CC BY
26
УДК 621.791.01
Акритов А.С., Чигарев В.В., Роянов ВА., Захарова И.В.
ОПРЕДЕЛЕНИЕ ШИРИНЫ И ПРЕДЕЛА ТЕКУЧЕСТИ МЯГКОЙ ПРОСЛОЙКИ
В ЗОНЕ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЙ (ЗТВ) СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ИЗ ТЕРМОУПРОЧНЕННЫХ СТАЛЕЙ
ЧАСТЬ I
Известно |1-6|, что при тепловом воздействии сварочной дуги на термоупрочненную сталь в ЗТВ, наряду с участками, претерпевшими аллотропические превращения (участками твердения), имеются участки, нагреваемые до максимальных температур Тт 5 АсЬ для данных сталей и называемые участками высокого отпуска или участками разупрочнения. Тепловое воздействие по таким термическим циклам при повышенных удельных тепловложениях сварки вызывает как снижение их механических свойств, так и увеличение размеров, что негативно сказывается на работоспособности сварного соединения в целом. Положение усугубляется еще и тем, что при сварке (наплавке) сталей 45, 65, 65Г, а также ряда рельсовых сталей, для обеспечения высоких прочностных характеристик металла ЗВТ, как технологический прием, применяется предварительный подогрев. Улучшая структурное состояние зон повышенной твердости, такая технология в ряде случаев резко повышает размеры разупрочненных участков, дополнительно снижая их механические свойства |1-6|. Авторами ряда работ |1, 5, 6 и др.| были разработаны расчетные зависимости, учитывающие влияние указанных параметров на работоспособность сварных соединений при различных видах нагружения, однако вопрос о назначении оптимальных режимов (удельных тепловложений) при сварке, обеспечивающих минимальное разупрочнение, как с теоретической, так и с практической точек зрения продолжает оставаться нерешенным и требует дальнейшего развития |1, 2|. Это достаточно полно иллюстрируют схематический рисунок 1, на котором по оси абсцисс приведены расстояние от оси шва до соответствующего волокна участка (У), время воздействия на него температуры Тт <Ас1, а также размер карбидной фазы в различных волокнах (г), а по оси
ординат - температура (Т), твердость на соответствующих участках (Ну) и распределение укрупнившейся карбидной фазы £ (г|УД) по размерам. Видно, что под воздействием термических циклов на участке высокого отпуска ЗВТ (кривая 1) размером ДУ имеют место «провалы» твердости (АН) в сравнении с твердостью основного металла (кривая 2), вызваны укрупнением карбидной фазы Г(г/У, 1) по сравнению с размерами карбидной фазой основного металла (кривая 3 и 5) соответственно. Из рисунка 1 видно также, что кривая (4) характеризует распределение максимальных температур при заданных термических циклах точек участка разупрочнения ЗТВ, отстоящих на расстояниях У от оси шва при условии, что Тт1 < Ал.
Следует отметить, что приведенное положение имеет место и при сварке низколегированных высокопрочных сталей. Так из рисунка 2 приведенного в работе [6], видно, что при сварке стали 15ХСНД в ЗТВ, наряду с участками твердения, имеются участки разупрочнения, размеры и «провалы» твердости на которых тем большие, чем большая погонная энергия при сварке применялась. Таким образом, поставленная в данной работе задача состоит в том, чтобы исходя из заданных удельных тепловложений, определить как размеры, так и пределы текучести разупрочненных участков.
Сложность в решении состоит в том, что закономерности по укрупнению карбидных частиц, вызывающих появление указанных участков, разработаны в основном для условий
термообработки без учетов термодеформационных процессов в металле ЗТВ, имеющих место
Рис. 1 - Схематическое изображение физических процессов, протекающих на участке высокого отпуска (разупрочнения) ЗТВ при сварке термоупрочненных сталей:
1 - термические циклы на участке разупрочнения ЗТВ на расстоянии у от оси шва;
2 - кривая распределения микротвердости по участку разупрочнения размером Ду; «провал»
твердости - разность между твердостью основного металла и твердостью участка разупрочнения - ДНУ.
