40ХГСА* <0,5 (5 кГм/см2) или п2г >0,35 Мдж/м2 (3J5 кГм/см^ Ф>2О«/о 0=16 мм) ИМЕТ-1 0—50 (400—450) <3800(380)
67 40ХГСНМТА* <0,6 ф>2Оо/о ИМЕТ-1 0—50 <4400(440)
68 30Х2ГСНВМ Нет
69 42Х2ГСНМ Нет — — — —
70 08ХЗ,5ГНВФ Не ограни- 10. Хромомарганцевоним Ф>ЗО<>/о глевая ИМЕТ-1 0—100 2770—3700
71 10ХЗГНВФБ чен Не ограни- <р>25о/о ИМЕТ-1 0—100 (277—370) 3130—3420
72 13ХЗГНВФБ чен 1—25 ф^25«/0 ИМЕТ-1 0—50 (313—342) <3400(340)
73 12ХЗ,5ГВФБ 1 Не ограни- 7. Хромомарганцевована ф>ЗОо/о диевая - ИМЕТ-1 0—100 2630—3100
74 13ХЗ,5ГВФБ чен Не ограни- ф>30% ИМЕТ-1 0—100 (263—310) 3130—3500
75 12X4,5ГВФ чен 1,5—9,0 ф>30»/0 ИМЕТ-1 — (313—350) 3500—3650
76 15X3,5ГВФ 1,5—25 ф>25»/0 ИМЕТ-1 0—15 (ООи—оОО) 3300—3550
(330—355)
88
Таблица П (продолжение)
Номер стали по табл. 10 Тип стали Оптимальный интервал скорости охлаждения Количество мартен- сита в %, соответст- вующее пределам А%пт Твердость НВ в Мн/м2 (кГ/мм*), соответству- ющая пределам д wonT
Д is) “ ОПТ’ град/сек по каким свойствам выбран (при +20°С) по какой пробе выбран
12. Хромокремненикелевая
77 х 25ХСНВФА <25 < >>25°/0 ИМЕТ-1 — <4250(425)
78 ЗОХСНВФА <10 »17% ИМЕТ-1 — <4500(450)
79 28ХЗСНВФМА <10 >>20% ИМЕТ-1 100 <5300(530)
80 ЗЗХЗСНВФМА <0,6 >>20% ИМЕТ-1 100 <5800(580)
81 43ХЗСНВФМА Нет 13. Хромоникельмолибде 'новая — —
82 45ХНМТА* <0,5 >>20% ИМЕТ-1 0—50 <4300(430)
83 12Х2Н4МД Не ограни- чен >>35% ИМЕТ-1 — 2450—3600 (245—360)
84 16Х2Н4МД <14 ф>35о/о ИМЕТ-1 — 3250—3650 (325—365) 2850—3700 (285—370)
85 19Х2Н4МД <12 ф>35°/о 4. Хромовольфрамованас ИМЕТ-1 Паевая —
86 10X2,5ВФА Не ограни- чен Ф>25% ИМЕТ-1 0 2250—3250 (225—325)
87 12ХЗВФА Не ограни- чен Р>25% ИМЕТ-1 0—10 3050—3750 (305—375)
88 13X2,5ВФА 5—35 ф>25<>/о ИМЕТ-1 0 2950—3350 /Г)ЛЕ QQE\
89 17X2,5ВФБ* 1-25 р>25% ИМЕТ-1 0—10 3150—3750 (315—375) 3100—3150 (310—315)
90 18Х2ВФ 2—11 ан>1,0 Мдж/м2 (10 кГм/см2) или «0 025 >0,5 Мдж/м2 ’(5 кГм/см2) ф>25о/о Валиковая (Ь=16 мм) —
91 20Х2,5ВФ* 1—10 ИМЕТ-1 0—10 3200—3750 (320—375) 3000—4200 (300—420)
92 35ХВФА* 0,5—5 15. ф>20% Хромоникельвольфрамов( ИМЕТ-1 ънадиеван 0—50
93 11ХЗНВФ 5—35 1 ф>25°/0 ИМЕТ-1 0 2850—3050 (285—305) 2950—3450 (295—345) 3500—3950 (350—395) <3250(325)
94 13X2,5НВФ 1—35 |>>25% ИМЕТ-1 0
95 17X3,5НВФ* 5—25 ф>25о/о ИМЕТ-1 0—25
96 22X2,5НВФ* 1—6 i }>>25% ИМЕТ-1 0
97 10ХЗ,5НВФБ 1—35 ф>25о/о ИМЕТ-1 0 2950—3250 /О Л С
98 10Х4НВФБ Не ограни- чен ф>25% ИМЕТ-1 0—30 (хУЭ—охи) 3200—3650 (320—365)
99 12ХЗНВФБ Не ограни- чен (р>25о/о ИМЕТ-1 0—5 3150—3550 (315—355)
100 15Х2,5НВФБ 5—25 ф>25°/о ИМЕТ-1 0—10 3400—3750 (340—375)
85
Таблица 11 (окончание)
стали до 0 Тип стали Оптимальный интервал скорости охлаждения !ство мартен- %, соответст- е пределам - - •" rf Твердость НВ в Мн[м* (кГ/мм2), соответствую- щая пределам
д wonT’ г рад [сек по каким свойствам выбран . по какой
(У . (при +20°С) пробе выбран з* и sf В Л юопт
Ном табл § 2 2 &° Х и ю<
16. Хромоникельмолибденованадиевая и хромо молибденованадаевая
101 11Х2НМВФ 1—35 ф>25о/о ИМЕТ-1 0—20 3350—3650 (335—365)
102 20Х2МФ* 1—25 ф>40% ИМЕТ-1 0—30 2700—4250 (270—425)
103 16X2,5МВФ* 1—25 ф>350/0 ИМЕТ-1 0—10 3150—4100 (315—410)
< Зтали и сплавы высоколегированные коррозионностойкие, жаростойкие и жаропрочные (деформируемые)
1. Стали мартенситного класса
104 Х5М 0,8—8,0 ф>25% ИМЕТ-1 — 3400—3700 (340—370)
105 Х5ВА 0,8—15 ф > 25»/о ИМЕТ-1 — 3400—3500 (340—350)
106 Х5ВА 0,7—30 ф>25»/0 ИМЕТ-1 — 3300—3400 (330—340)
107 Х5ВФА 0,9—30 ф>25% ИМЕТ-1 — 3300—3500 (330—350)
108 2X13 Нет — — — —
2. Стали мартенсито-ферритного класса
109 15Х11МФ <40* Ф>20% ИМЕТ-1 0—100 <3950(395)
ПО 15X11МФБ <40* ф>17—20% ИМЕТ-1 0—100 . <3200(320)
111 25X11МЗФ Нет — — — —
112 15Х12ВНМФА Не ограни- ф^40% ИМЕТ-1 0—100 4200—4750
чен (420—475)
113 15Х12Н2МФ Не ограни- ф>45% ИМЕТ-1 0—95 4200—4400
чен (420—440)
114 15Х12ВМФ <25* ф>12% ИМЕТ-1 0—100 <3950(395)
116 15Х12ВМФ с Ti, N2 и В Нет — — — —
119 15Х11ВФ <40* ф» 18—20% ИМЕТ-1 0—100 <3950(395)
120 1X13 Не ограни- чен* ф>17% ИМЕТ-1 0—100 <3800(380)
3. Стали ферритного к лас с а
121 I Не ограни- 1 1250—2200
| 0X13 чен | ф> 18-20% | ИМЕТ-1 1 0 1 (125—220)
* См. § 19.
