RU2637546C1 - Способ сварки трением с перемешиванием для высокопрочной тонколистовой или толстолистовой стали - Google Patents

Способ сварки трением с перемешиванием для высокопрочной тонколистовой или толстолистовой стали Download PDF

Info

Publication number
RU2637546C1
RU2637546C1 RU2016122279A RU2016122279A RU2637546C1 RU 2637546 C1 RU2637546 C1 RU 2637546C1 RU 2016122279 A RU2016122279 A RU 2016122279A RU 2016122279 A RU2016122279 A RU 2016122279A RU 2637546 C1 RU2637546 C1 RU 2637546C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
less
welding
tool
steel
pcm
Prior art date
Application number
RU2016122279A
Other languages
English (en)
Inventor
Мунэо МАЦУСИТА
Ринсэй ИКЕДА
Original Assignee
ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН filed Critical ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Application granted granted Critical
Publication of RU2637546C1 publication Critical patent/RU2637546C1/ru

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/12—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding
    • B23K20/122—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding using a non-consumable tool, e.g. friction stir welding
    • B23K20/1275—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding using a non-consumable tool, e.g. friction stir welding involving metallurgical change
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/12—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding
    • B23K20/122—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding using a non-consumable tool, e.g. friction stir welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/12—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding
    • B23K20/122—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding using a non-consumable tool, e.g. friction stir welding
    • B23K20/123—Controlling or monitoring the welding process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/12—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/18—Sheet panels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Изобретение может быть использовано для соединения сваркой трением с перемешиванием высокопрочной конструкционной стали в виде листов или плит. Способ обеспечивает устранение неоднородности нагрева и пластического течения, создаваемого в результате перемешивания размягченных участков. Условия проведения сварки трением с перемешиванием соответствуют следующим параметрам: скорость вращения инструмента составляет от 100 об/мин до 1000 об/мин, крутящий момент инструмента – от 50 н⋅м до 500 н⋅м, а скорость сварки – от 10 мм/мин до 1000 мм/мин. Показатель чувствительности стали к растрескиванию Pcm, рассчитанный по формуле (1), удовлетворяет соотношению 0,18≤Pcm≤0,30. Величина подвода тепла при сварке HI, рассчитанная по формуле (2), находится в диапазоне от 1,5 до 20 и удовлетворяет формуле (3) при соотношении с величиной Pcm, причем
Figure 00000016
Figure 00000017
Figure 00000018
. 2 з.п. ф-лы, 3 табл., 5 ил.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Изобретение относится к способу сварки трением с перемешиванием, которую проводят без добавления присадочного материала в результате введения вращающегося инструмента в участок сварного шва для рабочих материалов, перемещения вращающегося инструмента при одновременном его вращении и использования размягчения рабочих материалов, обусловленного действием теплоты трения, вырабатывающейся между вращающимся инструментом и рабочими материалами, и пластического течения, создаваемого в результате перемешивания размягченных участков при использовании вращающегося инструмента. Изобретение предназначено для устранения неоднородности нагрева и пластического течения внутри перемешиваемого участка, что представляет собой проблему, в частности, при применении способа сварки трением с перемешиванием для высокопрочной конструкционной стали, в целях достижения достаточной прочности однородных механических свойств, в частности, вязкости.
Уровень техники
В качестве способа сварки трением с перемешиванием в документе JPS 62183979 A (PTL 1) описывается методика сварки металлических материалов в результате вращения обоих или одного из пары металлических материалов в целях генерации теплоты трения в металлических материалах для размягчения упомянутого материала и перемешивания размягченного участка в целях стимулирования возникновения пластического течения.
Однако при использовании данной методики вследствие вращения металлических материалов, которые представляют собой предметы сварки, форма и размер свариваемых металлических материалов ограничены.
С другой стороны, в публикации JPH 7505090 A (PTL 2) предлагается способ непрерывной сварки рабочих материалов в продольном направлении при использовании теплоты и пластического течения, вырабатываемых между инструментом и рабочими материалами, в результате вставления инструмента, который изготавливают из материала, который является существенно более твердым по сравнению с рабочими материалами, в участок сварного шва для рабочих материалов и перемещения инструмента при одновременном его вращении.
Способ сварки, описанный в публикации PTL 2, называется способом сварки трением, способом соединения трением, способом сварки трением с перемешиванием, способом соединения трением с перемешиванием и так далее. Ниже в настоящем документе способ сварки, такой как способ, описанный в публикации PTL 2, называется способом сварки трением с перемешиванием.
Способ сварки трением, описанный в публикации PTL 1, является способом сварки рабочих материалов друг с другом в результате вращения рабочих материалов и использования теплоты трения, генерируют между рабочими материалами. С другой стороны, при использовании способа сварки трением с перемешиванием, описанного в публикации PTL 2, стальные листы могут быть сварены в результате перемещения инструмента при одновременном вращении его в состоянии, в котором свариваемые элементы зафиксированы. Поэтому данная методика является выгодной в том смысле, что непрерывное связывание в твердом состоянии может быть реализовано в продольном направлении даже в отношении элементов, которые являются по существу бесконечно удлиненными в направлении сварки. Кроме того, поскольку связывание в твердом состоянии реализуют при использовании пластического течения металла, обусловленного теплотой трения, генерируемой между вращающимся инструментом и свариваемыми материалами, стальные листы могут быть сварены без расплавления участка сварного шва. В дополнение к этому, методике из публикации PTL 2 свойственно много преимуществ. Например, имеет место меньшее деформирование после сварки вследствие низкой температуры нагревания, имеет место меньшее количество дефектов вследствие нерасплавления участка сварного шва, и отсутствует потребность в наплавочном материале.
Использование способа сварки трением с перемешиванием распространяется в сфере летательных аппаратов, кораблей, железнодорожных вагонов, автомобилей и тому подобного в качестве способа сварки низкоплавких металлических материалов, в том числе алюминиевого сплава или магниевого сплава. Это обусловлено тем, что для данных низкоплавких металлических материалов трудно получить удовлетворительные характеристики на участке сварного шва при использовании обычного способа электродуговой сварки, но благодаря применению способа сварки трением с перемешиванием улучшается производительность, и могут быть получены участки сварного шва с высоким качеством.