3 - кривая Г (г/у, 0 условной плотности вероятности распределения карбидной фазы по размерам
в характерном сечении участка разупрочнения (г = г, при условии, что у = уО как функция расстояния (у) от оси шва и времени (г) пребывания отдельных волокон металла участка высокого отпуска определенного размера (Ду') выше заданной температуры (Т), меньшей максимальной, равной температуре начала аллотропического а-у-превращения А^ для исследуемой стали,
4 - кривая распределения максимальных температур по участку высокого отпуска Тт(у);
5 - кривая распределения карбидной фазы по размерам в исследуемой стали после соответст-
вующей термообработки.
при сварке |4, 7-9|. Локализация термического воздействия на эти участки существенно влияет на процесс укрупнения (коагуляцию) карбидной фазы и в ряде случаев исключает применение при решении общеизвестных положений |4, 10|. Всесторонний анализ скорости роста укрупняющейся карбидной фазы, учитывающий влияние таких переменных факторов, как процесс растворения, транспортировка диффундирующего вещества от мелкой частицы к более крупной, рост укрупняющейся частицы за счет растворения более мелкой в результате объемной диффузии, локализованной в небольшом объеме термодеформированного металла и скорости реакции на поверхности укрупняющейся частицы, а также влияние неоднородности концентрации растворенного элемента по объему, вызванной незавершенностью процесса растворения и роста в условиях быстрого нагрева и охлаждения до настоящего времени никем не проведен. Вопрос о том, температурным или временным фактором определяется процесс коагуляции карбидов на указанных участках, до настоящего времени не решен, хотя и был поставлен в |1| и развит в |2, 3, 11|. Следует отметить, что для решения поставленной задачи имеются как необходимые, так и достаточные условия. Во-первых, процесс локализован как по температуре, так
т:
3
\\
и по времени. Локализация по температуре состоит в том, что для исследуемых сталей темпе-, ратура Aci ~ 720 °С, а по данным |1 - 4| для этих сталей процесс заметного укрупнения карбидных частиц в условиях термообработки начинается лишь при температуре ~ 400 °С, когда полностью нарушается когерентная связь карбидной частицы с матрицей |4, 9\ и, следовательно, процесс коагуляции протекает в интервале температур ~ 720 ... 400 °С. Вопрос по влиянию временного фактора на исследуемый процесс может быть достаточно надежно решен применением теоретических основ распространения тепла при сварке, разработанных Н.Н. Рыкалиным, в зависимости от температурного фактора |15|. Во-вторых, распределение карбидной фазы по размерам, как в основном металле после различных видов термообработки перед сваркой, так и на участках разупрочнения после сварки с применением различных погонных энергий, может быть с достаточной степенью точности установлены по методикам |2, 4|, Важно отметить, что для построения кривых распределения карбидной фазы по размерам на участках разупрочнения, размеры этих участков должны быть такими, чтобы на них можно было с достаточной степенью точности фиксировать изменение максимальных температур и соответствующее изменение при этих температурах размеров карбидной фазы. Исходя из этого, в дополнение к исследованиям, приведенным в |2,31 и с учетом вопросов, поставленных в 1111, для исследований была выбрана сталь 65Г, имеющая химический состав %: 0,64 С; 1,13 Мп; 0,1 Si; Aci = 720 °С; Ас3= 740 °С; Мн =270 °С; Тн=840 °С. Пластины из этой стали размером 240 х 100 х 10 мм подвергали термообработке: закалка - нагрев до 840-850°С, выдержка 30 мин, охлаждение в масле; отпуск - нагрев до 500°С, выдержка 60 мин, охлаждение на воздухе. Вдоль термообработанных
Рис. 2 - Кривая распределения участков твердости сварных соединений термоупрочненных сталей: 1. 14Х2ГМР,-3^ = 33600^.; 2. 14ХМНДФР,= 33600^;
3,4,5 15ХСНД-3- = 18900; 31500; 50400— соответственно.
