CC BY
59
УДК 621.184.3
РЕНТГЕНОМЕТРИЯ АНОМАЛЬНЫХ ТЕМПЕРАТУРНЫХ РАСШИРЕНИЙ ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ СТАЛЕЙ
A.C. Заворин, Л.Л. Любимова, Б.В. Лебедев, A.A. Макеев, A.A. Ташлыков
Томский политехнический университет E-mail: aleks@ped.tpu.ru
На основе методик рентгеноструктурных измерений внутренних напряжений кристаллических решеток трубных сталей показаны аномалии термических расширений и знакопеременные изменения внутренних напряжений, свойственные термическим структурным переходам.
Аномалии линейных термических расширений кристаллических решеток обнаружены методом рентгеновской дифракции (микродилатометрия) для многих чистых металлов [1] и дилатометрическими исследованиями для закаленной углеродистой стали в определенных интервалах температур отпуска 12].
В первом случае они связываются с фазовыми переходами I или II рода (магнитными превращениями) или не обсуждаются, если таковые отсутствуют в диапазоне исследуемых температур. Во втором случае аномальные изменения длины образца объясняются соответствующими структурными превращениями при отпуске. Общая тенденция при отпуске стали заключается в том, что показатели прочности (твердость, св, сг02) падают, а показатели пластичности растут, однако изменение этих свойств так же не носит монотонного характера, и в некоторых случаях температуры аномальных удлинений совпадают с температурами аномальных свойств [2]. Это позволяет предположить, что аномальные расширения кристаллических решеток и механические свойства связаны с явлениями структурной температурной неустойчивости сталей и должны быть объединены общими характерными температурными точками.
В этой связи в данной работе методом высокотемпературной рентгенографии проведены комплексные исследования энергетических сталей по установлению зависимости от температуры параметра элементарной ячейки, собственных внутренних микронапряжений II рода а„ и зональных напряжений (макронапряжений I рода) с целью установления взаимосвязи между этими параметрами, для чего использованы апробированные методики [3-5].
Эксперимент проведен на основе термоцикли-рования в вакууме 3...7 10~3Па, суть которого заключалась в реализации цикла "нагрев - охлаждение - нагрев". Каждый очередной нагрев образца сопровождался повышением конечной температуры. Экспериментальные результаты приведены на рис. 1-5.
В экспериментах по исследованию структурных термических превращений котельных сталей 12Х1МФ, Ст. 10,0Х18Н10Т (рис. 1) получены зависимости средних линейных термических расширений а кристаллических решеток от температуры,
которые для стали 12X1МФ и Ст. 10 находятся в диапазоне справочных значений а, составляющих 10...20-10"6,1/град [6]. Для стали 0Х18НЮТ при температуре 600 °С наблюдаются отклонения от справочных данных при а - 31 10~6, 1/град. Для всех исследованных сталей зависимости а = f(T) носят аномальный характер, заключающийся в нелинейности, немонотонности полученных кривых. Аномальные расширения кристаллических решеток для стали 0Х18Н10Т наблюдаются в области температур 200,400 и 600 °С; для стали 12Х1МФ - при температурах 420 и 635 °С; для стали 10 в первом термоцикле при температурах 400, 550, 600 "С, во втором термоцикле - в диапазоне температур 500...600 °С, в третьем термоцикле - при температуре 400 °С. Второй и третий термоциклы для стали 10 на рис. 1 не приведены.
Обращает на себя внимание, что температуры кристаллизации аморфных сплавов на основе железа, протекающей в две стадии, равные 449 и 538...550 °С [7], весьма близки к температурам наблюдаемых максимумов пиков термических деформаций (рис. 1). Гипотеза о природе аномальных скачков термических деформаций, названных по виду кривых ¿.-аномалиями [1], базируется в данной работе на предположении установления иного порядка в расположении атомов в межзеренных границах при термоциклировании, т.е. основой микроэффекта являются процессы "разупорядочение -упорядочение", или перекристаллизация структуры полукристаллической границы.
