CC BY
30
УДК 621.791.01
Акритов A.C., Роянов В. А., Захарова HR, Шоршоров М.Х., ТроцанА.И.
КИНЕТИЧЕСКИЕ ОСОБЕННОСТИ РОСТА АУСТЕНИТНОГО ЗЕРНА В ОКОЛОШОВНОЙ ЗОНЕ (ОШЗ) ПРИ СВАРКЕ
Свойства сварного соединения в значительной степени определяются воздействием термического цикла сварки на металл ОШЗ. На участках, непосредственно примыкающих к линиям сплавления, наблюдается интенсивный рост аустенитного зерна, конечные размеры которого во много раз превышают размеры исходного зерна свариваемой стали. В ряде работ [1, 27, 9] исследована кинетика процесса роста, показано, что рост зерна, в основном, происходит на ветви нагрева термического цикла сварки, однако решение этого важного вопроса, имеющего как научный, так и практический интерес, требует дальнейшего развития. Связано это с тем, что при описании кинетики роста часто не учитывается повышение равновесных точек свариваемой стали Aci и Асз, вызванное скоростным нагревом. Однако, смещение этих точек в область более высоких температур сокращает время протекания процессов, что не может не сказаться на основных кинетических параметрах процесса роста, таких как константа скорости а - у - превращения и порядок реакции, а также энергия активации диффузии [5,6].
В статье рассмотрены кинетические особенности роста аустенитного зерна в ОШЗ применительно к сварке низколегированных сталей, вопросы свариваемости которых приведены в [1,7,10,11], но качественно могут быть перенесены и на другие процессы, связанные с нестационарным нагревом: термообработка, электродуговая металлизация, напыление и др.
Следуя [3-5], а - у - превращение и последующий рост аустенитного зерна в ОШЗ можно рассматривать как топохимическую реакцию, процесс протекания которой в неизотермических условиях можно представить набором изотермических ступенек на ветви нагрева сварочного термического цикла. На каждой из такой ступеньке в интервале температур аллотропического а - у -превращения, происходит образование всех центров критического размера, а относительную скорость роста зерна можно представить зависимостью, связывающую степень перенагрева данной ступеньки относительно фактической температуры начала а - у - превращения, определяемой экспериментально по методикам [1,6,10]. Для описания кинетики роста аустенитных зерен в интервале температур от A®ci до Тт - максимальной температуры нагрева металла ОШЗ, воспользуемся уравнением А.Н. Колмогорова [4], которое для нашего случая распадается на два уравнения:
Zii=^L = l-exp[-(kit1)n'] О)
^OOTl
»
-i-gpKkjtj)*]. а
где Z,r относительный размер аустенитного зерна для межкритического интервала температур;
Zjj - относительный размер аустенитного зерна для надкритического интервала температур;
D^ - максимальный размер ферритного зерна исследуемой стали;
Dru - текущее значение размера аустенитного зерна, сформировавшегося на i- той ступеньке ветви нагрева термоцикла за время ti в межкритическом интервале температур Aci® - Асзф;
D^jj - текущее значение размера аустенитного зерна, сформировавшегося в интервале температур Асз® - Тш за время tj на j - той ветви нагрева термоцикла;
О^ - максимальный размер аустенитного зерна, сформировавшегося на ветви нагрева термоцикла;
а, ц, к, - порядок и константа скорости реакции на 1 - той и j - той температурно-временной ступеньке ветви нагрева соответственно.
Поскольку 1й и к} , входящие в уравнения (1) и (2), выражаются зависимостям и:
к1 = ко1ехр(-|^) (з)
nfih (4)
где koi, koj Qi, Qj - эффективные частоты и энергии активации процессов, протекающих на соответствующих температурно-временных ступеньках соответственно;
R - универсальная газовая постоянная;
Ti, Tj - абсолютные температуры на i - той и j- той ступеньке ветви нагрева термического цикла,
то после подстановки выражения (3) в (1), а (4) в (2) и двойного логарифмирования получим:
у. = n. InK0j (5)
иат K1i
Yj=lnln(l-^"°am)-1=njlnKQj+njlntj-^-. (6)
uym ~ иат к 1 j
Применяя подход, развитый в [3,4,6,12],
значения iü, nj, Koi, Koj ,Qi, Qj, входящие в выражения (5) и (6) можно определить зависимостями: (рис. 1.)
