CC BY
130
Mikhailov Veselin Georgiev, doctor of technical science, professor, michailov@tu-cottbus.de, Germany, Cottbus, Brandenburg Technical University,
Martikainen Jukka, doctor of technical science, professor, jukka.martikainen@Jut.fi, Finland, Lappeenranta, Technical University,
Hiltunen Esa, master, esa.hiltunen@,lut.fi, Finland, Lappeenranta, Technical University
УДК 621.791.75
МОДЕЛИРОВАНИЕ КИНЕТИКИ ОБРАЗОВАНИЯ МОДИФИЦИРУЮЩИХ ФАЗ ПРИ СВАРКЕ И ОБРАБОТКЕ ВЫСОКОКОНЦЕНТРИРОВАННЫМИ ИСТОЧНИКАМИ ЭНЕРГИИ
Е.А. Кривоносова
Показана возможность применения разработанных моделей кинетики образования модифицирующих фаз в условиях температурного цикла сварки к процессам дуговой сварки углеродистых и высоколегированных сталей покрытыми электродами.
Ключевые слова: модифицирование, карбидо- и нитридообразование, высоколегированные стали, температурный цикл сварки, кинетика, диффузионные процессы.
Одним из главных факторов, повышающих качество металла сварного шва, является возможность модифицирования структуры дисперсными частицами вторичных фаз. Положительное влияние мелкодисперсных модифицирующих фаз зависит от механизма модифицирования конкретных сталей и заключается в следующих эффектах: измельчении зерна, подавлении роста крупнозернистых грубых структурных составляющих, повышении фрагментарности границ зерен, появлении центров формирования вторичных фаз и др. [1, 2]. Следствием модифицирования структуры является повышение механических и специальных свойств. В исследованиях разработана модель кинетики образования модифицирующих фаз в условиях температурного цикла сварки и применена к процессам дуговой сварки углеродистых и высоколегированных сталей покрытыми электродами.
Основная проблема структурообразования сварных швов низкоуглеродистых сталей сталей заключается в формировании неблагоприятной грубой Видманштеттовой структуры шва, которая и определяет низкие значения свойств, в частности, хладостойкости. Механизм модифицирования для этих материалов заключается в подавлении образования крупной
структуры мелкидисперсными частицами модифицирующих фаз, тормозящих рост пластин Видманштеттова феррита. При дуговой сварке углеродистых сталей рутиловыми электродами модифицирующими частицами являются нитриды, карбонитриды и карбиды титана, которые образуются в результате окислительно-восстановительных реакций между компонентами электродного покрытия, газовой фазой и металлом. При этом важно, что интервал образования карбонитридных фаз совпадает с интервалом формирования Видменштеттова феррита в этих сталях [3, 5-7].
Эксплуатация сварных швов высоколегированных хромоникелевых аустенитных сталей осложняется склонностью к различным видам коррозии, в том числе межкристаллитной. Межкристаллитная коррозия в металле шва возникает, как известно, в результате выделения из аустенита под действием термического цикла сварки карбидов хрома, приводящих к обеднению хромом приграничных объемов зерен. Основными причинами этого являются повышенное содержание в металле шва углерода и отсутствие или недостаточное содержание более сильных кабидообразователей (титана, молибдена, ниобия и др).
В металловедческой практике применяют следующие способы борьбы с межкристаллитной коррозией: снижение содержания углерода в стали до предела его растворимости (менее 0,03 %); создание в стали двухфазной аустенитно-ферритной структуры; введение в сталь элементов - стабилизаторов (МЬ, И, V и др.), образующих карбиды более стойкие, чем карбиды хрома и связывающие избыточный углерод в металле; термическая обработка при 850 °С и выше (стабилизация и аустенизация).
При сварке появляется еще одна дополнительная возможность подавления межкристаллитной коррозии - введение сильных карбидообразо-вателей (МЬ, И, V и др.) через электродное покрытие [4]. Кроме того, не менее важным фактором, повышающим качество металла сварного шва, является возможность модифицирования структуры дисперсными частицами вторичных карбидных и нитридных фаз, которые образуются в результате окислительно-восстановительных реакций между компонентами электродного покрытия, газовой фазой и металлом, как это показано в работах [8, 9].
В работе моделируются процессы карбидо- и нитридообразования в металле сварных швов высоколегированной стали типа 12Х18Н10Т, полученных при дуговой сварке электродами с различным типом покрытий -рутиловым (ОК61.30) и основным (ЦЛ-11), а также в металле сварных швов низкоуглеродистой стали при сварке электродами с рутиловым покрытием (МР-3).