90
§ 19. Допустимые скорости охлаждения При сварке по данным испытаний сталей на сопротивляемость обра-
зованию холодных трещин
Таблица 12
Номер стали по табл. 10 Тип стали Проба CTS Крестовая проба ИМЕТ-4
допустимая скорость охлаждения ^Д, град(сек допустимое кол-во мартенсита, % допустимая твердость НВ, Мн]м* (кГ/мм^) допустимая скорбеть охлаждения WJL, град (сек допустимое кол-во мартенсита, % допустимая твердость НВ, Мн[м* (кГ(мм?) минимальное разрушающее напряжение °Р mln’ кГ(мм? время до разрушения при ап , , Р mln час
11 45 15 80 4000 (400) 8 30 3750 (375) 58,0 1,7
40 40Х 5,5 80 4700 (470) 2,5* 55 3900 (390) 46,0 6,6
42 23Г 17 90 4220 (422) 6 45 3200 (320) — —
47 36СГНА 17 90 4950 (495) 7 70 4600 (460) — —
51 35ХМ 15 70 4300 (430) — — — — —
52 45ХМА — — — 5* 90 4670 (467) 21,0 3,4
53 35ХМФА — — — 7,0 60 4200 (420) — —
56 25НЗ 36 90 4550 (455) 24 85 4350 (435) — —
58 12ХН2 36 90 4100 (410) 24 75 3900 (390) — • —
59 20ХГСА — — — 6 30 3100 (310) Нет <180 —
60 20ХГС 12 65 4100 (410) 6 35 3600 (360) — —
64 ЗОХГСА е — — — 2* 20 3600 (360) 127,0 14,2
65 35ХГСА 5,5 90 4400 (440) 2* 70 3900 (390) 84,0 12,5
66 40ХГСА — — — 5* 90 4940 (494) 76,0 2,8
Таблица 12 (окончание)
Номер стали по табл. 10 Тип стали Проба CTS Крестовая проба ИМЕТ-4
допустимая скорость охлаждения • а’д ’ град/сек допустимое кол-во мартенсита, % допустимая твердость НВ, Мн/м? (кГ/мм*) допустимая скорость охлаждения “’Д , град/сек допустимое кол-во мартенсита, % допустимая твердость НВ, Мн/м* (кГ/мм^ минимальное разрушающее напряжение °Р mln’ кГ/мм? время до разрушения при 0П , , r Р min час
67 40ХГСНМТА — ' '— — 5* 90 4900 (490) 103,0 1,8
82 45ХНМТА — — — 5* 90 4800 (480) 28,0 2,3
89 17X2,5ВФБ 40 10 4000 (400) — — — — —
91 20X2,5ВФ 17 10 4000 (400) — — — — —
92 35ХВФА — — — 4,5 45 3950 (395) 80,0 2,7
95 17X3,5НВФ (типа ЭИ712) 40 25 4000 (400) — — — — —
96 22X2,5НВФ (типа ЭИ659) 10 10 4000 (400) — — — Нет <173 —
102 20Х2МФ 15 20 4200 (420) — — — — —
103 16X2,5МВФ (типа ЭИ415) 25 10 4100 (410) — — — — —
109 15Х11МФ 25* 100 3900 (390) — — — — —
110 15Х11МФБ 40* 100 3200 (320) — — — — —
114 15Х12ВМФ 25* 100 3800 (380) — — —- Нет <133 —
119 15Х11ВФ 25* 100 3900 (390) — — — — —
120 1X13 15 100 3800 (380) — — — Нет <124 —
• Отмечены ®д при условии сопутствующего подогрева не ниже 250°С для сталей 40ХГСА, 45ХМА, 40ХГСНМТА и 45ХНМТА, предварительного подогрева не ни-
же 200°С для сталей типа Х12 и не ниже 10G°C для сталей 40Х, ЗОХГСА и 35ХГСА; все стати, для которых шд не указана, практически не склонны к образованию тре-
щин в пределах Дздопт; ДЛЯ статей ЗЭХ2ГСНВМ, 42Х2ГСНМ и 43ХЗСНВФМА AwonT и о/д не указаны, так как их сваривают в отожженном состоянии с последующей
полной термообработкой; при сварке на морозе до —45°С хладостойких сталей 12ХН2, 20НГМ и 25НЗ wA должна быть снижена до 6-7 град/сек.
ДИАГРАММЫ
С ХАРАКТЕРИСТИКАМИ
СВАРИВАЕМОСТИ
СТАЛЕЙ
Скорость охлаждения WOl град/сек
1, Д. Сталь типа Ст. 2 [35]
2, Е. Сталь типа Ст. 2 [78]
(6 = 20 мм)
95
96
4, М. Сталь типа МСт. 5Гпс (увелич. 200)
Скорость охлаждения Wo, град/сек: а — исходное состояние; 6 — 0,1; в — 2;
г —9; д — 41,0; е — 12;
хЧ. X. Шоршоров, В. В. Белов
97
Скорость охлаждения WOjepad/сек
5, Г. Сталь типа МСт. бсп
98
5, М. Сталь типа МСт. 5сп
Скорость охлаждения w0, град/сек'. а — исходное состояние; б — 0,1; в — 2; г — 9;
д — 125; е —600
7*
991
8
Структурные составляющие, %
0,12 ОБ 1,02 ОБ 10 2 0 6100 2 ОБ
Скорость охлаждения, Wo, град/сек
6, Г. Сталь типа МСт. 5
<Ч,кГ/ммг
“1—---1------1-----1------1-----
I_______I________1_______1-------1-----
§ §3 р.град
I_______I________I-------1-------1--------1--------L-
Na
ан,кГм/см2

лмшди..,. .«лемоИ/Х» Ймч^-в^ыинЬ
6, М. Сталь типа МСт. 5
Скорость охлаждения град/сек". а — исходное состояние; б — 0,1; в — 1»8;
г — 7,5; 5 — 40; е — 600
101
л

7, Е. Сталь типа БСт. 3 [78)
(6= 12. мм)
Погонная энергия q/и/ккал/см
7, Ж. Сталь типа БСт. 3 [78]
Структурные составляющие, %
0,12 ОБ 1JJ 2 О Б 10 2 О Б 100 2 4 Б
Скорость охлаждения WOt град/сек
8, Г. Сталь типа 35
8, М. Сталь типа 35 (увелич. 200)
Скорость охлаждения w0, град/сек-. а — исходное состояние; б~—J), 1; в — 2,3;
г — 7,0; д — 33; е — 140
КМ
9, Е. Сталь типа 40 [6] (6=16 мм)
10, А. Сталь типа 45 [80] (Тн = 930°)
11, Б. Сталь типа 45
Скорость нагрева wRt град/сек: 1 — 1400?