Температура максимума пика термических деформаций является критической температурой. Максимум пика термических деформаций сохраняется весьма долго при данной температуре: она как бы является равновесной, когда существует равновесие между силами, вызывающими упорядочение, и разориентирующими силами тепловых колебаний атомов. При превышении температуры равновесие нарушается в результате тепловых колебаний атомов, и наблюдается правая ветвь ¿.-аномальной кривой термических деформаций. При температуре ниже критической амплитуда тепловых колебаний атомов мала и не обеспечивает достаточно больших сдвигов для создания устойчивых связей атомов.
Сам процесс кристаллизации в границах обусловливается уменьшением поверхности границ, перемещением атомов в границах, перемещением ато-
Рис. 1. Линейные термические расширения кристаллических решеток энергетических сталей:
-♦—сталь 12Х1МФ; -в—сталь 10(Iтермоцикп); —Л—сталь0Х18Н10Т
мов кристаллического зерна вслед за межзеренной границей, и этот эффект часто наблюдают в экспериментах как миграцию границ зерен.
Перемещение атомов в границах в процессе кристаллизации и образование более компактных участков границ зерен осуществляется по механизму обмена местами с вакансиями, так что при этом возникает направленный поток вакансий по границам зерен, в зерно и к поверхности.
О наличии свободных объемов, возникающих в процессе кристаллизации, свидетельствует увеличение максимального коэффициента термических линейных расширений во втором термоцикле испытаний с 21 до 23-10"61/град, так как возникающие свободные поверхности устраняют стесненность зерен со стороны границ.
Наличие ¿.-аномалий во втором термоцикле испытаний свидетельствует о воспроизводимости процессов перекристаллизации в границах зерен. Процесс кристаллизации, по-видимому, можно осуществить длительным отжигом при температуре кристаллизации.
Во втором термоцикле процессы перекристаллизации также происходят в две стадии, наблюдаются два пика на кривой линейных термических расширений. Возобновляемые во втором термоцикле скачки линейных термических расширений кристаллических решеток связаны, по видимому, с тем, что первый термоцикл заканчивался неполной аус-тенизацией стали. Обратный у -> а переход аусте-нита сформировал в границах сходственные с исходной структуры, хотя температуры пиков смещены по сравнению с температурами пиков в первом термоцикле. Это объясняется тем, что после первого термоцикла границы зерен уже не являются прежними: изменилась степень их кристалличности, структура, кристаллографическая ориентация, химический состав. Наличие пористости в границах, существенное повышение диффузионной активности примесных атомов - углерода, азота, серы -
приводит к их сегрегации на свободных поверхностях. Это обстоятельство отмечается в многочисленных публикациях, связывается с выпадением избыточных фаз при данных температурах - карбидов, сульфидов, нитридов, оксисульфидов, карбонитри-дов и т.д. Выпадением этих фаз в данных работах и объясняется наблюдаемая хрупкость зерен и границ зерен при данной температуре (температуре термического скачка).
После полной аустенизации стали в конце II термоцикла аномалия наблюдается при 400 °С.
Уменьшение параметра элементарной ячейки холодного металла после нагревов в первых двух термоциклах может свидетельствовать лишь о том, что межзеренные границы, или так называемая аморфизированная матрица, достаточно развита в общей макроструктуре стали. Ее кристаллизация сопровождается уменьшением ребра куба альфа-фазы в границе, так как элементарные ячейки зерна, связанные с атомами границы, имеют упругость, т.е. обладают определенной длиной связи, при которой эта ячейка еще может существовать. При увеличении этой деформации должен наблюдаться разрыв связей с образованием свободных поверхностей. Процесс кристаллизации зависит от времени и может протекать и при более низких температурах самопроизвольно, подобно тому, как в аморфном стекле образуются со временем отдельные кристаллические зоны. Поэтому процессы кристаллизации в границах зерен будут непрерывно приводить к разрыву межатомных связей и постоянно нарастающему порообразованию. Одновременно протекающий распад альфа-твердого раствора при термических нагрузках с течением времени приведет к сегрегации примесей в свободных объемах (порах) - гра-фитизации.
В третьем термоцикле после существенной ползучести в двух первых термоциклах наблюдается незначительная, так называемая длительная ползучесть, которая в дальнейшем и определит ресурс стали при температуре длительной эксплуатации (~350°С).
Таким образом, изложенные результаты температурных структурных измерений параметра кристаллической решетки сталей дают основания предполагать следующее.