Описание математической модели. При построении математической модели кинетики роста частиц карбида титана в сварном шве использовалось приближение Вагнера-Киркалди.
Интервал охлаждения сварного шва, определенный по температурному циклу сварки, делили на участки по 20 К. Устанавливали время пребывания металла шва в пределах этого температурного интервала и для каждого шага рассчитывали концентрационную ситуацию, предполагая, что на межфазных границах устанавливается локальное термодинамическое равновесие, а кинетика процессов близка к диффузионной .
Диффузионная подвижность атомов внедрения в твердой фазе многократно превышает подвижность металлических атомов. Поскольку кинетика роста фазы определяется наиболее медленным из диффузионных потоков, то определяющим при образовании карбидов и нитридов является диффузия титана. На границе с включением устанавливается равновесная концентрация титана иР. Начальная концентрация титана в металле шва (матрице) и0, концентрация во включении иВ. Положение межфазной границы включение - матрица в начальный момент Х0 =0.
Задача заключается в нахождении для условий сварки распределения концентрации растворенного вещества (титана) в диффузионной области с учетом особенностей охлаждения сварного шва: и(х, т, Т), где х -текущая координата, т - время, Т - температура;
Для нахождения распределения концентрации растворенного вещества в рамках модели постоянных коэффициентов диффузии использовали второе уравнение Фика:
Э U ^Э 2и
О^г, (1)
Эт Эх2
где О - коэффициент диффузии растворенного вещества.
Начальные и граничные условия выражены следующим образом: и (х = Х0, т) = иР, и (х = ¥, т) = и 0, и (х < X 0, т) = ив . (2) На межфазной границе должно выполняться условие баланса масс
I \dx (эи \
(ив " ир Ь" = О
dт
э ■ (3)
V Эх ) х = X
Коэффициент самодиффузии титана в аустените расчитывали по выражению
1Л_4 ( 251000^ = 68-10 ехр---- . (4)
V КТ У
В качестве условия термодинамического равновесия на границе НС - аустенит было использовано выражение
1в[%Т-][%С] = 1вЬж _ I есг [%/]_ IеТг1 [%г], (5)
где Ьт;с = -10475/Т + 5,33 - произведение растворимости для аустенита тройной системы ТьС-Бе в интервале 1173-1423 К ( не зависит от состава
76
стали); Zee1 и Хе-п1- сумма произведений коэффициенты взаимодействия азота и титана с легирующими элементами; [%i] - массовый процент легирующего.
Второе и третье слагаемые в уравнении (5) отражают влияние состава стали на произведение растворимости Ti и С. Химический анализ показал, что при сварке стали Х18Н10Т рутиловыми (ОК 61.30) электродами сварной шов имеет следующий состав: 0,03 % С, 0,8 % Мп, 0,8 % Si, 0,009 % Ti,19 % Сг, 10 % Ni. При сварке стали Х18Н10Т основными (ЦЛ-11) электродами сварной шов имеет следующий состав: 0,08 % С, 1,3% Si, 2 % Мп, 20 % Сг, 10 % Ni, 1,1 % Nb.
Из уравнения (5) с учетом пересчета массовых процентов на атомные получаем температурную зависимость равновесной концентрации титана в сварном шве:
UJT) = 1,337-10
"6 ._ 2,538 • 10~3 • Г +1,409
(6)
Начальную температуру карбидообразования в твердой фазе устанавливали по приведенной математической модели, считая за температуру начала процесса ту, при которой равновесная концентрация титана на межфазной границе станет ниже концентрации титана в матричном растворе.
Иначе говоря, условием карбидообразования является соблюдение неравенства
ир(Т)<и(х,х,Т). (7)
Далее расчет вели шаговым методом, условно считая процесс охлаждения дискретным. Значения 110 для каждого последующего шага задавались конечными значениями Щх) на предыдущем шаге. Шаг по температуре был выбран равным 20 К. Время нахождения металла шва в выбранном температурном интервале 20 К определяли по термическому циклу сварки (ТЦС).
С использованием метода функций Грина для бесконечной пластины с нулевыми граничными условиями второго рода и нормально-кругового источника получена формула
0,85 • q
J"
1
4с-у-(4тГа)- ,0(Vr)
-ехр
(х + V -т)2 + (у)2 4-т-а
I ехр
N=-oo
-(z + 2-N-LY 4-т-а
dr,
где д - мощность дуги; а - коэффициент температуропроводности; с, у - теплоемкость и плотность стали; V - скорость сварки; Ь - толщина листа; /я зависит от коэффициента сосредоточенности дуги; N - шаги суммирования: л; г, у- координаты.