2 — 270; 3 — 35; 4 — 7,5
' . J {. J _
105
11, В и 12, В. Сталь типа 45
а — 11,.В (Тн = 1325е;
/н = 5,5 сек;
f — 4,5 сек);
б — 12,В (Гн = 1050е;
t н = 2 мин;
tB == 3 мин) [35]
11, Г. Сталь типа 45
11, Д. Сталь типа 45
106
11, E. Сталь типа 45 (6 = 16 мм)
Температура, °C
11» И. Сталь типа 45
Скорость охлаждения град/сек:
1 — 10; 2 — 15; 3 — 30; 4 — 55
11, Ж. Сталь типа 45
Погонная энергия, к нал/см1
◄ 11» К. Сталь типа 45
107
11, М. Сталь типа 45 (увелич. 500)
Скорость охлаждения tc>0, град/сек-. а — исходное состояние; б — 0,09; в — 12,5:
г — 25; д — 70; е — 125
108
13, Е. Сталь
(6 == 12 мм)
13, Ж. Сталь
типа 09Г2 [79]
14, Е. Сталь
(6 = 10 мм)
типа 10Г2У [81]
типа 09Г2 [79]
Температура испытания, °C
Попонная энергия у/и, ккал/см
14, Ж. Стальтгипа 10Г2У [8Г|
109
Скорость ахлаждения град/сек
15, Г. Сталь типа 10Г2Б
НО
15, М. Сталь типа 10Г2Б (увеличД200)
Скорость охлаждения w0, град!сек\ а —[исходное состояние; б — 0,14; в — 1,6;
е — 7,6; д — 65 (увелич. 340); 155
111

16, А. Сталь типа 14Г2 [82]
I
Погонная энергия q/tf, ккал/gm
16, Е. Сталь типа 14Г2 [82]
(6 = 20 л<л<)
16, Ж. Сталь типа 14Г2 [82]
|12

17, Г. Сталь типа 18Г2АФпс
17, Д. Сталь типа 18Г2АФпс
8 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
113
17, М. Сталь типа 18Г2АФпс (увелич. 200)
Скорость охлаждения w0, гр ад!сек’, а — исходное состояние (увелич. 340); б — 0,14;
е — 1,6; г — 7,6; д — 155; е — 600
114
18, А. Сталь типа
16ГС
[82]
18, Е. Сталь типа 16ГС
(6=20л<л0, Li
18, Ж. Сталь типа 16ГС [82]
8*
115
19, Е. Сталь типа 16ГС [82]
(6 = 20 мм)
Температура испытания, °C
19, Ж- Сталь типа 16ГС [82]
20, Е. Сталь типа [16ГС [79]
(6 = 12 мм)
116
‘О, Ж. Сталь типа 16ГС [79]
Температура испытания, °C
21, Е. Сталь типа 17ГС [83]
<6 = 11 мм)
ffV, кГ/мм
117
22, Е. Сталь типа 10Г2СД [79]
(6= 12 мм)
22, Ж- Сталь типа 10Г2СД [79]
23, Г. Сталь типа 10ГТ [84]

24 Е
24 Ж
Температура испытания, °C
24, Е. Сталь типа 14ХГС [811
(6 == 10 лсл<)
24, Ж. Сталь типа 14ХГС [81]
25, А. Сталь типа 14ХГС [82]
Время,сек
119
6 0,12 0 6 1,0 2 Об 10 2 О б 1002 0 б
Скорость охлаждения WOf град/сек
26, Д. Сталь типа 08ХГСНД
120
26, М. Сталь типа 08ХГСНД (увелич. 200)
Скорость охлаждения w0, град/сек'. а — 0,09; 6 — 2,4; в — 9; г — 53- д — 125*
е — 500
121
27, Г. Сталь типа 12ХГСМФ
Скорость охлаждения WOf град/сек
27, Д. Сталь типа 12ХГСМФ (исходная структура — сорбит)
122
28. А. Сталь типа 12ХГН [82]
28, Е. Сталь типа 12ХГЩ82]
(6 = 20 мм)
<р, град
28, Ж. Сталь типа 12ХГН
(82)
123
Погонная энергия q/i/, ккал/см
29, Е. Сталь [типа
(6 = 16 мм)
12ХГН [85]
29, Ж. Сталь типа 12ХГН [85J
30, Е. Сталь типа 15ХГН [86}
(6 = 202^-м)
124
31, Г. СталъЛтипа 12ХГНМ
31, Д. Сталь.типа 12ХГНМ
Скорость охлаждения Wo,град/сек
125
31, М. Сталь типа 12ХГНМ (увелич. 200)
Скорость охлаждения &у0» град/секл а — исходное состояние; б —• 0,09; в 2,3;
г __ 12; д — 46; е — 500
126
32, Г. Сталь типа 15ХГНМ
127
32, М. Сталь типа 15ХГНМ (увелич. 200)
Скорость охлаждения w0, град/сек: а — исходное состояние; б — 0,09; в — 2,2;
г — 8,5; д — 50; е — 125
128
33, Ж. Сталь
типа
Г 500
ТИПа *^6] Погонная энергия (//и\ кка<л/ом
14ХГ2 [86]
34, Е. Сталь
(6 = 20 л<л<)
типа
В. В. Белов
9 М. X. Шоршоров,
129
34, Ж. Сталь типа 10ХГ2Н [Е
35, Е. Сталь типа 10ХГ2СН [Е
(6 = 20 мм)
35, Ж. Сталь типа 10ХГ2СН [8
130
36, Г. Сталь типа 17ХГ2САФР
36, Д. Сталь типа 17ХГ2САФР
9*
131
36, М. Сталь типа 17ХГ2САФР (увелич. 200)
Скорость охлаждения w0, град/сек: а — исходное состояние (увелич. 340); б — 0,14;
в — 1,6; г — 7,6; д — 65; е — 600
13?