n.. = Yii+1 ~ Yjj 11 2(lntji+i -lntjj)
Koii=fexpÄ , (J)
ii 2nü
Qh _ R(Yii+i -YjQTii -Tü+1 Tii+l-Tü
„ _ Yii+i-Yü
20111^+1- lntjj)
—exp(— tU 2njj
_ R(Yjj-n ~ Yjj)Tjj ■ Tjj+I
Koij=-exp(J)
(8)
QÜ =
* та+1-тд
Если принять, что изменение температуры в интервале Афс1- Тт имеет линейный характер, что справедливо для условий регулярного нагрева металла ОШЗ [2, 13], а рост зерна в соответствии с [1, 2, 11] отнести к ветви нагрева термического цикла сварки, то, используя методики [1, 7], можно практически для любой скорости нагрева с достаточной степенью точности определить размер аустенитного зерна, сформировавшегося изотермически на 1 - той или j - той температурно-временной ступеньке, причем, как показано на рис.1.1 - тые ступеньки характеризуют интервал Афс1- Афсз , где рост зерна, по литературным данным, контролируется диффузий углерода в у - железе, а j - тые ступеньки -интервал Афсз- Тт, где рост контролируется самодиффузией атомов у - железа.
Таблица 1. - Определение кинетических параметров роста аустенитных зерен в ОШЗ стали 14ХГ2МТР в межкритическом интервале температур (1-тые ступеньки на рисунке 1)
Скорость нарва °С/С №мой схуп> ньки т, К ОоШ, мм 1й, С 1:и+1, С 1п— 'й+1 Уц У,,-м Уи+1-Уи к. С-1 Коп, С-1 Пи т,„ К Ти+1, К Тй--Ти+1, к Он, КДж/ /моль а Кем, С"1 КДж/ /моль
220 1 2 3 4 1000. 1100 1200 1300 1400 0,15 0,5 0,8 0,95 1,2 2,1 2,6 1,6 2,4 0,29 0,27 0,13 0,08 -2,25 -0,36 1,1 -1,49 0,475 0,76 1,13 0,038 0,625 0,41 0,3 0,43 0,45 0,44 1,3 2,1 3,2 3,9 1000 1200 1400 1100 1300 -100 -100 -100 -100 68,6 124,4 108,1 94,4 3,1 0,43 103,6
120 1 2 3 4 1000 1100 1200 1300 1400 0,15 0,4 0,7 0,95 1,4 2,4 3,8 1,9 3,0 0,31 0,23 0,23 0,24 -2,25 -0,64 1,1 -1,24 0,19 1,0 0,6 0,83 0,91 0,38 0,36 0,32 0,35 0,35 1,6 1,3 1,8 1,9 1100 1200 1400 1100 1300 -100 -100 -100 -100 91,54 65,8 107,6 137,6 2,2 0,35 111,6
53 1 2 3 4 1000 1100 1200 1300 1400 0,06 0,15 0,6 0,85 0,95 2,6 5,2 7,6 3,8 6,4 0,38 0,31 0,21 0,17 -2,25 0,09 1,1 -1,24 0,64 1,0 1,1 0,73 0,46 0,37 0,16 0,19 0,19 0,19 1,3 1,8 1,7 1,35 1000 1200 1400 1100 1300 -100 -100 -100 -100 91,4 109,7 94,6 69,6 1,6 V 0,2 88,6
20 1 2 3 4 1000 1100 1200 1300 1400 0,2 0,6 0,8 0,95 3,6 13,6 22,0 9,0 18,6 0,92 0,41 0,31 0,12 -2,25 -0,09 1,1 -1.0 0,475 1,25 0,91 -0,565 0,525 0,06 0,032 0,07 0,08 0,06 0,7 1,1 0,6 2,2 1000 1200 1400 1100 1300 -100 -100 -100 -100 100,6 99,8 73,2 79,4 1,3 0,07 84,5
9 1 2 3 4 1000 1100 1200 1300 1400 0,15 0,5 0,85 0,95 8 35 45 20 40 0,92 0,56 0,13 0,12 -2,25 -0,36 1,1 -1,24 0,64 1,0 1,4 1,0 0,46 0,03 0,01 0,03 0,03 0,03 0,55 1,35 3,85 1,9 1000 1200 1400 1100 1300 -100 -100 -100 -100 91,4 164.5 129.6 192,0 1,6 0,03 152
Таблица 2