^ев СМ
пластин автоматом АДС-1000-2 под слоем флюса АН-348А проволокой св-08А 0 4 мм в специальном приспособлении, позволяющем плотно прижимать наплавляемые пластины к медной водоохлаждаемой пластине, по центру пластины наплавлялись валики. Записи термоциклов на
исследуемых участках проводились по общепринятой методике |15|. Из центральной части пластин вырезались шлифы, но ЗТВ которых, промерялась микротвердость на приборе ПМТ-3 при нагрузке массой 200г для выявления размеров разупрочненных участков и определения их механических свойств. Распределение карбидной фазы F^C по размерам в основном металле и на участках разупрочнения, в местах, отстоящих на расстояниях Yi от оси шва при Тю Таи ¿Ал, устанавливалось по методикам |1-4|. Следует отметать, что для получения более достоверных данных при использовании методики |4| участки разупрочненного металла, получаемые наплавкой при различных удельных тепловложеннях, условно разбивались на 3-4 участка размером Ау' = 3,0 -3,5 мм каждый, на которых в местах, указанных на рисунке 3 кружочками, фотографировалась карбидная фаза FejfC. Причем, просмотр микроструктуры проводился по сечениям I - f, II - q, Ш - h, i — i, подвергавшимся различному термическому воздействию вследствие различного местонахождения от оси шва. Промер микрогвердосги начинался на линии сплавления и оканчивался на основном металле, проходя по сечениям а - а ... е - е, с выходом на основной металл вне зоны ~ 20 раз. Полученный массив данных дозволял не только с достаточной степенью надежности определить «провалы» твердости по всему заданному участку, но и его общий размер Ду (см. рисунок 3). Статистическая обработка результатов зависимости Ц, = f (Yi), на общем размере Ду для указанных удельных тепловложений показала
Улш!
¿\9\JL
Ух
и-М
y¿
Рис. 3 - К методике определения ширины и процесса текучести участка разупрочнения ЗТВ сварных соединений из стали 65Г.
а, б, ..., е - направления параметров микротвердости по участку разупрочнения; I, П,..., х - участки разупрочненного металла ЗТВ размером Ду'... Ду';, отстоящие от оси шва на расстоянии уь у2,..., уь каждый, составляющие участок высокого отпуска (разупрочнения) размером Ду,
I - £ II - & ..., 1 -1 - направления (показаны стрелками) и места предлагаемой фиксации карбидной фазы БезС (показаны кружочками) на участках I, П, ц нагреваемых термическим циклом сварки до максимальных температур от Тщ1=725 до Т„,г=550 °С при удельных тепловложеннях
Дж
Дж
Дж
сварки Q, = 53842-^г-; Q2 = 36872-=—; Q3 = 14456-^; (см. таблицу 2) см см см
нелинейную корреляционную связь между Ну и Yi с достаточной степенью точности апрокси-мируемой параболами, что и легло в основу построения зависимостей Ну = f (Yi) |12|. Что касается построения кривых распределения карбидной фазы по размерам, имеющих первостепенное значение для решения поставленных задач, то методику |4| необходимо было несколько расширить. Известно, что при увеличении объема выборки и уменьшении ширины размера интервала, диаграмма относительной частоты распределения карбидов по размерам, приведенная