С другой стороны, применение способа сварки трением с перемешиванием к низколегированной сварочной конструкционной стали, которую обычно используют в качестве материалов для конструкций, таких как здания, корабли, тяжелое машинное оборудование, трубопроводы и автомобили, распространено менее широко по сравнению с тем, что имеет место для низкоплавких металлических материалов, из-за проблем с работоспособностью конструкции и характеристиками соединения.
Как описано в публикациях JP 2003532542 A (PTL 3) и JP 2003532543 A (PTL 4) в настоящее время в качестве вращающегося инструмента при сварке трением с перемешиванием для низколегированной сварочной конструкционной стали используют высокоабразивостойкие материалы, такие как поликристаллический кубический нитрид бора (PCBN) или нитрид кремния (SiN4).
Однако данная керамика является хрупкой, и поэтому на толщину тонкого листа и условия переработки свариваемой тонколистовой стали накладывают серьезные ограничения в целях предотвращения повреждений вращающегося инструмента.
При сварке меньшее количество ограничений, таких как вышеупомянутые толщина свариваемого листа и условия проведения сварки, более высокая работоспособность конструкции, другими словами, большая легкость введения в практическое использование, означают более высокую практичность.
Однако работоспособность конструкции способа сварки трением с перемешиванием в отношении железа и стали была неудовлетворительной по сравнению со сваркой, такой как электродуговая сварка, которую широко используют для сварки железа и стали.
Для преодоления данной проблемы в публикации JP 200831494 A (PTL 5) предлагается низколегированная сварочная конструкционная сталь, в которой содержание основных элементов, составляющих низколегированную сталь, таких как С, Mn, Р и S, а также содержание Si, Аl и Ti, которые представляют собой элементы, стабилизирующие феррит, ограничено, и сумма ширины температурного диапазона одной фазы феррита и ширины температурного диапазона двух фаз аустенита и феррита, в равновесном состоянии составляющая 700°С и более, должна быть сделана равной 200°С и более. Данным образом, уменьшается сопротивление деформированию во время сварки трением с перемешиванием, и улучшается работоспособность конструкции для низколегированной сварочной конструкционной стали.
С другой стороны, в соответствии с описанием в публикации Summary of Japan Welding Society National Meeting Lecture, volume 87 (2010) 331 (NPL 1) проблема в отношении характеристик соединения заключается в том, что при использовании способа сварки трением с перемешиванием состояние пластического течения внутри перемешиваемого участка является неоднородным, и состояние нагревания и состояние пластической переработки локально варьируются. Как известно, это оказывает значительное воздействие на механические характеристики внутри перемешиваемого участка, и при сварке низколегированной конструкционной стали вязкость, в частности, становится неоднородной.
Что касается данного момента, то японская патентная заявка №JP 2012-86924 (PTL 6) направлена на устранение неоднородности вязкости, представляющей собой результат наличия локальной вариации состояния нагревания и состояния пластической переработки внутри перемешиваемого участка, при сварке трением с перемешиванием для низколегированной сварочной конструкционной стали. В публикации PTL 6 описывается способ сварки трением с перемешиванием, где компоненты стали, которые диспергируют стабильные и мелкие выделения даже при высокой температуре, определяются условиями проведения сварки, регулирующими тепловой гистерезис для участка соединения.
Однако для сварки трением с перемешиванием для высокопрочной конструкционной стали, характеризующейся пределом прочности при растяжении, составляющим 800 МПа и более, удовлетворительного решения, которое обеспечивает достижение достаточной прочности на перемешиваемом участке и устранение неоднородности вязкости внутри перемешиваемого участка, обнаружено не было.
Перечень цитирования
Источники патентной литературы
PTL 1: JPS 62183979 A
PTL 2: JPH 7505090 A
PTL 3: JP 2003532542 A
PTL 4: JP 2003532543 A
PTL5: JP 200831494 A
PTL 6: Японская патентная заявка №JP 2012-86924
Источники непатентной литературы
NPL 1: Summary of Japan Welding Society National Meeting Lecture, volume 87 (2010) 331
Сущность изобретения
(Техническая проблема)
Данное изобретение было разработано в свете вышеупомянутых обстоятельств. Было бы полезно предложить способ получения достаточной прочности на перемешиваемом участке и устранения неоднородности вязкости, возникающей в результате локальной вариации состояния нагревания и состояния пластической переработки, при сварке трением с перемешиванием для высокопрочной конструкционной стали, характеризующейся пределом прочности при растяжении, составляющим 800 МПа и более. В соответствии с этим, в настоящем документе описывается способ сварки трением с перемешиванием, в котором осуществляют строгое регулирование компонентов стали и условий проведения сварки трением с перемешиванием.
(Решение проблемы)
В результате проведения интенсивных исследований для решения вышеупомянутых проблем заявители обнаружили нижеследующее.
a) В способе сварки трением с перемешиванием количество тепла, подводимого к соединению, может быть пересчитано из рабочей нагрузки от вращения инструмента, полученной из скорости вращения инструмента, крутящего момента инструмента, скорости сварки, толщины свариваемого материала и тому подобного. Говоря конкретно, рабочую нагрузку в час получают в результате перемножения скорости вращения инструмента и крутящего момента инструмента и деления получающейся в результате величины на скорость сварки, получают рабочую нагрузку на единицу длины в направлении сварки. Как считается, это соответствует подводу тепла при сварке. В изобретении данный подвод тепла при сварке обозначают как HI и определяют по формуле (2).
Figure 00000001
где RT представляет собой крутящий момент инструмента (Н⋅м), RS представляет собой скорость вращения инструмента (об/мин), a TS представляет собой скорость сварки (мм/мин).
Кроме того, в результате управления данным подводом тепла при сварке HI можно регулировать тепловой гистерезис для участка сварки трением с перемешиванием.
b) На механические свойства стального материала, такие как прочность, вязкость и тому подобное, значительное воздействие оказывает микроструктура. При сварке трением с перемешиванием для высокопрочной конструкционной стали, характеризующейся пределом прочности при растяжении, составляющим 800 МПа и более, для получения достаточной прочности соединения и устранения неоднородности вязкости на перемешиваемом участке в целях достижения однородной и высокой вязкости необходимо наличие у перемешиваемого участка микроструктуры, в основном образованной из мелкозернистого бейнита.
c) При сварке трением с перемешиванием для стального материала перемешиваемый участок нагревают до температуры, равной или большей, чем температура, при которой происходит превращение аустенита в феррит. Микроструктура при комнатной температуре формируется в результате превращения аустенита в феррит в ходе процесса последующего охлаждения, и на проявление микроструктуры значительное воздействие оказывает время охлаждения от 800°С до 500°С. В случае продолжительного времени охлаждения формируется ферритно-перлитная микроструктура. По мере уменьшения времени охлаждения формируются грубозернистый бейнит, мелкозернистый бейнит и мартенсит в указанном порядке при переходе от более высоких к более низким температурам (то есть, грубозернистый бейнит формируется при наибольшей температуре, а мартенсит - при наименьшей), и прочность микроструктуры увеличивается. В результате управления описанным выше подводом тепла при сварке HI регулируют тепловой гистерезис для участка сварки трением с перемешиванием, и время охлаждения от 800°С до 500°С должно быть установлено в диапазоне, в котором получают мелкозернистый бейнит.