- Определение кинетических параметров роста аустенитных зерен в ОШЗ стали 14ХГ2МТР О-тые ступеньки на рисунке 1)
в межкритическом интервале температур
Скорость Нарва °С/С Мечтой сгугк- ньки т, "К Оуш, мм с с '.¡/и У* С-1 Кой, С-1 пу Ъ, к Ти+1, к ъ- -ТР+Ь к 0«, КДж/ /моль пу Клу, с-1 Оь КДж/ /моль
220 1 2 3 4 1500 1600 1700 1750 1800 0,1 0,3 0,5 0,6 0,85 0,95 2,6 3,4 4,4 3,0 4,0 4,8 0,13 0,16 0,1 0,09 -1,0 -1,1 1,1 -0,36 0,64 0,64 0,26 0,74 0,46 0,68 1,1 0,67 0,6 0,56 2,5 0,8 3.4 2.5 1500 1700 1800 1600 1750 -100 -100 -50 -50 111,7 51,9 157,4 241,3 4,2 0,7 149
120 1 2 3 4 1500 1600 1700 1750 1800 0,16 0,35 0,5 0,65 0,85 0,95 5,0 6,0 4,4 5,4 6,4 0,14 0,08 0,11 0,07 -0,84 -0,05 1,1 -0,36 0,64 0,48 0,41 0,6 0,46 0,62 0,71 0,63 0,51 0,45 1,8 2,5 2,7 3,3 1500 1700 1800 1600 1750 -100 -100 -50 -50 95,7 92,7 296,7 240,1 3,9 0,4 195
53 1 2 3 4 1500 1600 1700 1750 1800 0,34 0,4 0,65 0,75 0,85 0,95 10,4 12,3 9,2 11,6 12,8 0,15 0,11 0,06 0,04 •0,67 -0,33 1,1 0,05 0,64 0,73 0,28 0,31 0,46 0,11 0,55 0,26 0,22 0,21 2,4 5,8 6,6 5,7 1500 1700 1800 1600 1750 -100 -100 -50 -50 127,4 63,3 153,3 240,8 5,3 0,3 152
20 1 2 3 4 1500 1600 1700 1750 1800 0,52 0,3 0,6 0,8 0,9 0,95 27 35 40 30 38 0,18 0,15 0,1 0,05 -1,0 -0,475 1,1 -0,09 0,83 0,91 0,56 0,35 0,27 0,12 0,18 0,09 0,08 0,07 2,5 1,9 1,8 2,7 1500 1700 1800 1600 1750 -100 -100 -50 -50 181,5 127,7 173,1 141,3 2,3 0,1 153
9 1 2 3 4 1500 1600 1700 1750 1800 0,65 0,3 0,5 0,7 0,85 0,95 55 75 92 65 85 0,17 0,14 0,1 0,1 -1,0 -0,19 , 1,1 -0,36 0,64 0,64 0,55 0,45 0,46 0,04 0,08 0,05 0,04 0,034 1,9 1,9 2,2 2,3 1500 1700 1800 1600 1750 -100 -100 -50 -50 127,6 124,3 222.5 235.6 2,2 0,05 189
Уи*1
Тл Тцн
Рис.1. К расчету основных кинетических параметров роста аустенитного зерна в металле ОШЗ на ветви нагрева сварочного термического цикла в межкритическом (1 - тые ступеньки) и надкритическом 0 - тые ступеньки) температурных интервалах с использованием уравнения А.Н.Колмогорова.
Следует обметить, что процессы, протекающие в интервале температур 1400 - Тт °С (участки неполного расплавления и перегрева металла ОЩЗ) реальных сварных соединений существенно отличаются от процессов, протекающих в этом же температурном интервале образов-иммитаторов, и находятся в противоречии с принятыми ранее допущениями. Дело в том, что в реальном сварном соединении зарождение центров аустенитных зерен может происходить на основаниях закристаллизовавшихся зерен металла шва, если процессы кристаллизации по времени совпадают (явление эпитаксии). Это существенно увеличивает скорость зарождения и роста и дает основание многим исследователям для описания кинетики роста использовать другие модели; такие как миграция границ, коалисценция, вторичная или собирательная рекристаллизация.