1. Аномалии линейных термических расширений связываются с особым устройством межзерен-ных границ, обладающих элементами упорядоченности - ближним порядком в расположении атомов, когда отсутствует дальний порядок, и простой трансляцией атом одной области упорядочения не может попасть в свой узел в другой области.
2. Аномальные термические линейные расширения вызваны перекристаллизацией структуры границ.
3. Перестройка структуры границ формально эквивалентна фазовому переходу II рода (упорядочение, разупорядочение, магнитные перехо-
ды), вместе с тем носит признаки фазового перехода I рода, т.к. проявляется в скачке термических деформаций и скачкообразном изменении параметра кристаллической решетки при достаточно определенной температуре, что характерно для любого фазового перехода I рода.
4. Кристаллизация сопровождается сжатием объемов границ зерен с уменьшением их свободной энергии.
5. Сжатие объемов границ приводит к образованию свободных поверхностей путем разрыва межатомных связей - к порообразованию.
6. Образующиеся поры "диффундируют" в сторону, обратную сжимающимся границам, образуют цепочки пор на всех этапах эксплуатации металла.
7. Процесс кристаллизации границ контролируется временем и температурой.
8. Кристаллизация границ выступает источником порообразования и эффективным местом стока дефектов и атомов внедрения типа углерода, вызывая графитизацию.
9. Порообразование при кристаллизации и явление графитизации снижают прочностные свойства сталей. Снижение прочностных свойств особенно сильно проявляется при температурах термического скачка и выражается в виде внезапно наступающих хрупких разрушений. Принимая во внимание выявленные аномалии
температурных расширений в кристаллических решетках трубных сталей и сопровождающие их внутренние напряжения, по другому смотрятся проблемы, связанные с хрупким разрушением и межкрис-таллитной коррозией, поскольку они объединены характерными общими температурными точками.
Представленная на рис. 2 зависимость собственных внутренних напряжений от температуры отжига в образце стали 12Х1МФ, возникающих в пределах зерна между областями когерентного рассеяния (кристаллитами), определена по "размытию" дифракционных линий, т.е. по изменению истинного физического уширения профилей линий с учетом одновременного влияния на это уширение как дисперсности кристаллитов, так и возникающих в процессе отжига микронапряжений.
Смысл представленной на рис. 2 величины а„ заключается в том, что упругая деформация подчиняется закону Гука, и для трехосного растяжения закон Гука записывается в следующей форме [7]:
е, -ц(а2 + ст3)]; е2 = -^[а2 -ц(а, +о3)];
где а;, с^, ст3 - главные напряжения; е,, е2, с3 -относительные линейные деформации по направлениям действия соответствующих главных напряжений.
При плоско-напряженном состоянии деформации пропорциональны сумме главных напряжений (а, + <^), если напряжение в направлении, перпендикулярном поверхности, т.е. <*3, равно нулю [8]. Здесь [8] показано, что для массивных образцов эта величина имеет некоторое конечное значение, т.к. всегда имеет место объемно-напряженное состояние. Но в рентгеновской дифракции, когда напряжения определяются практически на поверхности, эта величина пренебрежимо мала. Поэтому в данной работе определяется сумма главных напряжений (с^ + с^), т.к. раздельное определение этих величин приводит к весьма существенным методическим сложностям, более простые методики раздельного определения этих напряжений, как отмечается [8], дают столь большую погрешность, что они не находят практического применения.
Отметим основные черты полученной зависимости.
1. В процессе нагрева исследуемого образца собственные внутренние напряжения претерпевают существенные перераспределения.
2. Перераспределение внутренних напряжений от растягивающих (+) до сжимающих (-) происходит через полную разрядку напряжений (релаксацию), когда упругие свойства образца становятся равными нулю, и сталь обладает максимальной пластичностью, не сопротивляясь изменению объема или формы, т.е. в этих точках предел текучести стали, характеризующий сопротивление пластическому деформированию, резко снижается.
3. Релаксация внутренних напряжений наблюдается при температурах 350, 575,610,635 °С, следовательно, данные температуры могут считаться опасными с точки зрения возможного вязкого течения металла.
4. Каждый переход кривой через нуль при дальнейшем повышении температуры испытаний приводит к тому, что вследствие микропластических деформаций происходит упрочнение, увеличение упругой части общих деформаций, пластические свойства при этом минимальны, значит, максимально сопротивление пластическому деформированию.
