CC BY
14
ВЕСТЩ1К
ПРИАЗОВСКОГО ГОСУДАРСТВЕННОГО ТЕХНИЧЕСКОГО УНИВЕРСИТЕТА
Вып.№8
1999 г
СВАРОЧНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
УДК 621.791.01
Акритов А.СЛ Чигарев В.В/, Роянов В.А.3, Захарова И.В.4
ОПРЕДЕЛЕНИЕ ШИРИНЫ И ПРЕДЕЛА ТЕКУЧЕСТИ МЯГКОЙ ПРОСЛОЙКИ В ЗОНЕ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ (ЗТВ) СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ИЗ ТЕРМОУПРОЧНЕННЫХ СТАЛЕЙ. Часть II*
В первой части статьи было аналитически установлено, что наиболее интенсивный рост карбидной фазы на участке высокого отпуска ЗТВ стали 65Г, для приведенных тепловложений, лежит в интервале температур « 550°С. Во второй части статьи металлографическим анализом подтвержден характер распределения карбидной фазы на указанных участках ЗТВ
Рассмотрим более подробно характер распределения карбидной фазы иа указанных ранее участках ЗТВ путем решения задачи о коагуляции карбидных частиц с учетом некоторых процессов, протекающих в матрице. В таблице 1 скорости укру пнения карбидов Fe С подтверждают, что процесс их роста на заданном участке является термоактивируемым процессом в меньшей степени зависящий от времени, чем при термообработке. Не ясным остается, какие процессы, протекающие в матрице, контролируют это явление? Из теории Орована [30] известно, что укрупнение в матрице с той или иной скоростью карбидной фазы после завершения процесса роста влечет за собой у величение расстояния межд у тарбидными частицами и снижение механических свойств металла, особенно предела, текучести. Тесная связь микротвердости и предела текучести, приведенная в [19], в сочетании с установленными по методикам [4, 26]
размерами карбидных частиц в волокнах металла разупрочненного участка, нагреваемых до / ^ А
различных температур т ~ cl ;а также внешний вид выявленных карбидов позволяет с достаточной степенью точности охарактеризовать процессы, лежа щие в основе разупрочнения. Иа рисунке 1 приведены кривые распределения микротвердости по у часткам разупрочнения ЗТВ образцов из стали 65Г в соответствии со схемой рисунка 3 для всех исследуемых удельных тепловложений (таблица 2). Видно, что размер участка разупрочнения Ду и «провал» твердости АН в волокнах металла, составляющих его, тем больше, чем больше удельное тепловложение при сварке применялось. Так, для удельных тепловложений, приведенных в таблице 2, размеры участков в порядке убывания составляют ~ 14, 10 и 7 мм соответственно. Если разделить эти участки на 4, 3 и 2 части, размерами по 3,0 - 3,5 мм каждый и прос ледить за изменением размеров карбидной фазы, сформировавшейся на каждой из них в процессе нагрева и охлаждения при сварке, то можно представить некоторые особенности кинетики роста карбидов Fe3C. Этому способствует как повышенное в исследуемой стали содержание углерода, так и присутствующий в ней марганец. Известно [28] с. 155, что Fe3C по сравнению с другими карбидами имеет повышенную способность к коагуляции. Кроме того, в цементите интенсивно растворяется марганец, замещая неограниченно железо - от (Fee, Мп)3С. дс Мп3С, а также облегчая рас-
1 Ш ТУ, канд. техн. наук, доц
2 Ш ТУ, д-р тсхн.наук, проф., академик НИН Украины
Ш ТУ, д-р техн.наук, проф., академик АН Высшей школы Украины
4Ш ТУ, аспирантка * Часть I см. Вестник ПГТУ № 6
о,в 1,01201,6/,8 Разпер карбидов по ссиУСупкм
1,о 1,1/ 1,8 2/г Размер кяр5идо$ по оси нхп
очЗ4
о,8
0,6
о,Ч
* £
* £
о * о,г
Ч о
0
48 г/О
от оса
а
ЗЬ 30. 26 Расстояние оп? оси шВа. У с,мм
■*— 5
с:
Л 2600
Размер карЪидо^ по оси Ч1,мкъ
-о
^ МОй
Кл
«Ъ 22Я0 Ч . ч>
2000
£
о
о то и
V? !