На рис. 2а, б приведены макроструктуры образцов стали 14ХГ2МТР, полученных наплавкой валиков, под слоем флюса на пластины металла толщиной 20 мм при одной и той же погонной энергии, равной 3,3 Кдж/см с использованием режимов:
1а = 390 А; ид = 40 В; Уев = 0,4 см/с I® = 780 А; ид = 40 В; Уга = 0,8 см/с соответственно. На рис. 2 в,г показаны аустенитные зерна, сформировавшиеся на указанных участках металла ОШЗ, выявленные непосредственно у линии сплавления в месте сопряжения ее с наплавляемой поверхностью пластины.
Несмотря на одинаковое тепловложение на разные режимы сварки, как в первом, так и во-втором случае рост зерна начинается на основаниях кристаллитов металла шва. По виду первичной микроструктуры можно заключить, что в сложном процессе укрупнения зерна на заданных участках вероятнее всего реализуется все три указанных выше процесса: миграция границ, коалисценция и собирательная рекристаллизация.
Более интенсивный рост зерна у линии сплавления, показанный на рис. 2 в, г, вероятно, вызван дополнительным источником тепла скрытой теплотой кристаллизации металла шва, объем которого в случае 2 б в 2,0 - 2,3 раза превосходит объем, представленный на рис 2 а.
Приведенные данные свидетельствуют о том, что исследования по кинетике роста с помощью скоростной дилатометрии часто носят чисто качествен-
ный характер и способствуют правильному выбору расчетной схемы при изучении этого сложного явления.
ХШШГ:
Рис.2. Макроструктура (а,б) и аусгенитное зерно (в,г, увеличение XI10) в металле ОШЗ стали 14ХГ2МТР, сформировавшееся у линии сплавления в месте сопряжения с наплавляемой поверхностью. Режимы наплавки: 1т = 390 А; ид = 40 В; Уем = 0,4 см/с (а, в) и 1с = 780 А; ид = 40 В; Уев = 0,8 см/с (б, г) соответственно. Погонная энергия 3,3 Кдж/см.
На рис. 3. показано относительное изменение размеров зерен в зависимости от времени роста для различных скоростей нагрета, воспроизводимых путем быстродействующей дилатометрии с последующим быстрым охлаждением при заданной температуре 1 - той или ^ - той температурно-временной ступеньке по методике [1,8].
Исследовали образцы из стали 14ХГ2МТР, данные по свариваемости которой были опубликованы ранее [9, 10]. При построении указанных зависимостей за начало отсчета принимали температуру Афс! с учетом повышения равновесной температуры Аа дня данной стали в результате скоростного нагрева; температура Афсз для исследуемых скоростей нагрева оказалась равной -1100 "С,
Таким образом, приведенные на рис. 3 зависимости характеризуют кинетику роста аустенитного зерна в металле ОШЗ стали 14ХГ2МТР в областях, контролируемых диффузией углерода в у - железе, и контролируемых самодаф-фузией атомов у - железа. Используя эти данные, по выражениям (7) - (8) можно
рассчитывать параметры, оказывающие непосредственное влияние на кинетику процесса. Поскольку уравнения (1) и (2) описывают статистическую вероятность процесса в зависимости от времени изотермической выдержки на соответствующей ступеньке (рис.1), более точные кинетические параметры могут быть рассчитаны как средневзвешенные величины для размера аустенитного зерна при суммировании по всем 1 - м и j - м ступенькам для соответствующих реакций:
K0i -
iDyü
- laüDyii л _ iQiiPyii
Vtv yu
(9)
где Dyü = ZiDom ; Dom = 0,06 мм - максимальный размер ферригного зерна стали 14ХГ2МТР, соответствующий размеру зерна, сформировавшегося при
нагреве до температуры Афсз = 1100 °С, равной температуре начала интенсивного роста [8] стр.26; ¿¿определяется по данным рис.3.
«Я-**
где
о _10Л
(10)
= - Вода)"1"13^, определенное из уравнения (2) при значениях
приведенных на рис.3 для соответствующей скорости нагрева; Кои, Кой, ш, Цц, Ои, О] - константы скорости, порядки и кажущиеся / энергии активации реакций, протекающих на ьтых, j-тыx изотермических ступеньках при формировании Би, Цу размеров аустенитного зерна соответственно.