Погонная энергия (//if, ккал/см
37, Е. Сталь типа 10ХСНД [6] (6 = 18 мм)
Погонная энергия //а, к к ал/см
38, Е. Сталь типа 15ХСНД [6] (6 — 12 мм)
’ 133
39, А. Сталь типа 40Х
(Тн = 840J) [35]
40, Б. Сталь типа 40Х
Скорость нагрева wH, град/сек:
1 — 1600;
2 — 300;
3 — 150;
4 — 42:
5 - 7У.
40, В и 41, В. Сталь типа 4С
а — 40,В (Тй = 1325°; /н = 5—6 с
t' = 4,5 сек;)
б — 41,В (Гн = 840°; /н= 3 мин
tB= 8 мин) [35]
134
40, Г. Сталь типа 40Х
Скорость охлаждения WOf град/сек
40, Д. Сталь типа 40Х
135
Г 500
40, Е. Сталь типа 40Х
(6< = 16 ЛШ)
40, Ж. Сталь типа 40Х
40, И. Сталь типа 40Х
Скорость охлаждения шо. град/сек.’.
1 — 18; 2 — 3,5; 3 — 1,6
Температура, °C
136
40, К. Сталь типа 40Х
40, Л. Сталь типа 40Х
137
40, М. Сталь типа 40Х (увелич. 200)
Скорость охлаждения wo, град/сек: а — исходное состояние; б — 0,05; в — 1,8;
г — 10; д — 22; е — 600
138
42, Б. Сталь типа 23Г
Скорость нагрева пун, град/сек,
1 — 1400, 2 — 300; 3 — 42; 4 — 7,5
42, В и 43, В. Сталь типа 23Г
а — 42,В (7’н= 1325°; /н = 5,5 сек-,
V = 4,5 сек); б — 43,В (Гц = 900°;
/н= 5 мин; /в = 5 мин) [35]
Атл&тсдение от flc3f сек
139
Скорость охлаждения WOf град/сек
140
42, Ж- Сталь типа 23Г
Температура, °C
42, И. Сталь типа 23Г
Скорость охлаждения wQt град/сек*.
1 — 30; 2 — 17; 3 — 7
Сгонная энергия а/и, к raj?/см
42, Л. Сталь типа 23Г
141
42, М. Сталь типа 23Г (увелич. 200)
Скорость охлаждения шо, град/сек,'. а — исходное состояние; б 0,07; в 1,5,
г _ 9,5; д — 28; е — 600
142
НВ, к Г/мм
46, Г. Сталь типа 25ХГФА
Скорость охлаждения Wo, град/сек
46, Д. Сталь типа 25ХГФА
144
46, М. Сталь типа 25ХГФА (увелич. 200)
Скорость охлаждения wQ, град/сек; а — исходное состояние; б— 0,06; в — 1,5; г — 10;
д — 21; е — 41
10 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
145
146
a
б
Погонная энергия i/ft/ ккал/см
47, Е. Сталь типа 36СГНА (б = 16 мм)
а — после сварки; б — после сварки и отпуска
47, Ж. Сталь типа 36СГНА
W ну
б
47, К. Сталь типа 36СГНА
а — после сварки; б — после
сварки и отпуска
47, Л. Сталь типа 36СГНА
148
47, М. Сталь типа 36СГНА (увелич. 200)
Скорость охлаждения град/сек: а — исходное состояние; б — 0,07; в — 1,1;
г — 8,5; д — 28,5; е — 600
149
60
48, Г. Сталь типа 12МХ
49, А. Сталь типа 30ХМ
(Тн = 850° С) [85]
49, В. Сталь типа ЗОХМ
(Тн = 850J С; =2 мин;
tB = 10 мин) [35]
150
50, Г. Сталь типа ЗОХМА
Скорость охлаждения Wo, град/сек. '
50, Д. Сталь типа ЗОХМА
151
50, М. Сталь типа ЗОХМА (увелич. 200)
Скорость охлаждения wo , град/сек: а — исходное состояние; б — 0,1; в — 2; г — 9, Г, д — 41;
е — 125
152
153
154
НВ, кГ/мм
52, В. Сталь типа 45ХМА
а — тн= 1365°;
С = 3 сек; б — Ти
tn = 4—4,5 сек;
= 850° [35]
52, Г. Сталь типа
45ХМА
52, Д. Сталь типа
45ХМА
Вкзрость пялааядения WD, град/сек
155
0,12 ОБ 1,0 2 О 6 10 2 ОБ 1002 Б Б
Скорость охлаждения Wo, град/сек
Скорость охлаждения Wo, град/сек
156
300
54, Д. Сталь типа 20НГМ
54, В. Сталь типа 20НГМ
(Тн = 1325° С; /н = 9—10 сек;
t' ~7 сек)
157
54, К- Сталь типа 20НГМ}
54, Л. Сталь типа 20НГМ
55, В и 56, В. Сталь типа 25НЗ
а — 55,В (Тн = 850° С; /п = 3 мин; te = W мин) [35]; б — 56,В (Тн — 1325° С-
/н = 9,5 се к; Г = 6—7 сек)
158
56, Г. Сталь типа 25НЗ
56, Д. Сталь типа 25НЗ
56, Е. Сталь типа 25НЗ
(6=16 мм)
Погонная энергия у/и; ккал/см
159
Температура, °C
56, Ж. Сталь типа 25НЗ
56, Л. Сталь типа 25НЗ
160
56, М. Сталь типа 25НЗ (увелич. 200)
Скорость охлаждения wo, град/сек'. а — исходное состояние; б — 0,06; в — 2;
г — 9,5; 5 — 23; е — 52
11 М- X. Шоршоров, В. В. Белов
161
58, Б. Сталь типа 12ХН2
Скорость нагрева wH, град/сек-. / — 1600;
2 — 300; 3 — 150; 4 — 42; 5 — 7,5
57, В и 58, В. Сталь типа 12ХН2
а — 58,В (Гн = 1325° С; /н =, 9,5 сек-,
Г 6—7 сек)-, б — 57,В (Тн = 1050® С;
/н= 3 мин; tB= 10 мин) [35]
Охлаждение от ОС39 сек
162
Скорость охлаждения Wo, град/сек
58, Г. Сталь типа 12ХН2
58, Д. Сталь типа 12ХН2
Скорость охлаждения WOr град/сек
Погонная энергия q/и, ккал/см
11*
163
кГм/см2 ан,кГм/см ан,кГм/см
58, Ж. Сталь типа 12ХН2
58, К. Сталь типа 12ХН2
58, Л. Сталь типа 12ХН2
164
58, М. Сталь типа 12ХН2 (увелич. 200)
Скорость охлаждения wQ, град/сек: а — исходное состояние- б — 0 07- в
г — 10; д — 24; е — 50 ’ ’ ’
165
дхлаагсдение от Дсз, сек
59, Г. Сталь типа 20ХГСА