На рис 1. показаны результаты моделирования термического цикла сварки для низкоуглеродистой стали.
Полученные уравнения (1) - (8) представляют собой математическую модель кинетики роста карбидной фазы при охлаждении сварного шва аустенитной хромоникелевой стали 12Х18Н10Т.
При моделировании кинетики нитридообразования использовали тот же алгоритм с учетом следующих изменений. В качестве условия термодинамического равновесия на границе ИЫ - аустенит было использовано выражение для произведения растворимости нитрида титана в твердой стали [1], входящее в формулу
\ё[%п][%м]=\%ьш -XV [%?•]- IV [%/1 (9)
где lg Ьпм = -15660/Т + 4,24 - произведение растворимости для аустенита тройной системы ТьТ^-Бе в интервале 1373-1573 К (не зависит от состава стали); Хек и Хе-п - сумма произведений коэффициенты взаимодействия азота и титана с легирующими элементами; [%\\ - массовый процент легирующего.
Время охлаждения х. с
Рис. 1. Термический цикл сварки для углеродистой стали: а - общий вид; б-укрупненный интервал 1400 -1000 К
78
Второе и третье слагаемые в уравнении (9) отражают влияние состава стали на произведение растворимости Л и N. Химический анализ показал, что при сварке стали Ст 3 рутиловыми электродами сварной шов имеет следующий состав: 0,1 % С, 0,6 % Мп, 0,2 % 81, 0,009 % И, 0,02 % Я 0,00005 % О.
Анализ модельных результатов для сварных швов высоколегированной стали. На рис. 2 представлена совмещенная картина концентрационной ситуации вблизи растущей частицы карбида титана для сварных швов высоколегированной стали, выполненных электродами с рутиловым покрытием (ОК 61. 30).
По модели рассчитаны два варианта концентрационной ситуации вблизи частицы карбида титана для сварных швов электродов с рутиловым и основным покрытиями.
Расстояние от межфа шои границы х, (мкм)
Рис. 2. Распределение концентрации титана в диффузионной области у границы растущей частицы карбида титана для интервала температур 980-850 К в сварном шве высоколегированной стали
79
Как видно из рис. 2, в интервале температур выше 950 К равновесная концентрация титана больше фактической, т.е. карбидообразования НС нет. Образование карбида титана начинается при температурах ниже 950 К, когда равновесная концентрация титана на границе карбид - матрица становится меньше его концентрации в сварном шве. Для швов электродов с основным покрытием карбидообразование НС согласно расчетным данным начинается при температуре 780 К. Реально при этих температурах диффузионные процессы как титана, так и углерода настолько заторможены, что эти данные можно использовать только ориентировочно.
Следовательно, в сварных швах электродов с рутиловым покрытием карбидообразование НС при дополнительном влиянии компонентов электродного покрытия реально в интервале 950-900 К, диффузионная область имеет размеры в пределах 0,002-0,004 мкм; при сварке электродами с основным покрытием дополнительное карбидообразование НС практически отсутствует.
По аналогичному алгоритму был проведен расчет концентрационной ситуации близи растущей частицы карбида ниобия МЬС в сварном шве электрода с основным покрытием на стали 12Х18Н10Т . Данный расчет показал, что температура начала карбидообразования для КЬС выше, чем для НС ( 900 К и 780 К соответственно), т.е. задача подавления меж-кристаллитной коррозии при сварке электродом с основным покрытием решается путем инициирования связывания углерода преимущественно в карбиды ниобия.
Таким образом, разработанная модель кинетики диффузионных процессов вблизи растущей частицы вторичной фазы НС, МЬС в сварных швах с рутиловым и основным типами покрытия электрода и полученные по ней результаты позволили уточнить основные закономерности образования карбидных фаз сварных швов и пути повышения качества металла сварного шва, а именно, подавления межкристаллитной коррозии в нем вследствие связывания углерода в карбиды титаном и ниобием, поступающими в сварной шов из покрытия.
Анализ модельных результатов для сварных швов низкоуглеродистой стали. При моделировании кинетики образования модифицирующих фаз нитрида титана при сварке низкоуглеродистых сталей электродами с рутиловым покрытием получили концентрационную ситуацию, показанную на рис. 3.
Образование нитрида начинается при температурах ниже 1240 К, когда равновесная концентрация титана на границе нитрид - матрица становится меньше его концентрации в сварном шве.