£>ремя превращения, с
м
г ОЛ
©
ч.
0,6
1 ол
1
^ 1 <32
§
<3
------ 1НОО'С, /£Ш)°С р/оо'с ^ТУОО
У/Ч50'С ¿000'Ы \ /Н50*с
_ /000» /ноо'с. - / \ /
1 У/4ЮОХ 1 /
~ ЮОСГс ¿ИОО'С - / | 91300 "с
/ 900у
?800°С НОО'С тоо'с
- - /йооЬ
) иооъ г . 1 Агох, 1 \rnfc , , * ,
/о
20
70 гО
Рис.3. Зависимость относительного размера выросшего на ветви нагрева сварочного термического цикла аустенитного зерна в металле ОШЗ стали 14ХГ2МТР от продолжительности времени от начала роста в межкритическом (Афа - Афсэ) и надкритическом (Афсз - Тт) интервалах температур 0 - тые и ] - тые ступеньки, на рис.1 соответственно) для скоростей нахрева: а - 220; б -120; в - 53; г - 20; д - 9 »С/с.
Рассчитанные значения определяемых величин приведены в таблицах. Здесь же представлены и -максимальные параметры аустенитных зерен, сформировавшихся и выросших при данной скорости нагрева в интервале температур
Из приведенных данных видно, что с уменьшением скорости нагрева порядок реакции циц как для межкритического, так и надкритического интервала температур до Тт = 1500 °С уменьшается. С теоретической точки зрения это находит удовлетворительное объяснение: нехватка времени для зарож-
дения и роста зародьшей новой фазы до критического размера при более интенсивном нагреве приводит к более быстрому исчерпанию энергетически выгодных мест зарождения на границах зерен или на других дефектных местах металла ОШЗ при условии, что зарождение носит гетерогенный характер. Если же процесс протекает в более равновесных условиях, растянут во времени (скорости нагрева 50, 20 и 9 °С), то значения ш и яу уменьшаются в 1,5-2 раза в указанных температурных интервалах. Следует отметить, что значения гц = 1,3 - 1,6 для данных скоростей нагрева указывают также и на то, что в данном случае может быть реализовано "бесцентровое зарождение путем образования когерентного зародыша у-фазы на дислокациях в сильно деформированной бейнитной матрице [19-21]. Следуя [19], для условий изотермического превращения на 1-тойили]-тор ступеньке, учитъшая мерность центров зарождения, можно записать: п =
По всей видимости, для неизотермического превращения | в общем характеризует термодинамическую вероятность образования центров новой фазы в наиболее энергетически выгодных местах, для данной скорости сварочного нагрева. Как следует из [4, 5], для бейнитной реакции 0,3 £ £ £ 0,8 (1,2 < а < 3, 2), что удовлетворительно совпадает с полученными результатами для межкритического интервала температур. Если 0,8 < £ < 2, что имеет место в интервале температур Д* - Тт, то, вероятно, из каждого потенциального места зарождения на стыке образовавшихся и выросших до определенного размера зерен, или на линии сплавления металла ОШЗ с металлом шва (рис. 2, в, г) могут образовываться два и более зародышей с различной ориентацией.
Анализ полученных значений констант скоростей реакций К<и и К0] подтверждает данное предположение: константа скорости характеризует эффективную частоту процесса зарождения и роста центров новой фазы. Из приведенных в таблицах данных видно, что с уменьшением скорости нагрева Кш и К0] уменьшаются. Если воспользоваться известным соотношением [21] стр. 67:
где С - скорость зарождения;
ст - скорость роста,
то при постоянстве скорости роста, одним из основных положений, на котором основан вывод уравнения А.Н.Колмогорова [22] с.155, скорость зарождения тем больше, чем больше к, а, следовательно, чем больше порядок реакции. Но данное положение не противоречит вышеизложенному.
Если же воспользоваться известным подходом работ [4,15] и определить константы скорости реакций K0¡ и K0j, приведенных в таблицах 1 и 2 как величины, обратно пропорциональные промежутку времени, в течение которого относительные размеры зерна составили Zü = Z¡j = 0,6321 (в выражениях (7) и (8) для- указанных констант при этих значениях Zu и Z¡j, Yü = Yjj = 0, Ко, = 1/tü, Koj = 1/tjj), то как видно из таблиц, значения K0¡ и K0j для этого случая с достатотаой степенью точности соответствуют средневзвешенным значениям_ K0i и K0j, если отсчет времени нагрева при термоцикдирова-нии вести для Koi от 0 °С, а для K0j от Афсз = 1100 °С (рис. 3).