59, В. Сталь типа 20ХГСА
(Тн = 1325J С; /н = 5,5 сек-
tf = 4,5 сек)
Скорость охлаокдения№о,град/сек
59, Д. Сталь типа 20ХГСА
166
60, В. Сталь типа 20ХГС
(Гн - 1325J; tH = 5,5
сек; t' = 4,5 сек)
<р, град
60, Г. Сталь типа 20ХГС
60, Д. Сталь типа 20ХГС
Скорость охлаждения WOt град/сек
60, Ж- Сталь типа 20ХГС
Погонная энергия //и, ккал/см
60, Е. Сталь типа г20ХГС (6 = 16 мм)
Погонная энергия //o', к кал/см
60, К. Сталь типа 20ХГС
60, Л. Сталь типа 20ХГС
168
60, М. Сталь типа 20ХГС (увелич. 200)
Скорость охлаждения w0, град/сек: а — исходное состояние; б — 0,07; в —^2,5;
г— 8,5; д — 28; е — 600
169
61, Е. Сталь типа 20ХГС
[6] (6 = 14 мм)
Скорость охлаждения Wo, град/сек
62, Г. Сталь типа 25ХГСА
62, Д. Сталь типа 25ХГСА
Скорость охлаждения Wo, град/сек
62, М. Сталь типа 25ХГСА (увелич. 200)
Скорость охлаждения wo, град/сек: а — исходное состояние; б — 0,07; в — 1,4;
г — 10; д — 28; е — 600
171
63, Г. Сталь типа
25ХГСНМА
64, В. Сталь типа ЗОХГСА
(Тн = 1325°;
/н = 5—6 сек,', V = 4,5 сек}
172
64, Д. Сталь типа ЗОХГСА
кГ/мм1
173
64, М. Сталь типа ЗОХГСА (увелич. 200)
Скорость охлаждения wo, град/сек*. а — исходное состояние; б — 0,06; в — 1,5; г — 11;
д __ 50; е — 600
174
65, А. Сталь типа 35ХГСА [80J
65, Б. Сталь типа 35ХГСА
Скорость нагрева шн, град/сек:
1 — 1500; 2 — 300; 5 — 150; 4— 42;
5—5
65, В. Сталь типа 35ХГСА
(Гн = 1325°; /н = 5-6 сек\
t' = 4,5 сек)
Охлаждение от Дсз, сек
175
65, Г. Сталь типа
35ХГСА
65, Д. Сталь типа
35ХГСА
65, Е. Сталь типа
35ХГСА(6=16 мм
65, Ж. Сталь типа 35ХГСА
65, к. Сталь типа 35ХГСА
65, И. Сталь типа 35ХГСА
Скорость охлаждения се>о, град/сек^
1 — 23; 2 — 10; 5 — 3
65, Л. Сталь типа 35ХГСА
177
12 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
65, М. Сталь типа 35ХГСА (увелич. 500)
Скорость охлаждения wo, град/сек-. а — исходное состояние; б — 0,095; в — 2,5;
г — 12; д — 35; е — 63'
178
Скорость охлаждения WOl град/сек
НВ}кГ/мм2
66, Г. Сталь типа 40ХГСА
66, Д. Сталь типа 40ХГСА
Скорость охлаждения W/,, град/сек
12*
179 '
180
68, Г. Сталь типа 30Х2ГСНВМ
69, Г. Сталь типа 42Х2ГСНМ
181
70,• Г. Сталь типа 08ХЗ,5ГНВФ
Скорость охлаждения Wo, град/сек
72, Г. Сталь типа 13ХЗГНВФБ
182
73, Г. Сталь типа 12ХЗ,5ГВФБ
74, Г. Сталь типа 13ХЗ/ТВФБ
183
77, Г. Сталь типа
25ХСНВФА
76, Г. Сталь типа
15X3,5ГВФ
78, Г. Сталь типа
ЗОХСНВФА
1,0 2 4 6 10 2 4 6 1002 4 6
Скорость охлаждения WO/ граб/сек
184
79, Д. Сталь типа
28ХЗСНВФМА
79, Г. Сталь типа
28ХЗСНВФМА
Скорость охлаждения WOf град/сек
185
280г
I
*2W-
200-
160
80, Г. Сталь типа ЗЗХЗСНВФМА
НУ,кГ/мм
186J
•81, Г. Сталь типа
43ХЗСНВФМА
81, Д. Сталь типа
43ХЗСНВФМА
НВ, к Г/мм
М III I I ||h I 111
k 6 0,1 2 if 6 1,0 2 If 6 10 2 0 6
Гкарасть охлажОвния W/j,град/сек
82, В. Сталь типа
45ХНМТА (Тн - 1335";
/н= 4— 4,5 сек\ /' = 3сек)
Охлаждение от Осз, се к
187:
82, Г. Сталь типа 45ХНМТА
НВ, кГ/мм г
Скорость охлаждения Wo, град/сек
82, Д. Сталь типа 45ХНМТА
188
83, Г. Сталь типа
12Х2Н4МД
Скорость охлаждения WOf град/сек
84, Г. Сталь типа
16Х2Н4МД
Скорость охлаждения Wo, град/сек
85, Г. Сталь типа
19Х2Н4МД
189
86, Г. Сталь типа
10X2,5ВФА
87, Г. Сталь типа
12ХЗВФА
Скорость охлаждения WOj град/сек
88, Г. Сталь типа
13X2,5ВФА
Скорость охлаждения Wo, град/сек
89, Г. Сталь типа
17X2,5ВФБ
190
90, Б. Сталь типа 18Х2ВФ
Скорость нагрева се>н град/сек: 1 — 1750;
2 — 310; 3 — 20; 4 — 3,6
90, В. Сталь типа 18Х2ВФ (Тн = 1325°;
/н = 5—6 сек\ f — 4,5 сек)
191
90, Д. Сталь типа 18Х2ВФ
Ot3
Of2
/7/
OJt
Ц 6 8 10 12 Ш 16 18
Погонная энергия у/т/ккал/см
90, Ж. Сталь типа 18Х2ВФ
90, К. Сталь типа 18Х2ВФ
Погонная энергия, ннал/ом
192
90, JL Сталь типа
18Х2ВФ
Исходное состояние
91, Г. Сталь типа
20X2,5ВФ
92, В. Сталь типа
35ХВФА (Гн = 1320 —
137СГ; /н = 4,5 сек\
t' = 4 сек)
1/4 13 М. X. Шоршоров. В. В. Белов
193
194
94, Г. Сталь типа 13X2,5НВФ
95, Г. Сталь типа 17X3,5НВФ
Исходное состояние Исходное состояние
J/2 14 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
195
97, Г. Сталь типа 10ХЗ,5НВФБ
Скорость охлаждения град/ сек
98, Г. Сталь типа 10Х4НВФБ
99, Г. Сталь типа 12ХЗНВФБ
196
100, Г. Сталь типа 15Х2,5НВФБ
Скорость охлаждения Wo, град/сек
101, Г. Сталь типа 11Х2НМВФ
102, Б. Сталь типа 20Х2МФ
Скорость нагрева &ун, гра<Чсек'.