5. Температурные точки 350, 575, 610, 635 °С являются критическими и характеризуют переход пластичного металла в хрупкую область.
6. Максимальная сопротивляемость пластическому деформированию наблюдается при температуре 420 °С и в диапазоне температур 590...610...635 °С, в особенности при 420 "С, когда предел упругости достигает 600 МПа. Данные температуры могут считаться эксплуатационно опасными, поскольку, при наличии внешних напряжений, давлений и температур, металл может быть хрупко разрушен раньше, чем дислокации обеспечат достаточные сдвиги.
ОЬ МПа
О 100 200 300 400 500 600 700 800 ( °С
Рис. 2. Кристаллитные микронапряжения в образце трубной Рис. 3. Изменение размера кристаллитов при нагреве образ -
стали 12Х1МФ
ца трубной стали 12Х1МФ
7. Хрупкие разрушения в перечисленных температурных точках касаются внутризеренного меж-кристаллитного растрескивания, не столь опасного для эксплуатационной прочности металла, как зональные напряжения I рода, т.к. микротрещины, возникающие в пределах кристаллитов и имеющие нанометрические размеры, способны тормозиться на всевозможных барьерах, одним из которых является граница, например, граница другого кристаллита или граница зерна, двойниковая граница или перлитная зона в ферритно-перлитной матрице [9].
8. Межкристаллитное растрескивание может стать весьма опасным в зависимости от имеющихся в образце текстур, когда возникшая трещина начнет развиваться в пределах нескольких благоприятно ориентированных зерен по отношению к внешнему напряжению, т.е. длина трещины будет зависеть от распределения зерен по ориентировкам [9].
9. После 513 °С (рис. 2) опасность хрупкого меж-кристаллитного растрескивания может наблюдаться при температурах 590 и 635 'С. При этих же температурах металл обладает высокой пластичностью, постоянно релаксирует, и хрупкость может объясняться явлениями микронаклепа. Однако при этих температурах изменяются текстуры, что следует из анализа относительных интенсивностей дифракционных линий при расчете размеров зерен, мозаичность внутри зерен нарушается, и сглаживается опасность распространения микротрещин между благоприятно ориентированными кристаллитами. Микротрещины будут тормозиться на порогах - границах. На рис. 3 представлена зависимость изменения
размеров кристаллитов от температуры отжига исследуемого образца, которая подтверждает вышесказанное, а именно, в диапазоне температур 323...513 °С наблюдается резкое изменение размеров кристаллитов. Максимальный размер в 2006 А зафиксирован при температуре 420 "С, т.е. после тем-
пературы максимальной пластичности стали 350 °С, когда материал перестает сопротивляться формоизменению. После температуры 420 °С, которая определена как самая опасная с точки зрения возможных хрупких разрушений, наблюдается диспергирование кристаллитов до практически исходного значения.
На рис. 4 представлена зависимость внутренних макронапряжений I рода (зональных) в зависимости от температуры отжига стали.
Если микронапряжения II рода (кристаллитные) определялись по истинному физическому ушире-нию дифракционных линий, которое в рентгеновском анализе является датчиком наличия такого рода микронапряжений, то зональные напряжения фиксируются и определяются непосредственно по смещению дифракционных линий, т.е. по изменению параметра элементарной ячейки. Следовательно, это разные напряжения и характеризуют они разные свойства разных зон материала. Зональные напряжения возникают при изготовлении изделий - прокатке, правке, под влиянием неоднородного нагревания или охлаждения, при фазовых и структурных превращениях [8]. Они оказывают существенное влияние на свойства стали, могут привести к хрупкому разрушению металла, короблению, растрескиванию, увеличению растрескивания от коррозии и другим нежелательным явлениям. Ими определяются прочностные и эксплуатационные свойства стали.
Как следует из рис. 2,4 поведение напряжений I и II рода отличается друг от друга только в точках, характеризующих Х-аномальные скачки термических линейных деформаций, следующим образом.