d) Однако, на соотношение между временем охлаждения и превращением аустенита в феррит оказывают воздействие компоненты стали.
Поэтому заявители определили диапазон подвода тепла при сварке HI, который приводит к получению мелкозернистого бейнита на перемешиваемом участке, при использовании соотношения с показателем Pcm прокаливаемости при закалке, в котором используют уровень содержания легирующего элемента в качестве параметра для достижения достаточной прочности на перемешиваемом участке и устранения неоднородности вязкости, представляющей собой результат наличия локальной вариации состояния нагревания и состояния пластической переработки, в целях достижения однородной и высокой вязкости при перемешивающей сварке трением для высокопрочной конструкционной стали.
Способы заявителей базируются на данных открытиях.
Таким образом, заявители предлагают:
1. Способ сварки трением с перемешиванием, включающий:
введение в участок сварного шва стального листа или плиты вращающегося инструмента включает заплечик и пин, расположенный на заплечике и имеющий общую ось вращения с заплечиком, при этом, по меньшей мере, заплечик и пин изготавливают из материала, более твердого чем рабочий материал в виде стального листа или плиты; и
перемещение вращающегося инструмента при его одновременном вращении таким образом, чтобы стальной лист или плита размягчались под действием теплоты трения, генерируемой между вращающимся инструментом и стальным листом или плитой вызывало пластическое течение размягченной части, перемешиваемой при использовании вращающегося инструмента, и сваривало стальной лист или плиту, причем каждый из стального листа или плиты изготавливают из высокопрочной сварочной конструкционной стали, имеющей химический состав, содержащий (или состоящий из) в мас. %:
С: от 0,03 до 0,12,
Si: 0,6 и менее,
Mn: от 1,5 до 3,0,
Р: 0,015 и менее,
S: 0,002 и менее,
Аl: 0,1 и менее,
Ti: от 0,005 до 0,030,
Nb: от 0,01 до 0,10,
N: от 0,001 до 0,008 и
О: 0,03 и менее,
Fe и случайные примеси: остальное,
при этом величина Pcm, рассчитанная при использовании следующей далее формулы (1), удовлетворяет соотношению 0,18≤Pcm≤0,30, и
условия проведения сварки трением с перемешиванием соответствуют диапазонам
скорость вращения инструмента: от 100 об/мин до 1000 об/мин,
крутящий момент инструмента: от 50 Н⋅м до 500 Н⋅м и
скорость сварки: от 10 мм/мин до 1000 мм/мин, и
подвод тепла при HI сварке, описывающийся при использовании следующей далее формулы (2), находится в диапазоне от 1,5 до 20 и удовлетворяет диапазону, описывающемуся следующей далее формулой (3), при соотношении с величиной Pcm,
Figure 00000002
Figure 00000003
где RT представляет собой крутящий момент инструмента (Н⋅м), RS представляет собой скорость вращения инструмента (об/мин), a TS представляет собой скорость сварки (мм/мин),
Figure 00000004
2. Способ сварки трением с перемешиванием, соответствующий аспекту 1, где высокопрочная сварочная конструкционная сталь, кроме того, содержит в мас. % один или несколько элементов, выбираемых из
Cu: 1,0 и менее,
Ni: 1,5 и менее,
Mo: 1,0 и менее,
Cr: 1,0 и менее,
V: 0,10 и менее,
W: от 0,2 до 1,2 и
В: от 0,0001 до 0,005.
3. Способ сварки трением с перемешиванием, соответствующий аспектам 1 или 2, где
высокопрочная сварочная конструкционная сталь, кроме того, содержит в мас. % один или несколько элементов, выбираемых из
Са: 0,01 и менее,
РЗМ: 0,02 и менее,
Mg: 0,01 и менее и
Zr: от 0,0005 до 0,03.
(Преимущества)
В соответствии с изобретением на перемешиваемом участке при сварке трением с перемешиванием высокопрочной конструкционной стали, характеризующейся пределом прочности при растяжении, составляющим 800 МПа и более, может быть получена достаточная прочность. Кроме того, устраняют неоднородность вязкости, представляющую собой результат наличия локальной вариации нагревания и пластической переработки, и получают однородную и хорошую вязкость.
Краткое описание чертежей
На прилагаемых чертежах:
фиг. 1 демонстрирует осуществление сварки трением с перемешиванием в соответствии с изобретением;
фиг. 2 демонстрирует форму и размер вращающегося инструмента, используемого для стальной плиты толщиной 6 мм;
фиг. 3 демонстрирует форму и размер вращающегося инструмента, используемого для стальной плиты толщиной 12 мм;
фиг. 4 демонстрирует, как отбирать образец для испытаний на растяжение из соединения, полученного в результате сварки трением с перемешиванием, и форму и размер образца для испытаний; и
фиг. 5 демонстрирует, как отбирать образцы для испытаний на ударную вязкость по Шарпи из соединения, полученного в результате сварки трением с перемешиванием.
Подробное описание изобретения
Ниже будут подробно описываться способы изобретения.
Во-первых, будут разъяснены причины ограничения вышеупомянутыми диапазонами химического состава высокопрочной сварочной конструкционной стали, которая представляет собой предметы сварки в изобретении. Если только не будет указано другого, то ниже в настоящем документе обозначение мас. % будет просто представлено в виде %.
С: от 0,03% до 0,12%
C представляет собой элемент, который усиливает прочность, и в целях получения требуемой прочности (800 МПа и более) он должен содержаться в количестве, составляющем 0,03% и более. Однако, в случае содержания C более, чем 0,12% вязкость и свариваемость основного материала ухудшатся. Поэтому уровень содержания C задают в диапазоне от 0,03% до 0,12%, а предпочтительно от 0,05% до 0,09%.
Si: 0,6% и менее
Si представляет собой эффективный элемент для усиления прочности основного материала и зоны термического влияния (ЗТВ) в результате упрочнения твердого раствора. Однако в случае добавления более чем 0,6% Si вязкость значительно уменьшится, и поэтому верхний предел для уровня содержания Si задают 0,6%, а предпочтительно в диапазоне 0,5% и менее. На нижний предел для уровня содержания Si каких-либо конкретных ограничений не накладывают. Однако, поскольку Si представляет собой элемент, который усиливает прочность, в целях достижения достаточной прочности нижний предел содержания Si предпочтительно составляет 0,05%.
Mn: от 1,5% до 3,0%
Mn представляет собой элемент, который является эффективным для усиления прочности, и с точки зрения перспективы закрепления требуемой прочности он должен содержаться в количестве, составляющем 1,5% и более. Однако если содержание превышает Mn 3,0% при проведении воздушного охлаждения после прокатки будет формироваться микроструктура с грубозернистым бейнитом, и вязкость основного материала уменьшится. Поэтому содержание Mn ограничивают диапазоном от 1,5% до 3,0% а предпочтительно от 1,8% до 2,8%.
P: 0,015% и менее, S: 0,002% и менее
Как P, так и S присутствуют в стали в качестве случайных примесей. Поскольку P и S представляют собой элементы, которые в значительной степени сегрегированы на участке осевой ликвации, каждый из их верхних пределов задают 0,015% и 0,002% для подавления уменьшения вязкости, представляющего собой результат наличия участка ликвации у основного материала. Предпочтительно уровень содержания P составляет 0,010% и менее, а уровень содержания S составляет 0,0018% и менее. Однако избыточное уменьшение содержания P и S приводит к увеличению затрат, и поэтому желательно задавать нижние пределы содержания P и S приблизительно 0,001% и 0,0005% соответственно.