в |4|, приближается к гладкой кривой - функции распределения. В данном случае при определении среднего размера карбидной фазы, как в основном металле, так на участках Ду' (рисунок
3) оказалось целесообразным применить функцию нормального распределения. Это было вызвано необходимостью определения изменения среднего размера карбидной фазы при переходе от одного участка к другому (сечения I — П - ^ III - к ... 1-1, рисунке 3.) соответственно Дг^] Дгц2... ДГц! и изменения среднего размера карбйдной фазы в сечениях по сравнению со средним
размером ее в основном металле. Трудность при этом состояла в установлении, являются ли эти изменения значимыми или вызваны только случайными отклонениями при измерениях? Поскольку недостаточный объем выборки при выявлении скоагулированной карбидной фазы в соответствующих сечениях мог привести к неадекватным оценкам, а распределение Стьюдента компенсирует влияние систематической ошибки при малых выборках, а при больших стремится к нормальному, для установления указанных параметров применялась методика 113| с. 493,
Таблица 1 - Режимы и удельные тепловложения при наплавке валиков на пластины из стали 65Г толщиной 5=10 -12 мм
Погонная Удельное
Номер Сварочный Напряже- Скорость энергия, тепловло-
опыта ток, А ние дуги, В сварки, см/с Дж/см жение,
Дж/см2
1 740 40 0,47 53842 53842
2 700 39 0,635 36872 36872
3 460 29 0,79 14456 14456
С учетом данных работы |1|, среднюю скорость роста частиц карбидной фазы в процес-
се коагуляции на участке разупрочнения ЗТВ при сварке можно представить соотношением:
Б
$ = — = А|в »Т(УД)-. (К 1
2 1.}
(1)
где г - средний размер укрупняющихся на участке разупрочнения ЗТВ карбидных частиц; А] - предэкспотенциальный множитель;
^ - время нагрева участка выше заданной температуры при Тт| < Ас; Е - энергия активации диффузии углерода в феррите;
Т(у, 1) - изменяющаяся температура волокна металла участка разупрочнения, отстоящего
на расстоянии у; от оси шва; И. - универсальная газовая постоянная.
Приняв, что процесс укрупнения (коагуляции) в рассматриваемом случае определяется в основном температурными факторами и в меньшей мере зависит от времени |1, 2|, разложим показатель степени в уравнении (1) следующим образом:
( \
Е ЕТ0 Е 1 Е 1
ЯТ(¥,1) К[Т0+Т(¥,1)-Т0|Г0 ЯТ0 'Т(¥,1)-Т0 то ] ИТ0 к то; 9
КТо
дт То
ЕДТ ЯТП2
1+
ДТ
КГ»
1+
ДТ
Таблица 2 - Определение скорости укрупнения (коагуляции) карбидных частиц РезС на участке разупрочнения стали 65Г
в зависимости от удельного тепловложения при сварке
Т(уА ОС Т(уД °к Т(уД),-Тр Тш-То & К х Ю-* @ 0 20 + 2К0) 0 е2(1+Кв) Удельное тепловложение 0> = — см
01=53842 СЬ=36872 0з=14456
с с-1/2 их Ю-з мм/с Хв, С V"2, с-1/2 и X Ю-з мм/с и, с С-1/2 их 10-з мм/с
Тт= 725 <С (998 К) ут=35мм ут = 26 мм Ут= Ю ММ
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17
700 973 0,92 0,03 9,56 19,10 3,38 29,35 412 4,9 8,2 193 7,2 11,75 29,8 18,3 29,85
650 923 0,77 0,08 9,10 15,9 3,26 15,9 1100 3,0 4,32 516 4,4 6,21 79,4 11,2 16,2