1. Зональные напряжения в точке первого термического Х- аномального скачка (420 °С) не возникают, и составляют 332 МПа (микронапряжения II рода равны при этом 600 МПа). Следовательно, если возникновение зональных напряжений объясняется фазовыми или структурными превращениями, то эти превращения не зат-
рагивают межзеренные границы, а касаются только сугубо внутризеренных процессов, уравновешивающихся в объеме кристаллита или нескольких кристаллитов.
2. Зональные напряжения возникают сразу же после температуры 517 °С и снимаются при температуре порядка 650 °С, после чего вновь растут при температуре 679 °С со сменой знака действующих напряжений.
3. Зональные напряжения особенно ярко проявляются при температуре второго Х- аномального скачка термических линейных деформаций -635 °С, что свидетельствует о неоднородном упругом деформировании различных межзеренных участков образца, поскольку на эту же температуру (635 °С) микронапряжения II рода отзываются слабо.
4. Анализ размеров зерен, рис. 5, показывает, что при релаксации зональных напряжений размеры зерен не измельчаются, но растут от 3385 А до 9020 А при температурах 517 и 679 °С соответственно, это, в свою очередь, также свидетельствует, что макронапряжения действуют в межзеренных границах между сросшимися и несрос-шимися зернами, т.е. об их зональном характере.
5. Развитие высоких уровней макродеформаций в межзеренных границах, доходящих до 480 МПа, может привести к образованию трещины, сопоставимой с диаметром зерна - 0,3...0,5...0,7 мкм (температуры 517, 590, 635 °С соответственно). Примерно такого размера достигают поры критического размера в стали 12Х1МФ(0,3...0,7 мкм) [10], когда сталь считается исчерпавшей свой ресурс.
6. Образование такой трещины может быть обосновано тем, что при определенном распределении ориентировок между зернами трещина может приобрести магистральный характер. Наи-
более опасный для этого диапазон температур -
517...650 'С.
Попытка объяснить полученные результаты основана на модели слоистой структуры кристаллитов.
Обращаясь вновь к рис. 2, отметим, что основные термические превращения в кристаллитах происходят в области первого термического Х- аномального скачка термических линейных деформаций кристаллических решеток, а именно в диапазоне 225...517 °С, и, в то же время, в диапазоне температур промежуточных превращений из аустенита, так называемых бейнитных превращений, точки "аГ (200 °С) и "е" (450...500 "С) Чернова. При этом в том же диапазоне температур (рис. 3) происходит ре-личение размера кристаллитов (2006 А) с последующим его измельчением до исходного значения. Это позволяет предположить, основываясь на модели слоистой структуры кристаллитов, что слои могут быть последовательно сформированы в той именно последовательности, в какой происходят аустенит-ные превращения: тело кристаллита - перлит, за которым следует прослойка сорбита, окруженная прослойкой троостита и верхнего бейнита. Верхний бейнит лежит внутри кристаллита. Формирование отдельного кристаллита заканчивается структурой нижнего бейнита, которая и является границей кристаллита и межкристаллитной границей.
Термический распад нижнего бейнита, как границы, эквивалентен растворению границы и приводит, с одной стороны, к постепенной релаксации внутренних напряжений от 410 МПа до нуля, с другой стороны, к слиянию зерен за счет термических линейных деформаций кристаллических решеток при отсутствии стесненности кристаллитов со стороны границ. Последствием слияния зерен, в свою очередь, является рост внутренних напряжений, поскольку это слияние не является однородным в теле зерна; не все кристаллиты сливаются, это привело бы к их аномальному росту, что эксперимен-
сг I, МПа 600
d,A
t,°c
200 300 400 500 600 700 800 t,°C
Рис. 4. Изменение зональных напряжений в образце труб- Ру1С 5. изменение размеров зерна трубной стали 12Х1МФ в ной стали 12Х1МФ при нагреве процессе нагрева
вело бы к их аномальному росту, что экспериментально не наблюдается. Изменение знака напряжений может быть объяснено только на основе анализа продуктов такого распада, соотношения удельных объемов образующихся фаз и их коэффициентов линейных термических расширений.
Когда в точке 420 °С достигаются, с одной стороны, температурные условия, с другой стороны, необходимые деформации (600 МПа), осуществляется распад структур верхнего бейнита, которые при объединении кристаллитов оказались внутри новых блоков. Это приводит к их диспергированию до исходного уровня и падению напряжений (517 °С). Процессы роста-диспергирования кристаллитов сопровождаются микротрещинообразованием.