Обращает на себя внимание тот факт, что температурные границы образования ПК в металле шва, определенные по кинетической модели (1230-1000 К), в точности совпадают с температурным интервалом форми-
рования Видманштаттова феррита по данным Курдюмова, а значит, становится очевидным механизм модифицирования: принимая во внимание размер и температурные границы образования нитрида титана можно утверждать, что подобные частицы модифицируют структуру в твердом состоянии, тормозя рост пластин Видманштеттова феррита и подавляя образование крупной Видманштеттовой структуры. На микроструктуре (рис. 4) показаны карбидные включения в металле сварного шва низкоуглеродистой стали Ст Зсп при сварке электродами с рутиловым покрытием, которые видны в виде светящихся точек при наблюдении в поляризованном свете.
Рис. 3. Распределение концентрации титана в диффузионной области у границы растущей частицы нитрида титана для интервала температур 1240-1000 К в сварном шве низкоуглеродистой стали
Рис.4. Карбидные включения в металле сварного шва низкоуглеродистой стали> х900 81
Предложенная математическая модель с некоторыми поправками может быть использована для прогнозирования процессов выделения модифицирующих карбонитридных фаз не только в шве, но и в зонах термовлияния, сплавления и др. с учетом теплового воздействия высококонцентрированных источников энергии на эти зоны металла.
Таким образом, разработана математическая модель кинетики роста карбидных включений TiC и NbC в сварных швах высоколегированных хромоникелевых аустенитных сталей. Установлено, что в сварных швах электродов с рутиловым покрытием карбидообразование при дополнительном влиянии компонентов электродного покрытия реально в интервале 950-900 К, диффузионная область имеет размеры в пределах 0,002 -0,004 мкм. При сварке электродами с основным покрытием температура начала карбидообразования для NbC выше, чем для TiC (900 К и 780 К соответственно), т.е. задача подавления межкристаллитной коррозии при сварке электродами с основным покрытием решается путем инициирования связывания углерода преимущественно в карбиды ниобия. Установлен механизм модифицирования металла сварного шва низкоуглеродистой стали: частицы нитрида титана модифицируют структуру в твердом состоянии, тормозя рост пластин Видманштеттова феррита и подавляя образование крупной Видманштеттовой структуры.
Список литературы
1. Гольдштейн М.И., Попов В.В. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали. М.: Металлургия, 1989. 200 с.
2. Походня И.К. Металлургия дуговой сварки. Процессы в дуге и плавление электродов. Киев.: Наукова думка, 1990. 671 с.
3. Кривоносова Е.А. Структура и хладостойкость низкоуглеродистых сварных швов//Сварка и диагностика. 2014. №4. С.11-14.
4. Krivonosova Ye.A., Sinkina Ye.A. Modelling the growth kinetics of carbide phase particles in welded joints in high-alloy steels // Welding International. 2014. Vol.28. P. 461-464.
5. Кривоносова Е.А., Язовских В.М. Уточкин В.В. Математическая модель кинетики роста частиц нитрида титана в сварном шве // Сварочное производство. 2002. N7. С. 24-28.
6. Кривоносова А., Уточкин В.В., Язовских В.М. Микролегирование титаном при сварке углеродистых сталей // Сварочное производство. 2001. N5. C. 6-9.
7. Структурные факторы хладостойкости сварных швов / В.М. Язовских, Е.А. Кривоносова, В.И. Шумяков Н.В. Вылежнева // Сварочное производство. 2002. N 1. C. 12-14.
8. Кривоносова Е.А., Синкина Е.А., Горчаков А.И. Влияние типа покрытия электродов на коррозионную стойкость металла шва стали 08Х18Н10Т// Сварочное производство. 2012. №4.C.38-41.
9. Krivonosova Е.А., Sinkina E.A., Gorchakov A.I. Effect of the type of electrode coating on the corrosion resistance of weld metal in 08Cr18Ni10Ti steel // Welding International. 2013. Vol.27. P. 489-492.
Кривоносова Екатерина Александровна, д-р техн. наук, проф., kateri-nakkkkk@,mail.ru, Россия, Пермь, Пермский национальный исследовательский политехнический университет
MODELING THE KINETICS OF FORMATION MODIFYING PHASES DURING WELDING AND HIGHLY CONCENTRATED SOURCE OF ENERGY
E.A. Krivonosova
The paper shows the possibility of using the developed models of the kinetics of formation of the modifying phases in the condition of thermal welding cycle applied to the arc weldingprocess carbon and high-alloy steels with coated electrodes.
Key words: modification, carbide- and nitrid formation, high-alloy steel, thermal welding cycle, kinetics, diffusion processes
Krivonosova Ekaterina Alexandrovna, doctor of technical science, professor, kate-rinakkkkk@,mail.ru, Russia, Perm, Perm National Research Polytechnic University