600 873 9,615 0,17 8,6 12,7 3,04 20,9 2339 2,1 2,44 1097 3,0 3,49 168,6 7,7 8,9
550 823 0,46 0,44 8,10 9,5 2,68 14,6 6053 1,28 1,04 2839 1,9 1,53 436,5 4,8 3,9
500 773 0,31 0,80 7,60 6,35 2,14 8,5 41272 0,49 0,10 5162 1,39 0,66 794 3,55 1,7
450 723 0,15 3,0 7,10 3,2 1,3 3,7 - 19356 0,7 0,14 2976 1-,83 0,38
Тт= 700 °С (973 К) ут = 36мм ' ут = 27 мм Ут = 11 ММ
650 923 0,83 0,07 9,70 15,9 3,26 25,9 1130 2,97 4,3 530 4,34 6,23 81,5 11,1 15,25
600 873 0,67 0,17 8,58 12,7 3,04 20,9 27,45 1,9 2,2 1287 2,78 3,24 198 7,1 8,25
Продолжение таблицы 2
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17
550 823 0,50 0,30 8,09. 9,5 2,68 14,6 4844 1,4 1,14 2272 2,1 1,7 349 5,35 4,35
500 773 0,33 0,70 7,6 6,35 2,14 8,5 11302- 0,94 0,44 5300 1,37 0,64 815 3,5 1,65
450 723 0,167 2,5 7.1 3,2 1,3 3.7 40364 0,50 0,12 18930 0,73 0,15 2910 1,85 0,38
Тт=650 °С (923 К) ут= 39 мм ут= 29 мм ут= 12 мм
600 873 0,82 0,075 8,58 12,7 3,04 20,9 1211 2,87 3,34 818 3,5 4,1 125,7 8,9 10,35
550 823 0,63 0,19 8,09 9,5 2,68 14,6 3067 1,8 1,46 2072 2,2 1,8 318,5 5,6 4,55
500 773 0,40 0,48 7,6 6,35 2,14 8,5 7750 1,14 0,54 5234 1,38 0,65 804,5 3.5 1,67
450 723 0,20 -1,9 7,1 3,2 1,3 3,7 30677 0,57 0,12 20718 0,69 0,14 3184 1,77 0,36
Т»=600 °С (873 К) ут= 42 мм ут= 32 мм Ут= 13 ММ
550 823 0,60 0,19 8,1 9,5 2,68 14,6
500 773 0,50 0,30 7,6 6,35 2,14 8,5 3068 1,8 1,46 3237 1,76 1,42 497,5 4,48 3,65
450 723 0,25 1,4 7Д 3,2 1,3 3,7 4843 1,43 0,67 5112 1,39 0,66 785,4 3,57 1,7
Тт=550 °С (823 К) Ут= 46 ММ Ут= 34 ММ ут= 14 ММ
500 773 0,67 0,12 7,6 6,35 2,14 8,5 1937 2,27 1,07 3634 1,66 0,78 559 4'2 2,0
450 723 0,33 0,70 7,1 3,2 1,3 3,7 11302 0,94 0,2 21202 0,69 0,14 3260 4,2 0,36
Тт=500 °С (773 К) Ут= 50 мм Ут= 38 мм Ут= 15 мм
450 723 0,5 0,3 7'1 3,2 1,3 3,7 4843 1,43 0,3 -68146 0,38 0,79 1397 2,7 0,55
Примечание: Данные по определению скорости роста карбидов при Тю=700 °С (973 К) приведены для подтверждения термоактивируемости роста.
В AI
Тогда Е _ Е R Т\ . Пуетъ = S. = K; Тогда @к= — RT(Y,t) ~ RT0 1+АТ' RTq Е Т0
Тв
После введения полученных выражений в показатель экспоненты уравнения (1), получим:
В в i в i
3 = ^ = A,e_2RT° е2<1+кв> • t? = де20+к®). t"2; (2)
dt
в
где А = Aje 2RT° - постоянная величина, включающая температуру То, при которой коагуляция карбидов маловероятна или практически исключена;
к = переменный коэффициент;
Е
в - переменная величина, характеризующая кинетику роста карбидной среды на участке разупрочнения ЗТВ в заданном температурно-временном интервале с учетом перечисленных выше процессов, протекающих в матрице, и определяемая соотношени-
! /
ем:
® = ^[T(Y,t)-T0]=C[T(Y,t)-T0], (3)
RTq
где с= ^ - постоянный коэффициент.
ЯТ02
Как показано в |14|, подобное преобразование позволяет при исследовании практически не учитывать процессы, протекающие при Т < Т0, сведя рассмотрение процесса в область более высоких температур, что и имеет место в нашем случае. Достоинством преобразования является еще и то, что в этом случае практически исключается зависимость Е от температуры, что способствует более точному решению поставленных задач.