Как мы полагаем, за дальнейшие термические процессы в образце стали при температуре от 517 до 590 °С с релаксацией напряжений при 575 "Сив диапазоне температур 590...635 °С с релаксацией при 610 "С отвечает трансформация трооститной структуры кристаллита, являющейся теперь, после распада верхнего бейнита, границей кристаллита. Почему два структурных перехода приписываются здесь трооститу? Во-первых, все перлитные структуры могут быть зернистыми или пластинчатыми [2], во-вторых, не исключено их совместное присутствие и, наконец, очень близки температуры двух структурных превращений, что может говорить в пользу какой-то одной составляющей, например, троостита, но с несколько разными структурами, а, следовательно, и свойствами. И потом, мелкие кристаллики более термодинамически неустойчивы, чем более крупный сорбит, распад которого должен произойти при более высокой температуре.
Распад сорбита, по предположению, происходит в диапазоне температур 635...679 °С с релаксацией внутренних напряжений при 650 °С.
Так как зональные макронапряжения возникают в диапазоне предполагаемых структурных превращений сорбита, можно предположить, что меж-зеренные границы в данном образце стали 12Х1МФ сформированы мелкодисперсным перлитом - сорбитом.
Следует отметить, что предлагаемое объяснение - всего лишь модель или предположение, но бази-
рующееся на общепринятых представлениях о механизмах кристаллизации и термических структурных превращениях в стали, которое, в целом, не противоречит ни общепринятым представлениям, ни полученным экспериментальным фактам.
Выводы
1. Прочностные свойства стали зависят от внутреннего структурно-напряженного состояния, изменяющегося в процессе термоциклического отжига.
2. Характеристиками структурно-напряженного состояния являются линейные термические деформации кристаллических решеток, микронапряжения II рода и зональные макронапряжения I рода.
3. Максимальные уровни микронапряжений II рода развиваются в образце стали 12Х1МФ при температуре 420 °С и достигают 600 МПа, превосходя ств для этой марки стали при данной температуре, примерно равное сгв=500 МПа.
4. Кристаллитные микронапряжения II рода приводят к микротрещинообразованию внутри зерна между кристаллитами, являясь предпосылкой межкристаллитной коррозии.
5. Зональные макронапряжения I рода в меж-зеренных границах начинают преобладать, когда тело зерна становится пластичным, что сопровождается неоднородным слиянием зерен, и достигают максимума при 635 °С, равного 480 МПа. В окрестностях этой точки внутренние зональные напряжения превосходят временное сопротивление разрыву для данной температуры (ств = 230 МПа), что может приводить к образованию магистральных трещин и транскристаллитной коррозии.
6. Изменения состояния стали от хрупкого до пластичного сопровождаются релаксацией внутренних напряжений, которая связывается с фазовыми переходами, выражающимися в изменении структурных составляющих стали под влиянием термических нагрузок.
7. Максимумы неоднородных линейных термических деформаций кристаллических решеток (Х- аномалии) соответствуют максимумам напряжений I и II рода.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Финкель В.А. Высокотемпературная рентгенография. - М.: Металлургия, 1968. - 204 с.
2. Гуляев А.П. Металловедение. Учебник для вузов. 6-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1986. - 544 с.
3. Селиванов В.Н., Смыслов Е.Ф. Анализ полидисперсности при аппроксимации рентгеновского дифракционного профиля функцией Фойгга // Заводская лаборатория. - 1991. - № 7. - С. 28-29.
4. Селиванов В.Н., Смыслов Е.Ф. Простой метод расчета распределения микродеформаций и размеров
кристаллитов при анализе уширения профилей рентгеновских линий // Заводская лаборатория. - 1993. - № 6. - С. 36-38.
5. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скалов Ю.А. Рентгенографический и электрооптический анализ. - 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1970. - 366 с.
6. Промышленные печи: Справочное руководство для расчетов и проектирования. - 2-е изд., дополн. и перераб. / Под ред. Е.И. Казанцева. - М.: Металлургия, 1975. - 368 с.
7. Металловедение и термическая обработка стали: Справ, изд. в 3-х т. / Под ред. М.Л. Бернштейна,
А.Г. Рахштадта. - 4-е изд., перераб. и доп. - Т. 1. Методы испытаний и исследования. - М.: Металлургия, 1991.-462 с.