Г
- - — — А- ч / ®
1 ^ __________Й
\ / С! / ^ Г с «•о
\ / ч
л 1 1 --3 «О ------О
-х'
-/э V,
/Об и
Расстояние от оса сиВо-Уё^мм
-— Ь
Рис. ] - Кривые распределения микротвердости по участкам разупрочнения стали 65Г в зависимости от применяемого удельного тепловложения (НИЗ):
Дж
У,-53842 (а); (¿-до/2 (Ь); <¿-14456 —у (в) соответственно; и кривые распределения скоагудированной на этих участках карбидной фазы Ре3С (верх) в
см
характерных точках сечений I - Г; II - g; III - Ь; IV - 1 (рис. 2), отстоящих на расстояниях уь у2, у3) .... у, от оси шва и нагреваемых от Тт=725 до Тш=550 °С при этих же удельных тепловложениях. Левая верхняя кривая рисунка 1а - распределение карбидной фазы Ре3С в основном металле
Таблица № 1 - Определение скоросш укрупнения (коагуляции) карбидных частиц Ре3С на учаспке рзттрочнення стали 65Г
в зависимости от удельного тегаовложекня при смгг.е
т(у,0 Т(уД, "к Тя-То 6 КхЮ"' е © © Удельное -гегпюмюжение О = -5— »оАсМ2
2(1+2К0) е2в+К©)
<51=53842 (}г=36872 0э=-1445б
с"2 №Ъ_й б"3' мм/с 1 Vй. с-"2 б-5-мм/с 1», с Vй. с"2 т>_.! б-5-мм/с
Тш=725 °С (998 К) у„= 35 мм у„= 26 мм ут= 10 мм
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 И 12 13 •4 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 :Яб 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 1.097 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 4,3 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 Ш56 0,7 0,14 2976 1,83 0,38
Тш-700 «С (973 50 уш= 36 мм уи:= 27 мм Уш= П "М
650 923 0,83 0,07 9,70 15,9 3,26 25,9 ИЗО 2,97 4,3 530 4,34 6,23 81,5 11,1 15,23
600 873 0,67 0,17 8,58 12,7 3,04 20,9 27,45 1,9 2а ] 287 2,78 3,24 198 7,1 8,25
550 ■823 0,50 0,30 8,09 9,5 2,68 14,6 4844 1,4 1,14 211;72 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 5:;оо 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 КЗ ут= 39 мм у„" 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 3,9 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
Тю-=б00 °С (873 К) уи= 42 мм Уш~ 32 мм уа= 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 7,1 3,2 1,3 3,7 4843 1,43 0,67 5112 1,39 0,66 785,4 3,57 1,7
Т„~550 °С (823 К) уш=* 4« мм у„= 34 мм 14 мм
500 773 0,67 0,12 7,6 6,35 2,14 ! 8,5 1.937 2,27 1,07 ЗШ34 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 оа 2Ш2 0,69 0,14 3260 1,2 0,36
Т„=*500 "СО (773 К) Уш= 50 мм 38 мм Уш= 15мм
450 723 0,5 0,3 7,1 3,2 1,3 3,7 4843 1,43 0,3 68:4(5 | 0.38 0,79 1397 2,7 0,55
Примечание: Данные по определению скорости роста карбидов при Тш=-700 °С (973 К> пряв стены для подтверждения термоактнвируемости роста.
Таблица № 2 - Режимы и удельные теллонложення при наплавке валиков на пластины из спшк 551" толщиной 8= 10 - 12 км
Номер опыта Сварочный ток, А Напряжение духи, В Скорость сварки, см/с Погонная энергия, Дж/см Удельное тешкншожение, Д:«/см2
1 740 40 0,47 53842 53842
2 700 39 0,635 36872 36872
3 460 .29 0,79 14456 14456
творение и коагуляцию Ре3С [28] На рисунке 2а, б приведена карбидная фаза Ре3С в стали 45 и 65Г соответственно. Рисунок 2а взят из [4]. Из сопоставления карбидной фазы, приведенной на этих рисунках, видно, что существенных различий при влиянии карбидной фазы в сталях 45 и 65Г по методике [4] не наблюдается. Следовательно, методика может быть применима и для выявления Ре3С на участке высокого отпуска ЗТВ при сварке стали 65Г, а также в отдельных волокнах металла этого участка, нагреваемых до различных Тш. Размер участка разупрочнения при удельном тепловложении 53842 Д^. Ду=14 мм (рисунок 1а, н из), этот участок разделяется
см
точками уь у2, уз и у4, нагреваемыми до Тт=725, 650, 600 и 550 С соответственно; при удель-
Рис. 2 - Карбидная фаза Fe3C в сталях 45 и 65Г после закалки и высокого отпуска (а) и (б) соответственно и карбидная фаза Fe3C в характерных точках сечений I - f; И - g; III - Ii;...; IV — i участка разупрочнения стали 65Г (рисунок I), нагреваемых при Qi=53842i^_ до Тт=725 (в); 650 (г); 600 (д); 550 (е); а при
см2
Q3=14456 до Тт=725 (ж); 650 (з) и 550 °С (и) соответственно Увеличение 2,000 х 7. ном тепловложении 36872
Дж
Ау=10 мм (рисунок 16, низ) з'ча.сток разделяется точками уь у2 и
см2
Уз, нагреваемыми до Тт=725. 650 и 600 °С соответственно, ири удельном тепловложении
4456 Ау=7 мм (рисунок 1в, низ) этот участок разделяется точками yi и у2, нагреваемым и см2
до Тт=725 и 650 соответственно. Поскольку через точки у для всех; удельных тепловложений проходят центральные оси образцов размером Ду'=3,0 - 3,5 мм каждый, вместе составляющие размер участка разупрочнения, а автор методики [4] работал с образцами толщиной 3,0 мм. сопоставление процессов, протекающих в различных частях участков разупрочнения, с процессами, протекающими при термообработке, на наш взгляд является внешне корректными. Так,
Дж 2
на рисунке 2 в-е, характеризующим кинетику роста при уде льном тепловложеиии 53842см
видно, что при нагреве участка до Тт==725 °С размер карбидной фазы резко увеличивается, Причем, процесс носит явно выраженный лавинообразный характер. Наряду с укрупнившимися частицами правильной формы видны еще не успевшие растворяться мелкие частицы, Не исключен и процесс укрупнения (коагуляции) частиц размером выигс; среднего (правый верхний угол, рисунок 2в), что согласуется с данными [14, 17], Здесь, вероятнее всего, реализуются три процесса: растворение исходной карбидной фазы, рост ее до размера, обеспечивающего более равновесное состояние метастабильного твердого раствора и коагуляции, причем коагуляции осуществляется как в результате объемной диффузии, так и в резу льтате реакции на поверхности укрупняющейся частицы. Многогранность центральной частицы подтверждает последнее предположение. Приведенная на рисунке 2г карбидная фаза, участка, нагретого до Тт= 650 °С, свидетельствует о стабилизации процесса. Карбиды имеют относительно правильную форму и более обособлены, что свидетельствует о завершающемся процессе роста. Наиболее ярко процесс завершения роста прослеживается на рисунке 2д при нагреве! участка Тш= 600 °С. Здесь видна стабильная карбидная фаза еще более правильной форм ы, равномерно распределенная в матрице, что свидетельствует о том, что процесс укрупнения практически завершен. На рисунке 2е представлена карбидная фаза участка, нагретого до Тт= 550 °С. Видно, что процесс укрупнения только начался, но не получил развития. Не смотря на то что размеры карбидов этого участка в общем превосходят размеры карбидов в основном: металле, присутствие множества мелких, не поддающихся просчету, карбидов свидетельствует о начавшемся процессе их выделения. Следуя [18] с. 114 - 115, где авторами исследовались процессы карбидообргаования в условиях электроотпуска при скоростном нагреве до Тщ= 520 • 55 3 °С, закаленных и отпущенных сталей, содержащих 0,71 % С, можно констатировать, что при сварочном нагреве до Тт=550 °С и последующем охлаждении процесс сохраняется, но имеет некоторую особенность Тате, по данным [8] карбидообразование в этом случае приближается к аналогичному после печного отпуска при Тт=350 °С в течении 3600 и. более секунд. Для случаев, разобранных в таблице 1, такое положение имеет место только при Тт==600 °С. а скорость укрупнения за время пребывания металла при Т(у, I) = 550 °С во всех случаях на порядок ниже скорости, рассчитанной при Т(у, 1) = 700 °С, когда Тт=Ас1=725 °С. Некоторые исключения составляет процесс, протекающий при С)3= 14456 Д®, что может быть легко объяснимо тем, что в этом случае вероят-
см2
нее всего реализуется схема теплового воздействия на металл ЗТВ точечного источника, действующего в полубесконечном теле в связи с малой погонной энергией сварки. Однако, это не единственное правильное объяснение, ибо размер и форма карбидной фазы, выявленной на различных участках, составляющих участок разупрочнения и нагреваемых до Тт 725, 6:50 и
550 °С (рисунке 2ж, з, и соответственно), вполне сопоставимых с таковыми при (Н ==53842 -Зл7
см 1
(рисунке 2в, г, е соответственно). Аналогичная картина наблюдается и при ()2=36872 -5А.
см2
Провалы же твердости по всем участкам, приведенны е в нижних частях рисунке 1 а, б, в (направление промера микротвердости показано стрелкой) при ()2 и (^разлетается незначительно, а при (Н - повышены, что, очевидно, связано с большими размерами карбидной фазы. Выбор
второго обоснования появления крупной карбидной фазы при ()3- 14456 Д?6: обусловлен тем,
см'
что он позволяет более всесторонне проследить за процессами, протекающими в матрице разу-прочненных участков. Известно, что отличительной особенностью укрупнения карбидной фазы на участке высокого отпуска металла ЗТВ при сварке является то,, что процесс протекает в условиях сильно деформированной матрицы, блокированной с одной стороны металлом, нагретым до ~ 300 °С, а с другой (со стороны металла шва) металлом, претерпевшим аллотропическое а-у-превращение. Не вызывает сомнения и тот факт, что процессу коагуляции карбидов предшествует процесс растворения карбидной фазы, зафиксированной предшествующей термообработкой, рост растворенной фазы до определенного размера и, собственно, коагуля-
цию. Все эти процессы имеют диффузионную природу, но две последние стадии различаются тем, что на стадии роста перемещение твердого раствора углерода, а в нашем случае и марганца, еще велико, а на стадии коагуляции это перемещение мало, и поэтому диффузионный рост проходит путем растворения мелких выделений и роста за их счет более крупных. Причем последнее может осуществляться как в результате объемной диффузии, так и в результате реакции на поверхности растущей частицы. Потеря когерентности между карбидной фазой и матрицей, вызванная как сварочными напряжениями и деформациями, так и разностью в коэффициентах объемного расширения карбидной фазы и феррита, создает' необходимые условия для интенсивного протекания реакции на поверхности: усиливается частота перескоков атомов углерода через межфазную поверхность зга поверхность раст\/щей частицы, что многие исследователи связывают с процессом адгезии, скорости которых могут намного превосходить скорости при объемной диффузии [31] ДсйствиД^ьно. кратковременный нагрев дД^т=725 °С и бы-
2
строе охлаждение снижает ^ при С)3=14456 см но сравнению с Ц- при С)1=53842см - примерно в 14 раз (см. таблицу 1), что не даег возможностей для протекания всех стадий процесса карбидообразования, имеющих место при термообработке, начиная от выделения Л-карбида при Т—400 - 450 °С, извлечение углерода из так называемых «ловушек» несовершенств кристаллического строения: вакансий, поверхностей раздела, дислокаций с присутствующими на них атмосферами Котрелла и т.п., столь обильно генерируемые* сварочными термонапряжениями. Здесь, вероятнее всего, реализуется схема быстрой коагу ляции реакций на поверхности исходной фазы, чему немало способствует присутствующий в стали 65Г марганец. Эго и приводит, в отличие от классической теории коагуляции в условиях термообработки, когда размер скоагулированной карбидной фазы не превосходит от 1,2 до 2.0 размеров исходной после термообработки, к тому, что скоагулированная на участке высокого отпуска ЗТВ карбидная фаза Ре3С при Тт=725 °С может в 2,5 - 3,5 раза превосходить исходную
Таким образом, из приведенных в таблице 1 и рисунке I и 2 результатов следует, что интервал максимальных температур, в котором наиболее вероятен процесс коагуляции карбидной фазы Ре3С на участке высокого отпуска ЗТВ при сварке стали 65Г составляет 725 °С < Тт > 500 °С. Из таблицы 1 видно также, что при всех I... отвечающих этому' интервалу при соответствующих Тт, скорость укрупнения (коагуляции) меня елся дискретно и интегрирование выражений типа (1) для определения размера укрупнившейся частицы, что определено в [1], ввиду возможных разрывностей подынтегральной функции, вп совсем корректно. Не является и достаточно обоснованным и тот факт, что процесс коагуляция интенсивнее всего протекает в интервале температур 725 - 300 °С. В связи с последними требованиями ГОСТ 6996-66. «Сварные соединения. Методы определения механических свойств», когда надрез образцов типа Шарпи при испытании сварных соединений на ударную вязкость должен располагаться в металле околошовной зоне (ОШЗ), по рекомендации заказчика, решение этой задачи для металла ОШЗ для низколегированных высокопрочных сталей при производстве труб, например 13Г1СУ, имеет актуальное значение.
Решение поставленной задачи было бы неполным без данных по кинетическим особенностям коагуляции карбидной фазы по длине разупрочненных участков, размеры которых, как указывалось выше, тем больше, чем выше удельное тепло вложение при сварке применялось (рисунке 1, низ). Если нижний график рису нке 1 а, б, в характеризует распределение микротвердости при удельных тепловложениях СН, С)2 и С)3 таблицы 1 соответственно, а набор значений у.> у2, у3, у4; Ук у2; Уз. ур, уг для них определяет набор Тт-725, 650, 600, 550 °С; Тт-725, 650, 600 °С и Тт=725, 650 °С соответственно, то верхние графики рисунке 1 а, б, в определяют набор наиболее вероятных размеров карбидной фазы гнь г-11!' 114: "V1» 1м-з,- гц2> прИ этих же ()„ С)2, на соответствующих расстояниях при указанных выше температурах. Размер ГцП соответствует наиболее вероятному размеру карбидной фазы в основном металле (на расстоянии у = оо от оси шва). Так как аппроксимация распреде ления микротвердости по участкам высокого отпуска параболами вносит определенну ю погрешность Е; зависимости^'^1''приведенных на нижних графиках рисунке 1 а, б, в, а статистическая обработка данных распределения карбидной фазы по размерам приведена на условных образцах в предположении, что это распределение нормальное и при условии, что образец в свсгй центральной части действи-
тельно имеет заданную Тт, приведенные на рисунке 1 а, б, в верхние графики позволяют в первом приближении представить кинетику процесса. Следует отметить, что не смотря на публикации, посвященные процессам коагуляции, структура скоагулированной карбидной фазы, сформировавшаяся в условиях нестационарного сварочного нагрева и охлаждения, практически отсутствует. Немаловажно при этом и то, что в условиях скоростного нагрева при сварке имеет место резкое повышение АС1 (на 100 и более °С) [32] не фиксируемое при записи термоцикла, что вносит дополнительную погрешность в решение заданного вопроса. Тем не менее из верхних графиков рисунке I а, б, в следует, что при всех ()ь ();, ()3 таблица 1, максимальный размер карбидной фазы на участках разупрочнения, нагреты до Тл "725 °С составляет 2,2 = = 2,4 мкм. Тт= 650 °С - 1,8 - 2,0 мкм; Тт= 600 °С - 1,4 - 1,6 мкм; Тт= 550 °С -1,0-1,2 мкм. На рисунке 6 приведены зависимости приращения (разности) между наиболее вероятным размером карбидных частиц Ре3С на различных участках высокого отпуска стали 65Г, нагреваемым термическим циклом сварки до Тт=725, 650, 600 и 550 °С и размером карбидной фазы в основном металле от соответствующих этим температурам расстояний от оси шва, для приведенных в таблице 1 удельных тепловложений. Полученные на основании данных распределения карбидных частиц по размерам рисунков 1 и 2, эти зависимости показывают, что при сварке прак-
Дг ^ А •
тически на всех режимах значения при 1т=Ас1 достигают примерно одинаковых значении. При Тт=500 °С значение Дг минимально и приближается к размеру карбидной фазы в основном металле. При всех режимах сварки температурный интервал коагуляции карбидов может быть принят равным АТ = 725 - 500 = 225 °С. Такое положение позволяет определить ширину мягкой прослойки с использованием зависимости (8). Допустим, что волокно металла участка разупрочнения, имеющие * • находится на расстоянииот центра шва. Тогда, согласно (8),
Ут
ширина прослойки равна:
0,242--Ч—, , 0,242 Ч
__3nn6[ 1 1
'т
Зсв'S AT (9)
Ду = у' -V* =-—
J Jm Jm ■ , „ Т' Т
W V m tn J w 1 m 1 m где T"m = 725 °C; T'm = 500 °C; ДТ = 225 °C.
Определенная по выражению (9) ширина мягкой прослойки для всех приведенных в таблице 1 удельных тепловложений составляет Ayi= 17,0 мм:"^2= 11,6 мм:^3= 4,8 мм соответственно. Несколько заниженное значение Ду3 может быть вполне приемлемо объяснено на основании данных, приведенных выше. Следует отметить также что неравномерность распределения твердости по сечению свариваемого металла, вызванное термоупрочнением, а также интенсивность теплового воздействия на его отдельные слои, вызывает дополнительное расшире-ние^Ув верхних слоях свариваемого металла, что отчетливо наблюдается на нижних кривых рисунка 1. Зависимости^ от удельных тепловложений приведены на рисунке 3 и могут быть с достаточной степенью точности использованы для практики.
Для определения предела текучести металла разупрочненных участков воспользуемся данными [1 - 3, 10, 12, 30, 33], в которых показано, что для термообработанной стали предел текучести
ат =к(дстуч + Даэ),
где к - коэффициент, характеризующий вклад различных факторов (сопротивление трения решетки железа, упрочнение твердого раствора феррита растворенными в нем легирующими элементами, субструктурные упрочнения и т.д.) в механизм упрочнения;
Дау ч - упрочнение собственно карбидными частицами —- (о - модуль сдвига материала мат-
X»
рицы; в - вектор Бюргерса материала матрицы; % - расстояние между частицами); Д 03 - зерно-
граничное упрочнение, равное ml ср 2 (ш - коэффициент, ?:арактеризующий прочность блокировки дислокаций примесными атомами; 1ср - средний диаметр ферритного зерна). Согласно [12] с. 53:
0,81г„
где - средний размер упрочненной частицы; Г - объемная доля частиц.
г§ ^ i, 8 I
о 8-
V>4 3
5
\io tí
ё
1 lili
5 > i
¡U д ,v Л /
\\ V \\
1 \\ V i \ \ 1 \
1 1 \ \
1 1 I Í \\ \ 1 \ \ \\
1 \ 1 I \\ \
?so
650
o
•t
К
700 l
I
QU
C:
I
4 §
?
600 b *
«J
v. a
550^
fO 20 30 40 50 Расстояние от оси щЕа. 4i, мм
Зависимость превращения разности но) между наиболее вероятным размером кар-
Рис. 3 (Дг, = г^ - г,
бидной фазы РезС в характерных точка* сечений I - С II - & III - Ь, ..., IV - 1 участков I, II, III, .., г (Г|Ц), входящих в участок разупрочнения (см. рис. 1) и наибо лее вероятным размером карбидной фазы в основном (Гцо) от расстояния от оси шва (у;) для удельных тепло-вложений , С>2 и СЬ соответственно. I - зависимость Аг, (у,); II - зависимость Тго; (у;).
(И)
Если связать г^ с Г и со средним размером: ферритного зерна ]ср для стали при условии, что оба вида зерен имеют сферическую форму соотношением Зимера [33] с. 15, 4 Гц
<12>
то после подстановки б уравнение (10) зависимостей (11) и (12) с учетом постоянных, значения которых взятье
из |12,30,33|: о=8400 Мпа, в==2,5-10
,-к>
к —- 1,2; m := 0,66; f чим:
0,05 - 0,1; полу-
3.12W | 6,84 л/f
(13)
Решение уравнения (13) для всех значений гр. приведенных в верхней час ти рисунка 4, и значений £=0,05 для основного металла £=0. 1 для всех участков разупрочнения приведено на рисунке 4 и может быть использовано для определения как размеров разу-прочаешшх участков, так и: их пределов текучести в широком диапазоне удельных тепловложений. используемы при автоматической сварке под флюсом.
800
У
tj >
Ch
<ъ
Q)
ís i 0)
3: >
o «5.
c:
600
<b i.
¿/00
200
<
6
\
5 io 20 ЭО ЧО 50
Сдельное men/loS/rо жeнив Q-,
г оД j i
Я í¡ v
Q
10 § §
o ic
ra
5 £
w s
o
6 o -,7г
3
Рис. 4 - Зависимость ширины и предела текучести участка разупрочнения стали 65Г от удельного тепло вложения при сварке.
Выводы
1. Путем решения задачи о коагуляции карбидных частиц; Fes С на участке разупрочнения ЗТВ с учетом некоторых процессов, протекающих в матрице, с достаточной степенью надежности были определены «провалы» твердости по всему объему и его общий размер
2. Установлено, что скорость укрупнения карбидной фазы наибольшая при максимальной температуре металла на участке разупрочнения, примерно равной температуре начала аллотропического превращения стали для всех исследованных тепловложений.
3. В процессе работы выявлено, что на участке разупрочения реализуются гри процесса: рас-
творение исходной карбидной фазы, рост ее до размера., обеспечивающего более равновесное состояние метастабильности твердого раствора и коагуляция, причем коагуляция осуществляется как в результате объемной диффузии, так и в результате реакции на поверхности укрупляющейся частицы (рис. 2).
Перечень ссылок
1. АкритовА.С., Роянов В.А. Определение ширины и предела теку, чести мягкой прослойки в
ЗТВ сварных соединений. Вестник № 6. 1998. - С. 236-245.
2. Прохоров H.H. Физические процессы в металлах при сварке Т II - М.: Металлургия, 1976.
- 600 с.
3. Акритов А. С. Определение ширины и процесса текучести мягк ой прослойки, возникающей
в околошовной зоне при сварке термоупрочненных: сталей. // Сварочное производство. -1984.-№3-С. 7-9.
4. Добротина З.А., Акритов А. С., Пискун Г.Б., Бороденка В М. Разупрочнение зоны термиче-
ского влияния стали повышенной прочности под действием; отпуска после сварки .// Сварочное производство. - 1976. - № 2. - С. 28 - 30.
5. Бокштейн С.З. Структура и механические свойства легированной стали. ~ М.: Гос. научи,
техн. изд. лит. по черной и цветной мет., 1954. - 280 с.
6. Астафьев A.C., Навоев В С. Сварка стали. // Сварочн. пр-во. - 1965. - № 3. - С. 3-4,
7. Рыкалин H.H. Расчеты тепловых процессов при сварке. - М : Гос. Научн. техн. изд.. маш.
лит., 1951.-296 с.
8. Салли ИВ. Физические основы формирования структуры сплавов. - М.: Гос. научн. техн.
изд. лит. по черн, и цветн. мет., 1963. - 220 с.
9. Рыбасенко В. Д., Рыбасенко И. Д. Элементарные функции. Формулы. Таблицы. Г рафики -
М.: Гл. ред. физ. мат. лит., 1987. - 416 с.
10. Двайт Г.Б. Таблицы интегралов и другие математические формулы. - М.: Гл. ред. физ. мат. лит., 1977. - 224 с.
11 В. Зайт. Диффузия в металлах. - М.: инострн. лит., 1958. - 382 с.