В ряде работ [16-18, 21-22] отмечалось, что выводы по механизму а - у -превращения и кинетике последующего роста у - фазы в условиях термообработки, сделанные на основании данных об энергии активации, носят неоднозначный, а порой и противоречивый характер. Не менее противоречивы результаты расчетов этих величин для условий скоростного нагрева при сварке, приведенные в таблицах. Если для скоростей нагрева 200,120 и 90 °С/с значения Qi для межкритического интервала температур по порядку величин сопоставимы с энергией образования аустенита [21] с. 72 и энергией роста аустенитно-го зерна [12] с. 40, то для скоростей нагрева 53 и 20 °С/с приведенные значения соответствуют энергии активации диффузии углерода в феррите [12] с. 20. Такое положение находит вполне приемлемое обоснование, основанное на том, что на рассматриваемых участках металла ОШЗ стали 14ХГ2МТР, наряду с
другими процессами, вполне реализуемы процессы роста, контролируемые вторичной (собирательной) рекристаллизацией, что видно из рис.2.в,г. Этому способствуют присутствующие в бейнитной матрице стали С, Сг, МО, Ti и В [23, 24, 26]. Так, содержание в стали 0,0026В и его неравномерное распределение по матрице при нагреве в межкритическом интервале температур вызывает резкое снижение межфазной поверхностной энергии [23] с.270-272. Растворенные в феррите цементит и другие карбиды указанных элементов, сосредоточенные преимущественно по границам зерен, при нагреве коагулируют (см. [27], рис.3), создавая неравномерность распределения частиц по размерам. Это влечет за собой уменьшение сдерживающего влияния скоагулированными дисперсными частицами скоростей движу щейся границы, т.е. реализуются все три условия аномальной рекристаллизации [24] с. 115. Но в этих условиях возрастает коэффициент диффузии по границам зерен, что, вероятнее всего, и приводит к снижению энергии активации. При этом не исключается и процесс быстрой коа-лисценции.
Особого анализа заслуживают величины энергий активаций в верхнем субкритическом интервале температур, включая температуру плавления, участки неполного расплавления и перегрева металла ОШЗ. Именно эти участки недостаточно полно изучены в настоящее время из-за отсутствия аналитических методов анализа и крайней ограниченности экспериментальных возможностей при определении кинетических параметров фазовых превращений в области у - S - у при наличии жидких фаз [15] с.76.
Если сравнить приведенные в таблице значения Qj при скоростях нагрева 200, 53 и 20 °С/с с энергией активации при аномальном росте зерна в ста-
кЛж
ли 45, которое для интервала температур 960-1100 °С равном 147 - [24]
моль
с. 116, то совпадение вполне удовлетворительное, так как температура 1100°С -это температура начала интенсивного роста зерна для исследуемой стали. Однако, значения Qj дня скоростей нагрева 120 и 9 °С/с по своим значениям более сопоставимы с этой величиной для стали 45, полученной автором [24] с.40 для
IfJT«f
интервала температур 1200 - 1250 °С равной 226 - [24] с.40. Интересно от-
моль
метить, что автор [31], развивая идею о тесной связи процессов плавления и самодиффузии, получил значение этого параметра для стали с 0,03 % С для того
кЯж
же температурного интервала равным 227,6 и назвал его энергией акти-
моль
вации самодиффузии в парамагнитных областях. Приведенные в этой же рабо-__кЛж
те данные Q, = 288,5 ——, а значения Qj для температуры, близкой к темпе-моль
тс Л ж
ратуре плавления (для 5-железа) оказалось равным 240,3 - [31] с. 65, фиг. 1.
моль
Таким образом, при приближении к температуре давления диффузионные процессы усиливаются тем больше, чем больше углерода в стали, т.к. с повышением содержания углерода Qj уменьшается [12] с.40.
С другой стороны, при мгновенном воздействии тепла сварочной дуги на термоупрочненную поверхность свариваемого металла энергию границ зерен вблизи линии сплавления можно оценить 2,5 Дж/м2 [30] с. 108, на границе РезС - аустенит ~ 2,5 • Ю-3 Дж/м2, на границе у - 6 - у - железо ~ 55 Дж/м2 [29] с. 158.