Al: 0,1% и менее
Al служит раскисляющим элементом. Однако в случае добавления более чем 0,1% Al степень беспримесности стали уменьшится и станет причиной ухудшения вязкости, и поэтому уровень содержания Al задают 0,1% и менее, а предпочтительно 0,06% и менее. На нижний предел содержания Al каких-либо конкретных ограничений не накладывают. Однако в целях получения достаточного эффекта раскисления нижний предел содержания Al предпочтительно составляет 0,005%.
Ti: от 0,005% до 0,030%
Ti является эффективным для получения нитрида и уменьшения содержания растворенного N в стали. Кроме того, выделение TiN подавляет и предотвращает огрубление зерен аустенита с их эффектом пиннинга и вносит свой вклад в улучшение вязкости основного материала и зоны ЗТВ. В целях получения необходимого эффекта пиннинга Ti должен быть добавлен в количестве, составляющем 0,005% и более. Однако в случае добавления более, чем 0,030% Ti будет образовываться карбид, и вследствие его дисперсионного твердения вязкость значительно ухудшится. Поэтому верхний предел для Ti задают 0,030%, а предпочтительно в диапазоне от 0,010% до 0,025%.
Nb: от 0,01% до 0,10%
Nb представляет собой необходимый элемент для образования карбида в целях предотвращения размягчения при отпуске, в частности, в зоне термического влияния (ЗТВ), которую подвергают воздействию двух и более термических циклов для получения, тем самым, требуемой прочности зоны ЗТВ. Кроме того, Nb обеспечивает получение эффекта расширения температурной области, в которой аустенит остается нерекристаллизованным во время горячей прокатки, и Nb должен быть добавлен в количестве, составляющем 0,01% и более, в частности, для задания упомянутой температурной области, соответствующей температуре, доходящей вплоть до 950°С. Однако, в случае добавления более, чем 0,10% Nb вязкость зоны ЗТВ значительно ухудшится. Поэтому верхний предел задают 0,10%, а предпочтительно в диапазоне от 0,02% до 0,08%.
N: от 0,001% до 0,008%
N обычно присутствует в стали в качестве случайных примесей. Однако, как это прежде упоминалось, в результате добавления Ti образуется соединение TiN, которое подавляет огрубление зерен аустенита, и в целях получения требуемого эффекта пиннинга N должен присутствовать в стали в количестве, составляющем 0,001% и более. Однако если уровень содержания N превышает 0,008% неблагоприятное воздействие растворенного N станет значительным при растворении TiN в сварном шве, в частности, в области поблизости от линии плавления, которую нагревают до 1450°С и выше. Поэтому верхний предел содержания N задают 0,008%, а предпочтительно в диапазоне от 0,002% до 0,006%.
О: 0,03% и менее
Поскольку О формирует неметаллическое включение и ухудшает степень беспримесности стали и вязкость, уровень содержания О задают равным 0,03% и менее, а предпочтительно 0,02% и менее. Однако поскольку избыточное уменьшение уровня содержания О приводит к увеличению затрат, желательно, чтобы нижний предел содержания О составлял бы приблизительно 0,0003%.
Основные компоненты изобретения представляют собой те, которые описаны выше. В изобретении в целях дополнительного усиления характеристик могут быть добавлены один или несколько элементов, выбираемых из Cu, Ni, Mo, Cr, V, W и В.
Cu: 1,0% и менее
Cu исполняет функцию элемента, улучшающего прокаливаемость при закалке, и может быть использован в качестве альтернативы добавлению большого количества Mn. Однако в случае добавления более, чем 1,0% Cu стимулирует образование трещин, и поэтому верхний предел для Cu задается 1,0%. С точки зрения демонстрации дополнительного эффекта от Cu нижний предел содержания Cu предпочтительно составляет 0,05%.
Ni: 1,5% и менее
Ni также представляет собой элемент, подходящий для улучшения прокаливаемости при закалке, и не ухудшает вязкость при добавлении к химическому составу. Однако поскольку Ni представляет собой дорогостоящий элемент, добавление более, чем 1,5% Ni приводит к увеличению производственных затрат. Поэтому верхний предел для Ni задают 1,5%. С точки зрения демонстрации дополнительного эффекта от Ni нижний предел содержания Ni предпочтительно составляет 0,05%.
Мо: 1,0% и менее
Мо исполняет функцию элемента, улучшающего прокаливаемость при закалке, и может быть использован в качестве альтернативы добавлению большого количества Mn. Однако Мо представляет собой дорогостоящий элемент, и даже в случае добавления более, чем 1,0% эффект увеличения прочности достигнет плато. Поэтому при добавлении Мо его верхний предел задают составляющим 1,0%. С точки зрения демонстрации дополнительного эффекта от Мо нижний предел содержания Мо предпочтительно составляет 0,02%.
Cr: 1,0% и менее
Cr также исполняет функцию элемента, улучшающего прокаливаемость при закалке, и может быть использован в качестве альтернативы добавлению большого количества Mn. Однако в случае добавления более, чем 1,0% Cr вязкость зоны ЗТВ значительно ухудшится. Поэтому при добавлении Cr его верхний предел задают 1,0%. С точки зрения демонстрации дополнительного эффекта от Cr нижний предел содержания Cr предпочтительно составляет 0,05%.
V: 0,10% и менее
V выделяется и затвердевает во время сварки с несколькими термическими циклами и эффективно вносит свой вклад в предотвращение размягчения зоны ЗТВ при добавлении совместно с Nb. Однако, в случае добавления более, чем 0,10% V значительным станет дисперсионное твердение, которое приводит к ухудшению вязкости зоны ЗТВ. Поэтому при добавлении V его верхний предел задают составляющим 0,10%. С точки зрения демонстрации дополнительного эффекта от V нижний предел содержания V предпочтительно составляет 0,003%.
W: от 0,2% до 1,2%
W представляет собой элемент, подходящий для улучшении прокаливаемости стали при закалке и получения микроструктуры, в основном образованной из бейнита. Кроме того, добавление W обеспечивает получение дополнительного усиления эффекта улучшения прокаливаемости при закалке для стали, полученной в результате добавления В. Кроме того, в случае добавления W совместно с Nb имеет место эффект подавления рекристаллизации аустенита при контролируемой прокатке и измельчения микроструктуры аустенита. Для получения данного эффекта W должен быть добавлен, по меньшей мере, в количестве 0,2%. Однако поскольку избыточное добавление W может ухудшить вязкость в зоне ЗТВ и свариваемость при монтажной сварке и уменьшить эффект улучшения прокаливаемости при закалке для В, его верхний предел задают составляющим 1,2%.
В: от 0,0001% до 0,005%
В сегрегирует на границе зерна аустенита и подавляет ферритное превращение и вносит свой вклад, в частности, в предотвращение уменьшения прочности в зоне ЗТВ. Для получения данного эффекта В должен быть добавлен в количестве, составляющем 0,0001% и более. Однако даже в случае добавления более чем 0,005% В эффект от него достигнет плато. Поэтому при добавлении В его верхний предел задают 0,005%.
В изобретении в дополнение к описанным выше элементам могут быть добавлены один или несколько элементов, выбираемых из Са, РЗМ, Mg и Zr.
Са: 0,01% и менее
Са представляет собой эффективный элемент для морфологического регулирования присутствия сульфида в стали, и при добавлении Са подавляется образование соединения MnS, которое является пагубным для вязкости. Однако в случае добавления более чем 0,01% Са образуется кластер CaO-CaS, и ухудшится вязкость. Поэтому при добавлении Са его верхний предел задают 0,01%. С точки зрения демонстрации дополнительного эффекта от Са нижний предел содержания Са предпочтительно составляет 0,001%.
РЗМ: 0,02% и менее
Редкоземельные металлы РЗМ также представляют собой эффективные элементы для морфологического регулирования присутствия сульфида в стали, и при добавлении РЗМ подавляется образование соединения MnS, которое является пагубным для вязкости. Однако РЗМ представляет собой дорогостоящие элементы, и даже в случае добавления более, чем 0,02% РЗМ, эффект от него достигнет плато. Поэтому при добавлении РЗМ его верхний предел задают составляющим 0,02%. С точки зрения демонстрации дополнительного эффекта от РЗМ нижний предел содержания РЗМ предпочтительно составляет 0,001%.
Mg: 0,01% и менее
Mg образует мелкозернистый оксид в стали в ходе процесса получения стали и обеспечивает получение эффекта пиннинга там, где подавляется огрубление зерен аустенита, в частности, в зоне ЗТВ. Однако в случае добавления более чем 0,01% Mg степень беспримесности стали ухудшится, и вязкость уменьшится. Поэтому при добавлении Mg его верхний предел задают 0,01%. С точки зрения демонстрации дополнительного эффекта от Mg нижний предел содержания Mg предпочтительно составляет 0,001%.
Zr: от 0,0005% до 0,03%
Zr образует в стали карбонитрид и обеспечивает получение эффекта пиннинга там, где подавляется огрубление зерен аустенита, в частности, в зоне термического влияния. Для получения достаточного эффекта пиннинга Zr должен быть добавлен в количестве, составляющем 0,0005% и более. Однако в случае добавления более, чем 0,03% Zr степень беспримесности стали значительно ухудшится, что приведет к уменьшению вязкости. Поэтому при добавлении Zr его верхний предел задают 0,03%.
Pcm: от 0,18 до 0,30
В изобретении величина Pcm представляет собой показатель, указывающий на чувствительность к растрескиванию при сварке, и описывается формулой (1):
Figure 00000005
В изобретении нижний предел для данной величины Pcm задают составляющим 0,18 для достижения прочности соединения, составляющей 800 МПа и более. Однако в случае превышения величиной Pcm 0,30 вязкость и свариваемость основного материала ухудшатся. Поэтому верхний предел для величины Pcm задают составляющим 0,30, а предпочтительно в диапазоне от 0,190 до 0,260.
Причины наложения ограничений на условия проведения сварки в способе сварки трением с перемешиванием представляют собой нижеследующее.
Скорость вращения инструмента: от 100 об/мин до 1000 об/мин
Для тепловыделения в процессе трения между вращающимся инструментом и участком сварного шва обрабатываемой детали и пластического течения в результате перемешивания участка сварного шва, размягченного под действием тепла при использовании инструмента, скорость вращения инструмента необходимо надлежащим образом регулировать. В случае скорости вращения инструмента, меньшей чем 100 об/мин, на участке сварного шва может сохраниться непроваренный участок вследствие недостатка выделения тепла и пластического течения, или вращающийся инструмент может быть поврежден вследствие избыточной нагрузки, наложенной на него. С другой стороны, в случае превышения скоростью вращения инструмента 1000 об/мин на участке сварного шва не может быть получена достаточная толщина, поскольку тепловыделение и пластическое течение станут избыточными, и размягченный металл отщепится от участка сварного шва в виде задира, или вращающийся инструмент может быть избыточно нагрет и поврежден.
Поэтому скорость вращения инструмента задают в диапазоне от 100 об/мин до 1000 об/мин, а предпочтительно в диапазоне от 120 об/мин до 750 об/мин. Крутящий момент инструмента: от 50 Н⋅м до 500 Н⋅м
Для тепловыделения между вращающимся инструментом и участком сварного шва обрабатываемой детали и пластического течения в результате перемешивания участка сварного шва, размягченного под действием тепла при использовании инструмента, крутящий момент инструмента должен попадать в надлежащий диапазон. В случае крутящего момента инструмента, меньшего, чем 50 Н⋅м, на участке сварного шва может сохраниться непроваренный вследствие недостатка выделения тепла и пластического течения, или вращающийся инструмент может быть поврежден вследствие избыточной нагрузки, наложенной на него. С другой стороны, в случае превышения крутящим моментом инструмента 500 Н⋅м на участке сварного шва не может быть получена достаточная толщина, поскольку выработка тепла и пластическое течение станут избыточными, и размягченный металл отщепится от участка сварного шва в виде задира, или вращающийся инструмент может быть избыточно нагрет и поврежден. Поэтому крутящий момент инструмента задают в диапазоне от 50 Н⋅м до 500 Н⋅м, а предпочтительно в диапазоне от 100 Н⋅м до 400 Н⋅м.
Скорость сварки: от 10 мм/мин до 1000 мм/мин
С точки зрения работоспособности конструкции предпочтительной является более высокая скорость сварки. Однако для успешного получения соединений без дефектов необходим надлежащий диапазон. Говоря конкретно, в случае скорости сварки, меньшей, чем 10 мм/мин, тепловыделение станет избыточным и значительно ухудшит вязкость на участке сварного шва. С другой стороны, в случае превышения скоростью сварки 1000 мм/мин на участке сварного шва может быть получен непроваренный участок вследствие недостатка тепловыделения и пластического течения, или вращающийся инструмент может быть поврежден вследствие избыточной нагрузки, наложенной на него. Поэтому скорость сварки задают в диапазоне от 10 мм/мин до 1000 мм/мин, а предпочтительно в диапазоне от 100 мм/мин до 900 мм/мин.
Подвод тепла при сварке HI: от 1,5 до 20 и от 1,5×109×(Pcm)13,8 до 2,1×108×(Pcm)10,6.
В изобретении необходимо, чтобы подвод тепла при сварке HI, описывающийся формулой (2), попадал бы в диапазон от 1,5 до 20 и удовлетворял бы формуле (3) в отношении величины Pcm:
Figure 00000006
где RT представляет собой крутящий момент инструмента (Н⋅м), RS представляет собой скорость вращения инструмента (об/мин), a TS представляет собой скорость сварки (мм/мин).
Figure 00000007
Частное, полученное в результате деления произведения между крутящим моментом инструмента (RT) и скоростью вращения инструмента (RS) на скорость сварки (TS), представляет собой количество тепла при расчете на единицу длины в направлении сварки, и это определяют как подвод тепла при сварке HI. В случае если данная величина HI меньше, чем 1,5, на участке сварного шва может быть получен непроваренный участок вследствие недостатка тепловыделения и пластического течения, или вращающийся инструмент может быть поврежден вследствие избыточной нагрузки, наложенной на него. С другой стороны, в случае превышения величины HI 20 тепловыделение станет избыточным, и размягченный материал будет разбрызгиваться вокруг вращающегося инструмента и станет утоньшаться, что тем самым приведет к появлению дефектов в виде ям на участке сварного шва.
Кроме того, в результате ограничения величины HI диапазоном от 1,5×109×(Pcm)13,8 до 2,1×108×(Pcm)10,6 получают перемешанный участок, сформированный микроструктурой, в основном образованной структурой мелкозернистого бейнита. Таким образом, на перемешанном участке получают достаточную прочность, и устраняется неоднородность вязкости, представляющая собой результат локальной вариации состояния нагревания и состояния пластической переработки, и однородно достигается высокая вязкость.
В соответствии с использованием в настоящем документе термин «в основном образованный структурой мелкозернистого бейнита» означает, что средний размер зерен бейнита составляет 5 мкм и менее, а доля площади бейнита по отношению к общей микроструктуре составляет 80% и более. Доля площади бейнита по отношению к общей микроструктуре также может составлять 100% и более. Несмотря на отсутствие каких-либо конкретных ограничений, накладываемых на нижний предел для среднего размера зерен бейнита, обычно он составляет приблизительно 2 мкм.
Примеры
Для проведения сварки трением с перемешиванием использовали высокопрочную конструкционную стальную плиту, имеющую химические составы, продемонстрированные в таблице 1, (толщина плиты: 6 мм, 12 мм). Фиг. 1 демонстрирует схематическую диаграмму для сварки трением с перемешиванием. На фиг. ссылочная позиция 1 указывает вращающийся инструмент, ссылочная позиция 2 указывает заплечик вращающегося инструмента, ссылочная позиция 3 указывает пин, ссылочная позиция 4 указывает ось вращения, ссылочная позиция 5 указывает стальную плиту, ссылочная позиция 6 указывает участок сварного шва, а «α» указывает на угол наклона инструмента.
Соединенные встык лицевые поверхности стальных плит не были скошены под углом или относятся к так называемому типу I канавки, и сварку проводили при использовании одного одностороннего прохода в поверхностном состоянии, как при фрезеровании. В качестве вращающегося инструмента использовали вращающийся инструмент, изготовленный из поликристаллического кубического нитрида бора (ПКНБ), и при сварке участок сварного шва экранировали при использовании газообразного аргона для предотвращения окисления.
Как это продемонстрировано на фиг. 2, для стальных листов толщиной 6 мм использовали вращающийся инструмент, имеющий форму и размер такие, что заплечик 2 имеет выпуклую форму со спиралью, а пин 3 также имеет спираль, и сварку проводили при задании угла наклона α для инструмента равного 0°.
В противоположность этому, как это можно из фиг. 3, для стальных листов толщиной 12 мм использовали вращающийся инструмент, имеющий форму и размер такие, что заплечик 2 имеет форму с выемкой при отсутствии какой-либо спирали, а пин 3 имеет спираль, и сварку проводили при задании угла наклона α для инструмента равного 3,5°С.
В таблице 2 перечислены комбинации из целевых сталей и условий проведения сварки.
В таблице 2 №№ от 1 до 7, от 16 до 22 и 26 представляют собой примеры, удовлетворяющие требованиям изобретения, а №№ от 8 до 15 и от 23 до 25 представляют собой сравнительные примеры, которые не удовлетворяют требованиям изобретения.
Figure 00000008
Figure 00000009
Figure 00000010
Образцы вырезали из соединений в таблице 2, полученных в результате сварки трением с перемешиванием, и полировали. После этого их микроструктуры в поперечном сечении толщины плиты обнажали при использовании 3%-ного нитального раствора, визуализировали в трех полях зрения в положении 1/4 в направлении толщины плиты при использовании сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) с увеличением 3000, долю площади каждой фазы определяли в результате компьютерной обработки изображений и идентифицировали микроструктуру перемешиваемого участка.
Кроме того, на фотографиях, полученных при использовании СЭМ с увеличением 3000, которые использовали для идентифицирования микроструктуры перемешиваемого участка, ортогонально прочерчивали две прямые линии длиной 80 мм, имеющие наклон 45° по отношению к направлению толщины плиты, измеряли длину прямых линий, пересекающих соответствующие зерна фазы бейнита, и для получения среднего размера зерен бейнита рассчитывали среднее значение длин прямых линий.
Результаты оценки продемонстрированы в таблице 3.
Мелкозернистый бейнит в таблице 3 относится к микроструктуре, в основном образованной из структуры мелкозернистого бейнита (то есть к микроструктуре, в которой средний размер зерен бейнита составляет 5 мкм и менее, а доля площади бейнита по отношению к общей микроструктуре составляет 80% и более).
Грубозернистый бейнит относится к микроструктуре, в которой средний размер зерен бейнита превышает 15 мкм, а доля площади бейнита по отношению к общей микроструктуре составляет 60% и более.
Система мелкозернистый бейнит + мартенсит относится к микроструктуре, в которой доля площади бейнита и мартенсита по отношению к общей микроструктуре составляет 90% и более в совокупности, а доля площади мартенсита составляет 5% и более, и средний размер зерен бейнита составляет 5 мкм и менее.
В дополнение к этому, система мелкозернистый бейнит + грубозернистый бейнит относится к микроструктуре, в которой доля площади бейнита со средним размером зерен, превышающим 15 мкм, по отношению к общей микроструктуре составляет более чем 20% и менее чем 60%, а остальное составляет бейнит со средним размером зерен, составляющим 5 мкм и менее.
Кроме того, из соединений в таблице 2, полученных в результате сварки трением с перемешиванием, отбирали образцы для испытаний на растяжение, имеющие размеры, продемонстрированные на фиг. 4, в местах отбора образцов, продемонстрированных на той же самой фиг., и в отношении перемешиваемых участков проводили испытания на растяжение.
Кроме того, отбирали образцы для испытаний №3 уменьшенного размера с шириной 5 мм, описанные в документе JIS Z2202(1998), и в отношении перемешиваемых участков проводили испытания на ударную вязкость по Шарпи при использовании метода, предписанного в документе JIS Z2242. Как это проиллюстрировано на фиг. 5, каждый образец для испытаний отбирали в результате разрезания верхней поверхности и нижней поверхности соединения таким образом, чтобы срединная линия толщины плиты соединения перекрывалась бы со срединной линией по ширине образца для испытаний. Беря центр линии сварного шва за исходную точку, на каждом образце делали надрезы в четырех различных местах: - 3 мм, - 1 мм, 1 мм и 3 мм, при этом направление задней стороны (R на фиг. 5) является отрицательным, а направление передней стороны (А на фиг. 5) является положительным.
В таблице 3 продемонстрированы предел прочности при растяжении и поглощенная энергия при - 40°С, полученные в представленных выше испытаниях на растяжение и испытаниях на ударную вязкость по Шарпи при температуре испытания - 40°С.
Следует обратить внимание на то, что при пересчете поглощенной энергии для соответствия поглощенной энергии у образца для испытаний полного размера с шириной 10 мм поглощенная энергия, указанная в таблице 3, является в 1,5 раза большей в сопоставлении с поглощенной энергией у образца уменьшенного размера с шириной 5 мм.
Figure 00000011
Figure 00000012
Как это можно видеть исходя из таблицы 3, во всех примерах №№ от 1 до 7, от 16 до 22 и 26 предел прочности при растяжении составлял 800 МПа и более, а поглощенная энергия по Шарпи в четырех различных позициях надреза: - 3 мм, - 1 мм, 1 мм и 3 мм при температуре испытания - 40°С во всех случаях составляла 100 Дж и более.
В противоположность этому, как это продемонстрировали результаты из сравнительных примеров №№ от 8 до 15 и от 23 до 25, (i) предел прочности при растяжении составлял менее чем 800 МПа, и/или (ii) поглощенная энергия по Шарпи в четырех различных позициях надреза: - 3 мм, - 1 мм, 1 мм и 3 мм при температуре испытания - 40°С составляла менее чем 100 Дж в одном или нескольких местах.
Перечень ссылочных позиций
1 Вращающийся инструмент
2 Заплечик
3 Пин
4 Ось вращения
5 Стальная плита
6 Участок сварного шва.

Claims (44)

1. Способ сварки трением с перемешиванием элементов из высокопрочной конструкционной стали, выполненных в виде листов или плит, включающий:
введение в свариваемый участок стального листа или плиты вращающегося инструмента, который включает заплечик и пин, расположенный на заплечике и имеющий общую ось вращения с заплечиком, причем, по меньшей мере, заплечик и пин изготавливают из материала, более твердого, чем материал стального листа или плиты, и
перемещение вращающегося инструмента при его одновременном вращении таким образом, что стальной лист или плита размягчаются под действием теплоты трения, генерируемой между вращающимся инструментом и стальным листом или плитой, вызывая пластическое течение размягченной части, перемешиваемой при использовании вращающегося инструмента, с образованием сварного шва,
причем высокопрочная конструкционная сталь листов или плит имеет химический состав, содержащий в мас.%:
С: от 0,03 до 0,12,
Si: 0,6 и менее,
Mn: от 1,5 до 3,0,
Р: 0,015 и менее,
S: 0,002 и менее,
Al: 0,1 и менее,
Ti: от 0,005 до 0,030,
Nb: от 0,01 до 0,10,
N: от 0,001 до 0,008 и
О: 0,03 и менее,
Fe и неизбежные примеси остальное,
при этом показатель чувствительности стали к растрескиванию Pcm, рассчитанный по формуле (1):
Figure 00000013
удовлетворяет соотношению 0,18 ≤ Pcm ≤ 0,30, а
сварку трением с перемешиванием проводят таким образом, что подвод тепла при сварке HI, рассчитанный по формуле (2):
Figure 00000014
находится в диапазоне от 1,5 до 20,
где RT представляет собой крутящий момент инструмента (н⋅м),
RS представляет собой скорость вращения инструмента (об/мин), a
TS представляет собой скорость сварки (мм/мин),
причем скорость вращения инструмента составляет от 100 об/мин до 1000 об/мин,
крутящий момент инструмента составляет от 50 Н⋅м до 500 Н⋅м и
скорость сварки составляет от 10 мм/мин до 1000 мм/мин, а
HI удовлетворяет диапазону, который выражен при соотношении с величиной Pcm формулой (3):
Figure 00000015
2. Способ по п. 1, в котором
высокопрочная конструкционная сталь дополнительно содержит в мас.% один или несколько элементов:
Cu: 1,0 и менее,
Ni: 1,5 и менее,
Мо: 1,0 и менее,
Cr: 1,0 и менее,
V: 0,10 и менее,
W: от 0,2 до 1,2 и
В: от 0,0001 до 0,005.
3. Способ по п. 1 или 2, в котором
высокопрочная конструкционная сталь дополнительно содержит в мас.% один или несколько элементов:
Са: 0,01 и менее,
РЗМ: 0,02 и менее,
Mg: 0,01 и менее и
Zr: от 0,0005 до 0,03.
RU2016122279A 2013-11-07 2014-11-05 Способ сварки трением с перемешиванием для высокопрочной тонколистовой или толстолистовой стали RU2637546C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-231426 2013-11-07
JP2013231426 2013-11-07
PCT/JP2014/005568 WO2015068386A1 (ja) 2013-11-07 2014-11-05 高強度鋼板の摩擦撹拌接合方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2637546C1 true RU2637546C1 (ru) 2017-12-05

Family

ID=53041181

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016122279A RU2637546C1 (ru) 2013-11-07 2014-11-05 Способ сварки трением с перемешиванием для высокопрочной тонколистовой или толстолистовой стали

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20160263697A1 (ru)
EP (1) EP3067148B1 (ru)
JP (1) JP5939356B2 (ru)
KR (1) KR101910875B1 (ru)
CN (1) CN105705288B (ru)
CA (1) CA2929359C (ru)
RU (1) RU2637546C1 (ru)
WO (1) WO2015068386A1 (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2775418C1 (ru) * 2021-11-18 2022-06-30 Акционерное общество "Государственный космический научно-производственный центр имени М.В. Хруничева" Способ получения металлического листа

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR3039443A1 (fr) * 2015-07-28 2017-02-03 Inst De Rech Tech Jules Verne Procede optimise de soudage par friction malaxage
JP6554029B2 (ja) * 2015-11-24 2019-07-31 川崎重工業株式会社 摩擦撹拌点接合装置及び摩擦撹拌点接合方法
JP6687002B2 (ja) * 2016-12-09 2020-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 摩擦攪拌接合向け構造用低合金厚鋼材および構造用摩擦攪拌接合継手
WO2020067331A1 (ja) * 2018-09-26 2020-04-02 日本製鉄株式会社 接合構造、接合方法及び自動車用部材
JP2020142293A (ja) 2019-03-08 2020-09-10 国立大学法人大阪大学 摩擦攪拌接合用ツール及び摩擦攪拌接合方法
CN113574195A (zh) * 2019-03-12 2021-10-29 国立大学法人大阪大学 固相接合用耐候性钢、固相接合用耐候性钢材、固相接合结构物和固相接合方法
CN109940260A (zh) * 2019-03-27 2019-06-28 四川大学 冷喷Ti涂层辅助铝-钢异种金属搭接的搅拌摩擦焊方法
WO2020195569A1 (ja) * 2019-03-27 2020-10-01 国立大学法人大阪大学 鉄鋼材の表面改質方法及び鉄鋼構造物
WO2022137151A1 (en) * 2020-12-22 2022-06-30 Miwenti S.R.L. Friction stir welding tool, welding method and sheet welding machine
WO2023162502A1 (ja) * 2022-02-25 2023-08-31 国立大学法人大阪大学 固相接合方法及び固相接合継手

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009241084A (ja) * 2008-03-28 2009-10-22 Nippon Steel Corp 接合強度特性に優れた高強度鋼板の接合方法
EA201170166A1 (ru) * 2008-07-09 2011-06-30 Флуор Текнолоджиз Корпорейшн Высокоскоростная сварка трением с перемешиванием
JP2012513306A (ja) * 2008-12-23 2012-06-14 エクソンモービル リサーチ アンド エンジニアリング カンパニー 突き合わせ溶接部並びに融接および摩擦撹拌溶接を使用する製造方法
WO2013150801A1 (ja) * 2012-04-06 2013-10-10 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板の摩擦攪拌接合方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB8601083D0 (en) 1986-01-17 1986-02-19 Welding Inst Friction welding
GB9125978D0 (en) 1991-12-06 1992-02-05 Welding Inst Hot shear butt welding
CN1191144C (zh) 2000-05-08 2005-03-02 布莱阿姆青年大学 摩擦搅拌焊接的超级研磨工具和方法
EP1444373B1 (en) * 2001-11-16 2007-09-12 Posco Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and method for manufacturing the same, welding fabric using the same
US20060049234A1 (en) * 2004-05-21 2006-03-09 Flak Richard A Friction stirring and its application to drill bits, oil field and mining tools, and components in other industrial applications
JP5040206B2 (ja) 2006-07-26 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 摩擦撹拌接合用の低合金構造用鋼
US8261959B2 (en) * 2008-09-25 2012-09-11 Embraer S.A. Friction stir welding spindle downforce and other control techniques, systems and methods
JP5781258B2 (ja) * 2008-10-06 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 摩擦撹拌接合法の施工性およびめっき密着性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板
JP4853575B2 (ja) * 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
US20120183431A1 (en) * 2009-09-30 2012-07-19 Jfe Steel Corporation Structural steel material and steel structure with high corrosion resistance
JP5614035B2 (ja) * 2009-12-25 2014-10-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板の製造方法
JP2012086924A (ja) 2010-10-18 2012-05-10 Murata Machinery Ltd ボビンセット装置及びそれを備える糸巻取機
WO2014091604A1 (ja) * 2012-12-13 2014-06-19 新日鐵住金株式会社 溶接用鋼材

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009241084A (ja) * 2008-03-28 2009-10-22 Nippon Steel Corp 接合強度特性に優れた高強度鋼板の接合方法
EA201170166A1 (ru) * 2008-07-09 2011-06-30 Флуор Текнолоджиз Корпорейшн Высокоскоростная сварка трением с перемешиванием
JP2012513306A (ja) * 2008-12-23 2012-06-14 エクソンモービル リサーチ アンド エンジニアリング カンパニー 突き合わせ溶接部並びに融接および摩擦撹拌溶接を使用する製造方法
WO2013150801A1 (ja) * 2012-04-06 2013-10-10 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板の摩擦攪拌接合方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2775418C1 (ru) * 2021-11-18 2022-06-30 Акционерное общество "Государственный космический научно-производственный центр имени М.В. Хруничева" Способ получения металлического листа
RU2780760C1 (ru) * 2021-12-29 2022-09-30 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Омский государственный технический университет" Способ изготовления сваркой трением с перемешиванием конструкций из листов алюминиевых или медных сплавов
RU2805532C1 (ru) * 2023-04-13 2023-10-18 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ получения сварных соединений мартенситной высокохромистой стали

Also Published As

Publication number Publication date
EP3067148A4 (en) 2017-01-04
EP3067148A1 (en) 2016-09-14
EP3067148B1 (en) 2022-09-07
WO2015068386A1 (ja) 2015-05-14
WO2015068386A8 (ja) 2016-05-19
JPWO2015068386A1 (ja) 2017-03-09
CN105705288A (zh) 2016-06-22
CN105705288B (zh) 2018-12-25
US20160263697A1 (en) 2016-09-15
KR20160079099A (ko) 2016-07-05
CA2929359A1 (en) 2015-05-14
CA2929359C (en) 2020-06-02
JP5939356B2 (ja) 2016-06-22
KR101910875B1 (ko) 2018-10-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2637546C1 (ru) Способ сварки трением с перемешиванием для высокопрочной тонколистовой или толстолистовой стали
RU2623551C2 (ru) Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба
JP2018095956A (ja) 摩擦攪拌接合向け構造用低合金厚鋼材および構造用摩擦攪拌接合継手
JP4515430B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法
JPWO2013150801A1 (ja) 鋼板の摩擦攪拌接合方法
JP2012031511A (ja) 多層盛溶接部靭性と耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板
JP2009019244A (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用厚鋼板
US20220145435A1 (en) Weathering steel for solid-state welding, weathering steel material for solid-state welding, solid-state welded structure and solid-state welding method
JP2014025091A (ja) 鋼材およびその製造方法
JP2017057449A (ja) 耐サワー性に優れた鋼板及びその製造方法
JP2007327087A (ja) 母材靱性と疲労亀裂進展特性に優れた厚鋼板
JP4950529B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法
JP5266608B2 (ja) 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板
WO2020184123A1 (ja) 固相接合用鋼、固相接合用鋼材、固相接合継手及び固相接合構造物
JP2010222652A (ja) 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板
JP5040206B2 (ja) 摩擦撹拌接合用の低合金構造用鋼
JP2010168644A (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2016216819A (ja) 厚鋼板及び溶接継手
WO2017077967A1 (ja) 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法
JP2006118007A (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材
JP2009127104A (ja) 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法
JP5103037B2 (ja) 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP4497009B2 (ja) 疲労き裂伝播特性と靱性に優れた厚鋼板及びその製造方法
JP2017160537A (ja) 脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法
JPH11131178A (ja) 耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板