1 — 1600; 2 — 300; 3 — 150; 4 — 42;
5 — 20; 6 — 6
14*
197
сек\
102, В. Сталь типа 20Х2МФ
(Тн = 1325°; /н = 9—10
f = 6—7 сек)
i Г?
^Л/О^ во
150 - 00
100 - во
50 - 00
О'- О
Скорость охлаикденил Wo, град/сек
НВ, кГ/мм 2
102, Г. Сталь типа 20Х2МФ
102, Д. Сталь типа 20Х2МФ
Скорость охлаждения ^ррод/сск
198
103, В. Сталь типа 16X2,5МВФ
(Тн = 1325и; /н = 5—6 сек;
t' = 4,5 сек) g
Исходное состояние
103, Г. Сталь типа 16X2,5МВФ
103, Д. Сталь типа 16X2,5МВФ
Скорость охлаждения \л/Пг град/сек
199
103, М. Сталь типа 16X2,5МВФ (увелич. 500)
Скорость охлаждения Wq, град/сек- а — исходное состояние; б — 1,2; в — 3,2; г » 8;
д— 25; е — 60)
200
105, Г. Сталь типа Х5ВА
106, Г. Сталь типа Х5ВА
ft.'сходное состояние ft сходное состояние Исходное состояние
201
Скорость охлаждения град/сек
Исходное состояние
107, Г. Сталь типа Х5ВФА
202
108, М. Сталь типа 2X13 (увелич. 500)
Скорость охлаждения шд, град/сек'. а — исходное^состояние; 6 — 0,1; в — 1,2;
г — 15; д — 40; е — 600
203
109, Г. Сталь типа 15X11МФ
ПО, Г. Сталь типа 15X11МФБ
Исходное состояние Исходное состояние
111, Г. Сталь типа 25X11МЗФ
204
109, М. Сталь типа 15X11МФ (увелич. 500)
Скорость^ охлаждения №0, гр ад!сек,. а - исходное состояние; б- 0,1; в - 0.8; г - 15;
15 М. X. Шоршоров, В. В. Белов
205
НО, М. Сталь типа 15X11МФБ (увелич. 500)
Скорость охлаждения wQ, град/сек". а — исходное состояние; б — 0,1; в — 4,4; г — 15;
д — 38; е — 600
206
Ill, М. Сталь типа 25X11МЗФ (увелич. 500)
Скорость охлаждения wQ, град/сек-. а — исходное состояние; 6 — 0,1; в — 0,6;
г — 15; д — 40; е — 600
15*
207
112, Г. Сталь типа
15Х12ВНМФЛ
113, Г. Сталь типа
15Х12Н2МФ
114, Г. Сталь типа 15Х12ВМФ
208
114, М. Сталь типа 15Х12ВМФ (увелич. 500)
Скорость охлаждения wQ, град/сек: а — исходное состояние; 6 — 0,1; в — 1,0;
г — 15; д — 34; е — 600
209
115, В. Сталь типа 15Х12ВМФ с N2 (Тн = 1000J; /в — 8 мин) [35]
210
116, М. Сталь типа 15Х12ВМФ_сАТ1, N2 и В (увелич. 500)
'Скорость охлаждения о>о, град/сек-. а — исходное состояние; 6 — 0,1; в — 0,6;
з — 15; д — 30; е — 600
211
117, А. Сталь типа
20Х12ВМФ
(7Н = 1020°) [35]
Охлаждение ат 0СЗ) сек
118, В. Сталь типа
20Х12ВМФ с N2
(Тн = 1025°)
— 8 мин) [35]
119, Г. Сталь типа
15Х11ВФ
212
119, М. Сталь типа 15Х11ВФ (увелич. 500)
Скорость охлаждения иуо, град/сек-. а — исходное состояние; 6 — 0,1; в — 0,6;
г — 16: д — 38,4; е — 600
213
121, Г. Сталь типа 0X13 (ЭИ496)
214
120, М. Сталь типа 1X13 (увелич. 500)
Скорость охлаждения wQ, град/сек: а — исходное состояние; б — 0,1; в — 1: г — 14;
д — 43; е — 600
215
121, М. Сталь типа 0X13 (увелич. 500)
Скорость охлаждения wOf град/сек: а — исходное состояние; 6 — 0,1; в — 2,6:
г — 12; д — 40; е — 600
216
ЛИТЕРАТУРА
1. Af. X. Шоршоров. Металловедение сварки стали и сплавов титана. Изд-во «Наука», 1965.
2. М. X. Шоршоров. Справочник по сварке, т. 1, гл. IV. Машгиз, 1961, 141.
3. А. Е. Вайнерман, М. X. Шоршоров, В. С. Новосадов, В. Д. Веселков. Плазменная на-
плавка металлов. Изд-во «Машиностроение», 1969.
4. М. X. Шоршоров, А. А. Ерохин, Т. А. Чернышова, А. В. Руссиян, Г. Н. Котов. Го-
рячие трещины при сварке жаропрочных сплавов. Изд-во «Машиностроение», 1971.
5. Н. Н. Рыкалин. Справочник по сварке, т. I. Машгиз. 1961, 9.
6. Н. Н. Рыкалин. Расчеты тепловых процессов при сварке. Машгиз, 1951.
7. А. И. Пугин, Г. А. Перцовский. Автоматическая сварка, 1963, № 7, 14.
8. Б. А. Кох. Сварочное производство, 1962, № 1, 1.
9. В. П. Вологдин. Деформации и напряжения при сварке судовых конструкций. Обо-
ронгиз, 1945.
10. Н. О. Окерблом. Сварочные напряжения в металлоконструкциях. Машгиз, 1950.
11. Н. О. Окерблом. Сварочные деформации и напряжения. Машгиз, 1948.
12. Г. А. Николаев. Сварные конструкции. Машгиз, 1953.
13. Г. А. Николаев, Н. Н. Рыкалин. Деформации при сварке конструкций. Изд-во АН СССР
1943.
14. Н. Н. Прохоров. Горячие трещины при сварке. Машгиз, .1952.
15. Н. Н. Прохоров. Технологическая прочность металлов при сварке. Общественный
университет при ЦПНТО Машпром. Профиздат, 1960.
16. А. М. Макара. Автоматическая сварка, 1960, № 2, 9.
17. Н. Sekiguchi, М. Inagaki. J. Japan Welding Soc., 1957, 26, N 8, 121.
18. M. X. Шоршоров, Б. А. Смирнов. Автоматическая сварка, I960, № 5, 17.
19. И. Н. Кидин. Физика металлов и металловедение, 1956, 3, вып. 2, 299.
20. И. Н. Кидин. Физика металлов и металловедение, 1956, 3, вып. 2, 306.
21. A. Rose, W. Strassburg. Arch. Eisenhuttenwes, 1956, 27, H. 8, 513.
22. Д. И. Спектр, А. П. Грачева. Металловедение и термическая обработка металлов,
1959, № 9, 12.
23. М. X. Шоршоров, Б. А. Смирнов. Сварочное производство, 1961, № 6, 1.
24. М. X. Шоршоров и др. Сварочное производство, 1962, № 4, 12.
25. Б. А. Мовчан. Автоматическая сварка, 1953, № 5, 28.
26. Б. А. Мовчан. Микроскопическая неоднородность в литых сплавах. ГИТЛ УССР,
Киев, 1962.
27. М. X. Шоршоров, Г. Н. Клебанов, Л. С. Гущина. Сварочное производство, 1956, № 9, 1.
28. Г. Н. Клебанов. Сварочное производство, 1958, № 5, 5.
29. М. X. Шоршоров, В. Д. Кодолов. Сварочное производство, 1957, № 12, 1.
30. М. X. Шоршоров, В. Д. Кодолов. Сварочное производство, 1961, № 8, 1.
31. Сб. «Д. К. Чернов и наука о металлах». Металлургиздат, 1950.
32. А. Портевен. Введение в изучение термической обработки. ГОНТИ, 1939.
33. А. А. Байков. Собрание трудов, т. II. Изд-во АН СССР, 1948.
34. Н. Haneman, A. Schrader. Atlas metallographicus. Berlin, 1933*.
35. F. Wever, A. Rose. Atlas zur Warmebehandlung der Stahle. Dusseldorf, 1954, 1956 und
1958.
36. Г. Френч, Каопш. Закалка стали. ОНТИ, 1933.
37. С. С. Штейнберг. Термическая обработка стали. Металлургиздат, 1945.
38. В. Д. Садовский. Превращения переохлажденного аустенита (атлас диаграмм). Метал-
лургиздат, 1947.
39. В. Д. Садовский, А. А. Попов. Фазовые превращения в железоуглеродистых сталях.
Машгиз, 1950.
40. А. П. Гуляев. Термическая обработка стали. Машгиз, 1960.
41. И. Л. Миркин. Исследование эвтектоидной кристаллизации стали. Металлургиздат,
1941.
217
42. А. А. Попов, Л. E. Попова. Изотермические и термокинетические диаграммы распада
переохлажденного аустенита. Машгиз, 1961.
43. М. Е. Блантер. Фазовые превращения при термической обработке стали. Металлург-
издат, 1962.
44. Atlas of isothermal transformation diagrams. Supplement. Pittsburg, United States
Steel Corporation, 1953.
45. G. Delbart, A. Constant. Courbes de transformation des aciers de fabrication fran-
£aise. IRSID, 1954.
46. А. А. По:ов. Сб. «Фазовые превращения в железоуглеродистых сплавах». Машгиз,.
1950, 48.
47. М. X. Шоршоров, Б. А. Смирнов, В. В. Белов. Сварочное производство, 1959,.
№ 11, 12.
48. М. X. Шоршоров. Свариваемость металлов. Общественный университет при ЦПНТО
Машпром. Профиз дат, 1960.
49. С. В. Voidrich. Welding J., 1947, N 3, 153.
50. C. L. M. Cottrell. Brit, Welding J., 1954, N 4, 167.
51. E. G. Rollason. Welding J., 1941, N 6, 266.
52. G. Hopkins. Welding J., 1944, N 11, 606.
53. С. С. Шураков. Сб. «Металловедение». Судпромгиз, 1957, 100.
54. М. X. Шоршоров. Изв. АН СССР, ОТН, Металлургия и топливо, 1962, № 4, 70.
55. С. Zener. Fracturing of Metals. Cleveland, ASM, 1948.
56. Д. Мак Лин. Границы зерен в металлах. Металлургиздат, 1960.
57. Д. Мак Лин. Сб. «Вакансии и точечные дефекты», Металлургиздат, 1961, 197.
58. А4. X. Шоршоров, Т. А. Чернышова, А. И. Красовский. Испытания металлов на сва-
риваемость. Изд-во «Металлургия», 1972.
59. М. X. Шоршоров, В. С. Седых. Сварочное производство, 1958, № 8, 10.
60. М. X. Шоршоров и др. Машина ИМЕТ-ЦНИИЧМ для испытания сварных швов на го-
рячие трещины и ее применение при разработке и оценке качества сварочных материа-
лов. Изд-во ЦИТЭИН, 1961, вып. 6, тема 4, № М—61—165/6, 1.
61. Ю.Л. Красулин, М. X. Шоршоров. Автоматическая сварка, 1963, № 7, 1.
62. М. X. Шоршоров, Г. Н. Клебанов. Методика и машина ИМЕТ-1 для исследования
изменения структуры и механических свойств металла при сварке. Филиал ВИНИТИ
АН СССР, 1958, тема 12, № М—57—134/12.
63. М. X. Шоршоров, Г. Н. Клебанов, Л. С. Гущина. Изв. АН СССР, ОТН, 1956, № 8, 131,
64. Н. Н. Рыкалин, Л. А. Фридлянд. Сварка строительной стали повышенной прочности..
Стройвоенмориздат, 1948.
65. H.M.Schnadt. Welding J., 1957, N 1, 8.
66. J. Cabelka. Svaritel‘nost makych konstrukonych oceli. Bratislava, SAVU, 1948.
67. M. X. Шоршоров, В. В. Белов. Сварочное производство, 1964, № 11, 1.
68. М. X. Шоршоров, В. В. Белов. Изв. АН СССР, Металлы, 1965, № 1, 165.
69. В. В. Белов, М. X. Шоршоров. Сварочное производство, 1965, №2, 1.
70. С. L. М. Cottrell. J. Iron and Steell Inst., 1953, 174, part 1, 17.
71. Г. Л. Петров. Неоднородность металла сварных соединений. Судпромгиз, 1963.
72. Ю. Л. Красулин, М. X. Шоршоров. Сварочное производство, 1963, №8, 13.
73. С. L. М. Cottrell. Welding J., 1953, N 6, 257.
74. H. H. Рыкалин, М. X. Шоршоров. Изв. АН СССР, ОТН, 1957, № 10, 61.
75. J. G. Ball, С. L. М. Cottrell.— J. Iron and Steel Inst., 1951, 163, part 4, 321.
76. Б. А. Колодная. Сварочное производство, 1960, № 2, 12.
77. К. Winterton, М. J. Nolan.— Welding J., 1960, 39, N 2, 95.
78. А. И. Красовский. Труды ВНИИжелтранс. «Исследование низколегированных и мало-
углеродистых сталей». М., 1956, вып. 116, 84.
79. М. М. Крайчик. Труды ВНИИжелтранс. «Исследование новых марок строительной;
стали». М., 1958, вып. 164, 73.
80. Автомобильные конструкционные стали. Справочник. Машгиз, 1951.
81. Г. К. Гедеванишвили, П. Г. Напетваридзе. Труды Института металлургии АН Груз.
ССР, 1958, 9, 175.
82. А. С. Астафьев. Приложение к жур. «Сталь», Металловедение и термическая обработка,
1959, 231.
83. Е. М. Кузмак, Е. А. Сонкин, А. Н. Хакимов, Э. П. Мотус. Высокопроизводительные-
методы сварки в химическом и нефтяном машиностроении, вып. 1, ч. II. Волгоград,,
1969, 23.
84. А. С. Астафьев, Э. П. Мацнев. Сварочное производство, 1968, № 11, 22.
85. М. М. Крайчик. Сварочное производство, 1S59, № 6, 16.
86. А. С. Астафьев. Сталь, 1959, № 6, 553.
87. Е. Kauhausen, Р. Kaesmacher. Schweissen und Schneiden, 1957, N 9, 275.
88. А. С. Астафьев. Сварочное производство, 1969, № 2, 28.
ОГЛАВЛЕНИЕ
От редактора........................................................ 5
Введение ............................................................. 7
Глава I. Характеристики свариваемости сталей и их применение для обоснования
составов сталей, выбора технологии и режимов их сварки и термообра-
ботки ........................................................................ 9
§ 1. Основные виды фазовых превращений и структурных изменений........... &
§ 2. Строение сварных соединений........................................ 10
§ 3. Условия протекания фазовых превращений при сварке.................. 12
§ 4. Фазовые превращения при нагреве, рост зерна и гомогенизация как факторы,
определяющие состояние аустенита в зоне термического влияния при различ-
ных способах и режимах сварки........................................... 18
§ 5. Превращения аустенита в околошовной зоне при непрерывном охлаждении
в условиях сварки....................................................... 32
§6. Холодные трещины при сварке......................................... 42
§ 7. Общие критерии выбора технологии и режимов сварки и последующей термо-
обработки сварных соединений............................................ 47
§8. Примеры расчета режима сварки ...................................... 52
Глава II. Методы изучения характеристик свариваемости стали.................. 55
§ 9. Общая характеристика методов и их назначение....................... 55
§ 10. Дилатометрический метод исследования кинетики фазовых превращений
в условиях термических циклов сварки на быстродействующем дилатометре
ИМЕТ-ДБ.................................................................. 56
§ 11. Требования к условиям построения диаграмм анизотермического превра-
щения аустенита с целью их использования для выбора технологии и режи-
мов сварки сталей........................................................ 58
§ 12. Метод ИМЕТ-1 для исследования влияния параметров термических циклов
сварки на структуру и свойства сталей.....................•.............. 62
§ 13. Пробы для исследования свойств и структуры зоны термического влияния в
зависимости от технологии и режимов сварки сталей........................ 66
§ 14. Метод ИМЕТ-4 для исследования сопротивляемости сталей замедленному
разрушению при сварке.................................................... 71
§ 15. Сварные жесткие пробы для оценки сопротивляемости сталей образованию
холодных трещин......................................................’ . 73
219
Глава III. Состав, свойства и характеристики свариваемости конструкционных
сталей ..................................................................
§ 16. Условные обозначения диаграмм атласа............................
§ 17. Химический состав и свойства сталей различных групп (углеродистая обык-
новенного качества, углеродистая качественная, низколегированная, леги-
рованная, высоколегированная)........................................
§ 18. Оптимальный интервал скоростей охлаждения при сварке по данным измене-
ния структуры и свойств сталей в околошовной зоне....................
§ 19. Допустимые скорости охлаждения при сварке по данным испытаний сталей
на сопротивляемость образованию холодных трещин......................
ДИАГРАММЫ С ХАРАК7 ЕРИСТИКАМИ СВАРИВАЕМОСТИ СТАЛЕЙ...............
Литература.......................................................
Минас Хачатурович Шоршоров, Виктор Васильевич Белов
ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ИЗМЕНЕНИЯ СВОЙСТВ СТАЛИ ПРИ СВАРКЕ
Атлас
Утверждено к печати Институтом металлургии имени А. А. Байкова Академии наук ССС1
Редактор издательства А. Н. Чернов. Художник Г. А. Астафьева
Технический редактор И. Н. Жму р кин а
Сдано в набор 27/VI 1972 г. Подписано к печати 10/XI-1972 г. Формат 70х100у1в. Бумага № 1.
Усл. печ. л. 17,18. Уч.-изд. л. 15,1. Тираж 4500 экз. Т-17744. Тип. зак. 888. Цена 1 р. 26 к.
Издательство «Наука», 103717ГСП, Москва К-62, Подсосенский пер., 21
2-я типография издательства «Наука» 121099. Москва Г-99, Шубинский пер., 10
ИСПРАВЛЕНИЯ И ОПЕЧАТКИ
Страница Строка Напечатано Должно быть
16 1 св. (рис. 3, л). (рис. 3, а). На рис. 3: е — внут- ренняя деформация; «ф — де- формация формоизменения; е св — свободная дилатацион- ная деформация
31 5 св. 36СГНА 18Х2ВФ
35 Подпись под рис. 14, 2 сн. Б — бейнит Б — бейнит, М — мартенсит
36 8 св. 195Мп 19 Мп 5
44 Рис. 21 , О 1 • 2 • 1 О 2
46 Подпись под рис. 24, 1 CH. охлаждения после закалки . охлаждения
74 Табл. 8, головка, 3-я гр. справа 80—1000° 800—1000°
Г8 3 св. типа Е» типа 2?; ОМ—основной металл;
217 Литература, п. 4 1971. 1973.
М. X. Шоршоров, В. В. Белов