Согласно этим данным, зарождение и рост аустенитного зерна будет происходить на стыке РезС - аустенит. Но реакции а - у -превращения и распада РезС идут с поглощением тепла. Релаксация теплового потока, вызванного теплом сварочной дуги на линии сплавления, вызоветпонижение температуры, замедление диффузионных процессов и повышение Qj, что противоречит вышеизложенному. Совместное протекание тепловых и диффузионных процессов у линии сплавления не может не сказаться на значениях теплофизических констант свариваемого материала. Это послужило основанием авторам работы [9]
предложить схему роста зерна у линии сплавления, как миграцию границ. Следует отметить, что уравнения 1 и 2 описывают кинетику роста зерна без учета возможности их столкновения, что не может не сказаться на точности приведенных расчетов.
Проведенный анализ не может претендовать на всеобщий охват протекающих у линии сплавления процессов. Он призван только показать с металловедческой точки зрения, что в металле ОШЗ при сварке вероятнее всего реализуются несколько накладывающихся друг на друга процессов, в которых роль самодиффузии являетсяопределяющей, что и предопределяет неоднозначность полученных значений 0) в рассмотренных температурных интервалах.
ВЫВОДЫ
1. При условии квазистационарного роста аустенитного зерна путем представления его рядом стационарных изотермических процессов, происходящих в результате изменения скоростей реакции на ветви сварочного термического цикла, в сочетании с определением размеров зерен на изотермических температурно-временных ступеньках методами быстродействующей дилатометрии, получены количественные данные по кинетическим особенностям роста зерна в металле ОШЗ стали 14ХГ2МТР в межкритическом и надкритическом интервалах температур, с учетом смещения его, вызванного сварочным нагревом в интервале скоростей от 200 до 9 °С/с.
2. С помощью решения уравнения А.Н.Колмогорова применительно к каждой из скоростей нагрева металла ОШЗ в указанных температурных интервалах определены кинетические параметры процесса зарождения и роста: порядок реакции, константа скорости и кажущаяся энергия активации процесса.
3. По полученным значениям параметров указанных величин установлено, что в межкритическом интервале температур стали 14ХГ2МТР вероятнее всего рост зерна контролируется как скоростью образования аустенита, так и диффузией углерода в феррите. В надкритическом интервале вероятнее всего процесс роста контролируется как самодиффузией атомов в у - железе, так и рекристаллизационными процессами. Не исключен и процесс быстрой коа-лисценции. В волокнах металла, непосредственно примыкающих к линии сплавления, рост зерна тесно связан с миграцией границ.
4. Предложенный метод расчета позволяет оценивать кинетические параметры роста аустенитных зерен в основном металле в местах сопряжения расплава с термоупрочненной поверхностью в процессе сварки, термообработки, электродуговой металлизации и подобных операциях.
Перечень ссыпок
1. Астафьев A.C., Гуляев A.n. О росте зерна стали в околошовной зоне.// Сварочн. пр-во,- 1972. -№2.-С. 45-47.
2. Акритов A.C., Бороденко В.М., Шоршоров М.Х. О росте зерна аустенита в околошовной зоне при сварке.//Свароч. пр-во. -1989. - №2. - 28-29.
3. Шоршоров М.Х., Дрюнин С.С. Кинетика соединений материалов в твердой фазе.//Физика и химия обработки материалов. -1961. - №1. - С. 75-85.
4. Онучин Л.Г., Шоршоров М.Х. О распаде аустенита при непрерывном охлажде-НИИ.//ДАНСССР. - 1983. -Т.271.№5. -С. 1166-1170.
5. Онучин Л.Г., Шоршоров М.Х. Кинетические характеристики превращения аустенита в эндотермических условиях.//ДАН СССР. -1985, - Т.282, №4. - С.883-887.
6. Гриднев В.Н., Мешков Ю.Я., Ошкадеров С.П. Физические основы электротермического упрочнения стали. - К.: Наукова думка, 1973. - 336 с.
7. Астафьев A.C., Манцев Э.П., Никольский О.И. Влияние условий прокатки на свойства основного металла околошовной зоны при сварке стали 14ХГ2МГР.// Сварочн. пр-во. -1971, -№10. -С. 14-16.
8. Шоршоров М.Х., Белов B.B. Фазовые превращения и изменения свойств стали при сварке: Атлас. - М.: Наука, 1972. - 220 с. •
9. Акритов A.C., Шоршоров М.Х. О скорости роста аустенитных зерен в ОШЗ при сварке.// Сварочн. пр-во. - 1992, № 2. - С, 29-31.
10. Акритов A.C., Алтухов В.В., АнтонецД. П. и др. Кинетика превращения аустенита в стали 14ХГ2МГР при сварочном термическом цикле.// Сварочн. пр-во, 1986. - №10. С. 23-25.
11. Акритов А. С., Колечко A.A., Шоршоров М.Х., Белов В.В. Влияние термического цикла сварки и термообработки на структуру и свойства металла ЗТВ сварных соединений из улучшенной стали 09Г2СБФ.// Сварочн. пр-во, - 1989, - № 11. - С. 8-10.
12. Бпантер М.Е. Теория термической обработки. - М.: Металлургия, 1984. - 328 с.
13. Михеев М.А., Михеева И.М. Основы теплопередачи. - М.: Энергия, 1973. - 320 с.
14. Кример Б.И., Панченко Е.В., Шишко J1.A. Мюллер H.H. Учебное пособие к лабораторному курсу металлографии. Ч. 1. М: 1957. - 136 с.
15. Лившиц Л. С., Хакимов А.Н. Металловедение сварки и термической обработки сварных соединений. -М.: Машиностроение, 1989. - 336 с.
16. ГлейтерГ., ЧалмерсБ. Болынеугловые границы зерен. - М.: Мир, 1975. - С.44-45. 376 с.
17. Лариков Л.Н. Шматко O.A. Ячеистый распад пересыщенных твердых растворов. -Киев: Наукова думка, 1976. - С. 12-14, 224.
18. Лариков Л.Н., Рябов В.Р., Фальченко В. М. Диффузионные процессы в твердой фазе при сварке. М.: Машиностроение, 1975. - С. 16-20,191
19. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. Ч. 1. Термодинамика и общая кинетическая теория. - М.: Мир, 1978. - 808 с.
20. Любое Б.Я. Кинетическая теория фазовых превращений. М.: Металлургия, 1969. -263 с.
21. Дьяченко С. С. Образование аустенита в железо-углеродистых сплавах. - М.: Металлургия, 1982. - С. 67-71.128 с.
22. Колмогоров А.Н. К статистической теории кристаллизации металлов./ Известия АН СССР. Отд. матем. и естеств. наук. Серия матем. - 1937. - №3. - С. 155-159.
23. Коган Л.И., Неймарк В.Е., Пилецкая И.Б., Энтин Р.И. Влияние малых добавак некоторых элементов на процессы кристаллизации и перекристаллизации стали. Пробле-. мы металловедения и физики металлов. - М-: Металлургиздат, 1949. - 356 с.
24. Лариков Л.Н. Залечивание дефектов в металлах. - Киев: Наукова думка, 1980. - С. 116, 246,280 с.
25. Грузин Ш.Л. Само диффузия - железа. Проблемы металловедения и физики металлов. - М.: Металлургиздат, 1952. - 384 с.
26. Лариков Л.Н., Максименко Е.А. Кинетика аномального роста аустенитных зерен в стали. - Вопросы физики металлов и металловедения. - М.: Металлургиздат, 1964, вып. 19. - С.187-191.
27. Акритов А-С., Силаева И.Е., Антонец Д.П., Белов В.В. Влияние ВЫСОКОГО отпуска на качество ЗТВ при сварке низколегированных высокопрочных сталей. - Автоматическая сварка. -1983. -№3.-С. 16-20.
28. Дехтяр И.Я. Диффузия и связь в металлических сплавах. Вопросы физики металлов и металловедения. - Киев: Изд-во АН СССР, 1960. - С. 161, 195.
29. Салли И.В. Физические основы формирования структуры сплавов. - М.: Металлургиздат, 1963. - С. 61-62,156-160, 221.
30. Миссол В. Поверхностная энергия раздела фаз в металлах. - М.: Металлургия, 1978. -С. 108,175.
31. Белоусов O.K. Расчет температурной зависимости коэффициента само диффузии железа.//Известия АН СССР. Металлы. - 1986. №2. - С. 64-66.