Определим в соответствии с |15| время нагрева точек участка разупрочнения, в которых фиксируется скоагулированная карбидная фаза, для случая сварки листов встык зависимостью:
Ч I
tH=f7_^J_ (4)
Хсу(Тт-Т0)2
где f2 - коэффициент, зависящий от безразмерной температуры: ^ _f
T(Y,t)-T0 . Tm-T0
' удельное тепловложение при сварке, где
А-
9„, 8 - скорость сварки и толщина свариваемого металла соответственно;
* = (5)
где тъ, - эффективный коэффициент полезного действия нагрева свариваемого металла дугой;
I, и - сварочный ток и напряжение на дуге соответственно;
Я, су - коэффициент теплопроводности и объемная теплоемкость металла соответственно.
Режимы сварки, обеспечивающие необходимые при исследовании удельные тепловложения:
53842, 36872 и 14456 Аж при = 0,85 и соответствующей скорости сварки, приведены в таб-
см2
лице № 1. Значения постоянных, входящих в выражения (2) - (4) были взяты из литературных
источников: Е = 84500 _Д*_; х = о,42-^-; су = 4,75 ^ ; Я = 8,31—. Для опредёде-
моль см-к см -к моль-К
них параметра Аь входящего в выражения (1) и (2), использовали данные для случая роста
сферического выделения заданного размера г, приведенные в |7| с. 57, рисунке 2. Согласно |7|,
коэффициент А) зависит от параметра А*, характеризующего степень пересыщения метаста-
бильного раствора диффундирующим элементом и определяемого выражением:
М V г > (6)
р 1
где С] - концентрация растворенного компонента (углерода) в матрице на поверхности раздела матрица - выделение;
См - концентрация углерода на значительном расстоянии от выделения, равная См=0,03 % |10|с. 154;
Ср - концентрация углерода в карбидной фазе (цементите), равная Ср=6,7 % |10| с. 154. Как показали исследования, наиболее вероятный размер карбидной фазы в стали 65Г после
термообработки г0 =6-10 м. Для определения концентрации С[ использовали приближенную формулу Томсона для интервала температур 400 - 500 °С |7| с. 152.
ЯТгоу
(7)
Дж
где сг - поверхностное натяжение на границе феррит - цементит, равное а = 1~г-, |7| с. 185;
м2
ц - молярная масса цементита Ре3С , равная ц = 180——;
моль
м3
V - удельный объем БезС, равный У = 1,3 • 10~4 — |10| с. 154.
кг
Определенная из выражения (7) концентрация С1=0,343 % после подстановки в уравнение (6) и решения его при других известных параметрах дало значения А* =0,107. Этому значению А*, со-
гласно |7| рисунка 2.19 соответствует зйачение А1 = 0,4см - с 2, а коэффициент А, входящий в
выражение (2) для указанного интервала температур оказался равным А = 5,56 • 10~4см • с 2 . Параметр безразмерной температуры £2 определяли из |15| с. 240. Постоянная Сь входящая в выражение (3) для температуры нижнего интервала Т = 400 °С (673 К) равна С = 6,3510"2К"\ Значения расстояний от центра шва до волокна металла участка разупрочнения, нагретого до той или иной максимальной температуры Тт < Ас1, при различных удельных тепловложениях
сварки, устанавливали после промера микротвердосги и установления размера участков высокого отпуска в соответствии с рисунком 3. Причем, весь участок разупрочнения, в зависимости от его размера, разбивается на такое числр частей, чтобы каждому волокну соответствовал образец толщиной не менее 3-х мм. Поскольку автор |4| работал именно с образцами такой толщины, сопоставление размеров скоагулированной карбидной фазы при термообработке и в отдельных волокнах металла участка разупрочнения, пребывающих различное время в условиях нестационарного нагрева при различных Тт, представлял научный и практический интерес. Расстояние от оси шва до середины такого волокна - образца (см. рисунок 3) определяем из выражения 115| с. 94 без учета процесса отдачи теша металлом ЗТВ в окружающую среду:
0,242- 4
V Эсв8 (g)
Ую°" суТю ' . W
Решения уравнения (2) после подстановки в него выражения (4) с учетом зависимостей (3) и (5) при всех входящих в них найденных величинах приведено в таблице 2. Видно, что скорость укрупнения карбидной фазы наибольшая при максимальной температуре металла на участке разупрочнении, примерно равной температуре начала аллотропического а - у' - превращения стали для всех исследованных удельных тепловложений, увеличиваясь при всех максимальных температурах с уменьшением удельных тепловложений. Это вполне объяснимо как сокращением времени пребывания отдельных участков (волокон) металла, составляющих участок высокого отпуска, выше заданной температуры при нагреве их до Тт < Ас1, так и уменьшением расстояния от оси шва до соответствующего волокна. Приведенные в таблице 2 скорости укрупнения карбидов РезС подтверждают, что процесс их роста на заданном участке является термо-активируемым процессом в меньшей степени зависящий от времени, чем при термообработке. Таким образом, в первой части работы было установлено аналитически, что наиболее интенсивный рост карбидной среды на участках высокого отпуска ЗТВ стали 65Г для приведенных тепловложений нежит в интервале температур А^ -550 °С. Это положение будет подтверждено металлографическим анализом размеров карбидной' фазы на указанных участках и ляжет в основу решения поставленной задачи, которое будет приведено во второй части работы.
Перечень ссылок
1. Прохоров H.H. Физические процессы в металлах при сварке, т. П - М: Металлургия, 1976. -600с.
2. Акритов A.C. Определение ширины и процесса текучести мягкой прослойки, возникающей
в околошовной зоне при сварке термоупрочненных сталей. // Сварочное производство. -1984.-№3-С. 7-9.
3. Добротина З.А., Акритов A.C., Пискун Г.Б., Бороденко В.М. Разупрочнение зоны термиче-
ского влияния стали повышенной прочности под действием отпуска после сварки. // Сварочное производство. -1976. - № 2. - С. 28-30.
4. Бокштейн С.З. Структура и механические свойства легированной стали. - М: Гос. научн.
техн. изд. лит. по черной и цветной мет-1934. - 280 с. 5 .Астафьев АС., Навоев B.C. Сварка стали. // Сварочн. пр-во. -1965.-№ 3. - С. 3-4.
6. Касаткин Б.С., Мусияченко В.Ф. Низколегированные стали для сварных конструкций г-Ки-
ев: Изд. «Техника». 1970. -188 с.
7. Дж. Мартин, Р. Доэрти. Стабильность микроструктуры металлических систем. - М: Атомиздат, 1978. - 280 с.
8. Дж. Мартин. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. - М: Металлургия.
1983. -168 с.
9. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильев М.А. Превращения при отпуске стали. - М.: Металлур-
гия. 1976.-232 с.
10. Салли И.В. Физические основы формирования структуры сплавов. - М.: Гос. научн. техн. изд. лит. по черн, и цвета. метг1963. - 220 с.
11. Тихонов A.C., Алехин В.П. Рецензия на U-ой том книги Н.Н.Прохорова «Физические процессы в металлах при сварке.» М.: Металлургия. 1976. - 600 с.
12. Карасе в А.И. Теория вероятностей и математическая статистика - М: Статистика. 1970. -344 с.
13. А.Кабаяси. Экспериментальная механика. Книга 2.М: Мир. 1990. - 552 с.
14. Франк - Каменецкий Д.А. Диффузия и теплопередача в химической кинетике. - М: Изд. «Наука». 1967. -492 с.
15. Рыкалин H.H. Расчеты тепловых процессов при сварке. 0- М.: Гос. Научн. техн. изд. маш. лит. 1951.-296 с