12. Франк - КаменецкийД. А. Диффузия и теплопередача в химической кинетике. - М.: Наука, 1967. - 492 с.
13. ГолъдштейнМ.И., Файбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. - М.: «Металлургия».
1979.-208 с.
14. Попов A.A., Попова A.C. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. - М.: Гос. Научн. техн. изд. меш. лиг., 1961. - 431 с.
15 .Дж. Мартин, Р. Доэрти. Стабильность микроструктуры металлических систем - М.: Атомиздат, 1978. - 280 с
16. Дж. Кристиан. Теория превращений в металлах и сплавах. - М.: Мир, 1978. - 808 с.
17. Тихонов А. С., Алехин В.П. Рецензия на И-ой том книги Н Н. Прохорова «Физические процессы в металлах при сварке » - М.: Металлургия, 1976. - 600 с
18. Дж. Мартин. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. - М : Металлургия,
1983 - 168 с.
19. БелоусМ.В., Черепин В. Т., ВасшъевМ.А. Превращения при отпуске стали. - М.: Металлургия. 1976. - 232 с.
20. ДроздМ.И. Определение механических свойств металла бе ï разрушения. - М.: Металлургия, 1965.-272 с.
21. Касаткин Б.С., Мусияченко Е.Ф. Низколегированные стали для сварных конструкций. Киев.: Техника, 1970. - 188 с.
22. Вентцелъ Е.С., Овчаров Л. А. Теория вероятностей - М.: Наука. 1969. - 366 с.
23. Куликов Е.И. Методы измерения случайных процессов. - M . Радио и связь, 1986. ~ 272 с.
24. Богачев И.Н., Авйнштейн A.A., Волков С.Д. Статистическое металловедение. - М.: Металлургия. 1984. - 176 с.
25. Половин Р.В. Прикладная теория случайных процессов. -Харьков: Вшца школа, 1982.-104 с.
26. Карасев А.И. Теория вероятностей и математически! статистик:;:!. - М.: Статистика, 1970. -344 с.
27. А.Кабаяси. Экспериментальная механика. Книга 2. - М.: Мир, 1990. - 552 с.
28. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1978. ~ 648 с.
29. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. - М.: Металлургия. 1983. - 526 с.
30. Бакши O.A., Шрон Р.З. расчетные оценки прочности сварных соединений с мягкой прослойкой. // Сварочн. пр-во - 1971. - № 3 - С. 3 -5.
31. Голъдштейн М.И. Дисперсионное упрочнение конструкционных сталей. // Металловедение термическая обработка металлов. - 1975 -№ 11 - С. 50-58.
32. Чуистов КВ. Старение металлических сплавов -Киев: Пакова думка, 1985. -232 с.
33. Акритов A.C., Х1 игарев В.В., ШоршоровМ.ХК вопросу кинетики роста аустенитяых зерен в околошовной зоне (ОШЗ) при сварке. // Вестник Цриазов. государств, техн. ун-та. Сб. науч. трудов. - Мариуполь, 1996. - Вып. 2 - С. 153 - 156,
34. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. - М.: Металлургия, 1982. -184 с.
Акритов Анатолий Семенович. Канд. техн. наук, доцент кафедры физики Л1ТУ, окончил Ждановский металлургический институт в 1969 году. Основные научные направления - исследование процессов в ЗТВ при сварке низколегированных сталей.
Чигарев Валерий Васильевич. Д-р техн. наук, профессор, академик НИН Украины, завкафедрой металлургии и технологии сварочного производства П1 ТУ, окончил Ждановский металлургический институт в 1969 году. Основные направления научных исследований - разработка сварочных и наплавочных материалов, технологи.» нанесения износостойких покрытий.
Роянов Вячеслав Александрович. Д-р техн. наук, профессор, проректор ПГТУ, окончил Ждановский металлургический институт в 1963 году (ПГТУ). Основные направления научных исследований: технологии и оборудование сварочного производства.
Захарова Ирина Вячеславовна. Аспирант, ассистент кафедры оборудования и технологии сварочного производства ПГТУ. Окончила ПГТУ в 1997 году. Основные научные направления - исследование дефектов в околошовной зоне при сварке трубных сталей.