8. Рентгенография в физическом металловедении / Под ред. Ю.А. Багаряцкого. - М.: Гос. научно-техн. изд-во лит. по черной и цветной металлургии, 1961. -368 с.
9. Миллер К.Ж. Усталость металлов - прошлое, настоящее и будущее // Заводская лаборатория. - 1994. -№ 3. - С. 31-44.
10. Гофман Ю.М. Оценка работоспособности металла энергооборудования ТЭС. - М.: Энергоатомиздат, 1991.- 136 с.
УДК 536.2:532/533; 532.516
ЧИСЛЕННЫЙ АНАЛИЗ СОПРЯЖЁННОГО ТЕПЛОМАССОПЕРЕНОСА И ГИДРОДИНАМИКИ ПРИ ДВИЖЕНИИ ВЯЗКОЙ НЕСЖИМАЕМОЙ ЖИДКОСТИ В ОТКРЫТОЙ ПОЛОСТИ В УСЛОВИЯХ ВЫНУЖДЕННОЙ КОНВЕКЦИИ
A.B.Крайнов
Томский политехнический университет E-mail: Lux_veritatis@mail.ru
Проведено численное моделирование движения вязкой несжимаемой неизотермической жидкости в открытой полости прямоугольного типа в условиях вынужденной конвекции и сопряжённого теплообмена. Получена гидродинамическая картина течения вязкой жидкости в открытой полости в сопряжённой и несопряжённой постановках. Получены температурные профили для двух фаз ~ твёрдой и жидкой. Изучено влияние параметров модели на характер движения. Показано влияние параметров модели на характер распределения температуры в обеих фазах.
Устойчивый интерес к исследованиям конвективных течений в полостях различных форм и типов наблюдается на протяжении последних сорока лет. Интерес этот объясняется широким прикладным значением проблемы: полости в качестве теп-лопередающих, теплоизолирующих и технологических элементов встречаются в энергетических и технологических установках различного предназначения, радиоэлектронных устройствах и теплообмен-ной аппаратуре [1,2].
Исследование лобового взаимодействия струи вязкой несжимаемой неизотермической жидкости (ВННЖ) с ограниченным объёмом различной формы имеет важное научно-практическое значение в связи с тем, что подобные течения широко распространены в технологических процессах различного уровня сложности таких отраслей промышленности как энергетическая, нефтехимическая, атомная, металлургическая, аэрокосмическая и многих других [2-5].
Моделирование теплообмена при движении вязкой жидкости в полости прямоугольного типа сопряжено с решением достаточно сложных задач вынужденной конвекции несжимаемой жидкости. Поскольку создание надёжных аналитических методов расчёта параметров течения ВННЖ в ограниченных объёмах различного типа исключено из-за сложности таких течений, то возникает необходимость численного моделирования.
В данной работе рассматривается нестационарное взаимодействие ламинарной струи ВННЖ с открытой полостью прямоугольного типа (рис. 1). Цель данной работы - исследовать гидродинамику и сопряжённый теплообмен при движении ВННЖ
в открытой полости прямоугольного типа в условиях вынужденной конвекции.
Изучение описанного процесса проводилось с использованием математической модели на основе системы уравнений Навье-Стокса в переменных вихрь - функция тока при умеренных числах Рей-нольдса ЮО < 11е < 800, уравнения энергии, а также уравнения теплопроводности для материала прямоугольной полости с соответствующими начальными и граничными условиями:
da> t dco | do _ 1 дх дх ду Re
д2(и д2(о
дх2 ду2
дх2 ду2
(1)
1
M+uöo+v5e=--
дх дх ду Re-Pr
d2Q | а2е
дх2 ду2
д2в, д2в, 59,
дх2 ду2 3Fo'
(2)
Численное решение гидродинамической задачи осуществлялось в области - 3, ограниченной участком затекания - 1, линией симметрии - 4, боковой стенкой - 6 и дном полости - 5, а также участком выхода - 2 из прямоугольной полости (рис. 1).
На дне полости (у=8, ЭсхсЬ) выставляется условие непротекания, прилипания, а также граничное условие четвёртого рода для уравнения энергии:
