авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 |   ...   | 4 | 5 || 7 |

«ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ ВОЛГОГРАДСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ »«¬–“» ¬—–  ...»

-- [ Страница 6 ] --

[ D ] – некоторая прямо ния модуля упругости для различных металлов.

угольная матрица, элементы которой зависят от Для кубических кристаллов модуль Юнга име вида конечного элемента и координат рассмат- ет наибольшее значение по направлениям [111], риваемой точки;

[ E ] – матрица упругих а наименьшее – по направлениям [010].

При одноосном растяжении наибольший свойств;

A, t – площадь и толщина элемента, интерес вызывает распределение коэффициен соответственно.

тов концентрации растягивающих напряжений Решение системы уравнений (1) позволяет вычислить вектор деформаций {} и вектор на- y, для которых отмечается существенное из менение характера распределения в зависимо пряжений {} по формулам сти от анизотропии упругих свойств металлов.

{} = [ D ]{} ;

(4) При ориентации кристаллов в направлении {} = [ E ]{}. Emin имеет место существенное уменьшение (5) значений y (табл. 1 и 4). Для алюминия, яв Связь между напряжениями и деформация ляющегося слабо анизотропным металлом, ко ми анизотропного тела в тензорной форме за эффициент концентрации напряжений равен дается зависимостями 2,84 и 4,62 (круглое и эллиптическое отверстие, ij = cijkl kl ;

(6) соответственно) и наиболее близок к значению, ij = sijkl kl, (7) полученному для изотропного тела (рис. 1 а, г).

Для меди, обладающей большей степенью ани где cijkl, sijkl – упругие модули и коэффициенты зотропией упругих свойств, коэффициент кон податливости.

центрации напряжений еще меньше и достигает Компоненты cijkl и sijkl для лабораторной значения 2,29 и 3,68, что меньше на 24 и 25 % системы координат определяются на основании значений, соответствующих изотропной пла использования закона преобразования тензора стине. Ориентация кубических кристаллов по 4-го ранга: направлению Emax приводит к повышению зна cijkl = aim a jn akp alq cmnpq ;

(8) чений коэффициентов концентрации растяги вающих напряжений (табл. 1 и 4), причем для sijkl = aim a jn akp alq smnpq. (9) слабо анизотропного алюминия для пластины с С помощью разработанных конечноэлемен круглым отверстием увеличение коэффициента той модели и метода расчета структурно концентрации является менее существенным и неоднородного тела было исследовано распре составляет 13 % ( y = 3,13), а для сильно ани деление напряжений при одноосном растяже зотропной меди – более значительным 39 % нии, двухосном растяжении и чистом сдвиге ( y = 4,15). Для пластины с эллиптическим для пластин ограниченных размеров, выпол отверстием наибольшее значение коэффициен ненных из различных металлов, и ослабленных та концентрации наблюдается для меди круглым и эллиптическими отверстиями. Эпю ( = 7,206, что больше на 46,1 % по сравне ры коэффициентов концентрации напряжений нию с изотропным случаем).

для пластин из изотропных материалов, полу ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Рис. 1. Эпюры коэффициентов концентрации напряжений для пластин, выполненных из изотропного материала:

а, г – при одноосном растяжении;

б, д – при двухосном растяжении;

в, е – при чистом сдвиге;

а, б, в – для пластин с круглым отверстием;

г, д, е – для пластин с эллиптическим отверстием а б в Рис. 2. Векториальные модели модуля упругости E для кристаллов:

а – алюминия;

б – железа;

в – меди Следует отметить, что характер распреде- тела (рис. 1 а, г). Значения коэффициентов кон ления коэффициентов концентрации напряже- центрации для всех металлов близки к единице ний x для рассмотренных ориентаций кри- (табл. 1 и 4).

При ориентации кристаллов в направлении сталлов практически не изменяется по сравне Emin при двухосном равномерном растяжении нию с решением, полученным для изотропного 126 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Таблица 1 Таблица Значения коэффициентов концентрации напряжений Значения коэффициентов концентрации напряжений при одноосном растяжении для пластины с круглым при одноосном растяжении для пластины отверстием с эллиптическим отверстием Коэффициен- Металл Коэффициен- Металл ты концен- ты концен Ориентация Ориентация трации на- трации на изотроп- изотроп кристаллов в кристаллов в алю- желе- алю- желе пряжений пряжений ный ма- ный ма медь медь направлении направлении миний зо миний зо териал териал y и x y и x y y 3,00 2,84 2,43 2,29 4,93 4,62 3,81 3, Emin Emin x x 1,06 1,00 0,98 0,97 1,06 1,05 1,01 1, y y 3,00 3,13 3,75 4,15 4,93 5,21 6,40 7, Emax Emax x x 1,06 1,00 0,93 0,88 1,06 1,04 0,97 0, Таблица 2 Таблица Значения коэффициентов концентрации напряжений Значения коэффициентов концентрации напряжений при двухосном растяжении для пластины с круглым при двухосном растяжении для пластины отверстием с эллиптическим отверстием Коэффициен- Металл Коэффициен- Металл ты концен- ты концен Ориентация Ориентация трации на- изотроп- трации на- изотроп кристаллов в кристаллов в алю- желе- алю- желе пряжений ный ма- медь пряжений ный ма- медь направлении направлении миний зо миний зо териал y и x териал y и x y y 1,79 1,42 1,30 3,68 3,67 2,86 2, Emin Emin x x 1,80 1,42 1,29 1,00 0,90 0,73 0, 1, y y 2,04 2,47 2,76 3,68 4,21 5,22 2, Emax Emax x x 2,03 2,35 2,53 1,00 1,02 1,23 1, Таблица 3 Таблица Значения коэффициентов концентрации напряжений Значения коэффициентов концентрации напряжений при чистом сдвиге для пластины с круглым при чистом сдвиге для пластины с эллиптическим отверстием отверстием Коэффициен- Металл Коэффициен- Металл ты концен- ты концен Ориентация Ориентация трации на- изотроп- трации на- изотроп кристаллов в кристаллов в алю- желе- алю- желе пряжений ный ма- медь пряжений ный ма- медь направлении направлении миний зо миний зо териал y и x териал y и x y y 3,88 3,43 3,27 5,90 5,58 4,71 4, Emin Emin x x 3,80 3,38 3,23 3,09 3,00 2,75 2, 4, y y 4,23 5,02 5,55 5,90 6,21 7,57 8, Emax Emax x x 4,02 4,21 4,29 3,09 3,11 3,16 3, более высокой степенью анизотропией упругих коэффициент концентрации растягивающих свойств, уменьшение коэффициента концен напряжений, даже для слабо анизотропного трации более значительно. Например, для меди, алюминия, уменьшается на 10,3 % и 8,3 % для это уменьшение составляет 35,2 и 35 %;

для пластин с круглым и эллиптическим отверсти цинка – 23 и 34 % для пластин с круговым ем, соответственно. Для металлов, обладающих ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ и эллиптическим отверстием, соответственно пластинах, выполненных из анизотропных ма (табл. 2 и 5). Ориентация кристаллов в направ- териалов, могут принимать значения, сущест лении наибольшего модуля упругости увеличи- венно отличающиеся от решений, полученных вает коэффициент концентрации растягиваю- для изотропного тела, в зависимости от анизо щих напряжений для пластины, выполненной тропии упругих свойств и вида напряженного из меди, на 38 и 48 % (круглое и эллиптическое состояния, что следует учитывать в расчетах отверстие, соответственно) по сравнению с элементов конструкций.

изотропным решением (рис. 1 б, д).

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК При чистом сдвиге пластины, выполненные из монокристаллов алюминия, испытывают на 1. Болотин, В. В. Механика многослойных конструк пряжения, близкие к изотропному решению ций / В. В. Болотин, Ю. Н. Новичков. – М.: Машинострое (рис. 1 в, е). Для монокристаллов железа, меди ние, 1980. – 375с.

и цинка наблюдается значительная зависимость 2. Савин, Г. Н. Распределение напряжений около от верстий / Г. Н.. Савин. – Киев : Наук. думка, 1968. – 887 с.

коэффициентов концентрации напряжений от 3. Лехницкий, С. Г. Анизотропные пластинки / С. Г. Лех ориентации кристаллов. Например, в зависимо- ницкий. – М.–Л.: Гостехиздат, 1947. – 355 с.

сти от ориентации кристаллов, коэффициент 4. Кукса, Л.В. Концентрация напряжений в элементах концентрации для меди уменьшается на 18 и конструкций из изотропных и анизотропных структурно неоднородных материалов / Л. В. Кукса, Е. Е. Евдокимов // 27 % или увеличивается на 39 и 41,2 % для пла Известия ВолгГТУ, 2005. – № 3. – С. 81–85. (Сер. Мате стин с круглым и эллиптическим отверстием риаловедение и прочность материалов).

соответственно (табл. 3 и 6). 5. Кукса, Л. В. К вопросу о микронапряжениях и мик В заключение необходимо отметить, что родеформациях в поликристаллах / Л. В. Кукса, Е. Е. Ев коэффициенты концентрации напряжений в докимов // Металлы. – 2002. – № 5. – С. 77–85.

УДК 539.4.015/ Л. В. Кукса – д-р техн. наук, Л. М. Арзамаскова – канд. техн. наук СРАВНИТЕЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ МАСШТАБНОГО ЭФФЕКТА ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ОДНОФАЗНЫХ И ДВУХФАЗНЫХ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ Волгоградский государственный архитектурно-строительный университет (e-mail: botanic1989@rambler.ru) Приведены результаты сравнительного исследования масштабного эффекта упругих и пластических свойств однофазных и двухфазных поликристаллических материалов с кубической и гексагональной решет ками. Разработаны экспериментальные и теоретические методы, позволяющие изучать роль масштабного фактора при рассмотрении на микро- и макроуровнях и особенности формирования физико-механических свойств материала в целом. Получены зависимости, характеризующие изменение физико-механических свойств при различных масштабах рассмотрения.

Ключевые слова: масштабный эффект, упругие и пластические свойства, однофазные и двухфазные по ликристаллические материалы, физико-механические свойства, макро- и микроуровень, кубическая и гекса гональная решетка, упругие постоянные, анизотропия.

Elastic and plastic properties of single-phase and two-phase polycrystalline materials were investigated depend ing on the choice of the scale level of the investigation. The experimental and theoretical methods were developed which allow one to study the role of the scale factor in considering the phenomena studied on both micro- and mac rolevels and the formation of the physicomechanical properties of a material as a whole. Dependences were obtained that characterize the changes in the physicomechanical properties on different scales of the consideration.

Keywords: scale effect, elastic and plastic properties, single-phase and two-phase polycrystalline material, phys icomechanical properties, micro- and macrolevels, cubic and hexagonal lattice, elastic constants, anysotropy.

Практически все применяемые в техники ориентированных кристаллитов (зерен), для материалы являются структурно-неоднородны- областей достаточной протяженности могут ми и имеют различия физико-механических считаться квазиизотропными. Однако отдель свойств в макро- и микрообластях [1]. Одно- ные зерна, образующие поликристалл, характе фазные и двухфазные поликристаллические ме- ризуются высокой анизотропией упругих, пла таллы, являющиеся конгломератами различно стических и прочностных свойств, а также ани 128 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Был принят следующий порядок проведе зотропией упрочнения. Сложность такой сис ния расчетов при исследовании масштабного темы, какой является поликристаллический ма эффекта упругих свойств однофазных и двух териал, обуславливает целесообразность рас фазных поликристаллических материалов.

смотрения на различных уровнях [2]: 1) самым 1. Случайным образом выбираются значе нижним уровнем (микроуровень) является уро ния углов Эйлера,, с помощью датчика вень структурной неоднородности;

масштаб случайных чисел. Вычисляется матрица на этого уровня равен характерному размеру, на правляющих косинусов аij между лаборатор пример, размеру зерна в поликристаллическом ными и кристаллографическими осями зерен.

агрегате или части размера зерна;

2) следую 2. Для зерен каждой из фаз вычисляются щим уровнем (мезоуровень) может служить матрицы упругих свойств относительно лабо группа зерен поликристаллического агрегата, раторных осей на основе использования закона образующих элементарный объем, который преобразования тензора 4-го ранга [5].

можно наделить осредненными свойствами;

3) 3. Выполняется осреднение с использова самый высокий уровень (макроуровень) опре нием приближения Хилла [6] по формуле деляется характерными размерами рассчиты ( Sij )H = 1 ( Cij )V + ( Sij )R.

ваемого элемента конструкции. (1) 2 Изучение масштабного фактора имеет боль шое значение для композитных материалов, Затем рассчитываются модули упругости к которым можно отнести и поликристалличе- для объемов поликристалла с различным коли ские материалы. Исследование масштабного чеством зерен по формулам: для модуля Юнга – эффекта упругих свойств позволяет определить (2), для модуля сдвига – (3), для коэффициента размеры элементарного объема поликристалла, Пуассона – (4).

который можно наделить осредненными свой- EH = (2), ствами макрообъема, что необходимо для по- s11 H строения модели, а также изучения особенно сти формирования упругих свойств поликри- GH = (3), s 2( s11 ) сталлического материала в целом, исходя из H H упругих свойств отдельных микрообъемов. s H = H (4).

Изучение масштабного эффекта физико-меха s нических свойств имеет большое значение для H 4. Вычисляются значения средних квадрати обоснования размеров экспериментальных об ческих отклонений и коэффициентов вариации.

разцов, в особенности тонкостенных плоских и 5. Для двухфазных поликристаллических трубчатых, применяющихся при испытаниях на материалов при исследовании масштабного эф устойчивость, а также в условиях сложного на фекта сначала определяются модули упругости пряженного состояния и сложного нагружения.

по Ройссу и Фойгту. Осреднение по объему фаз Ниже приводится метод оценки масштабно проводится по правилу механического смеши го эффекта упругих свойств однофазных и вания [2]:

двухфазных поликристаллических материалов, ER = ER + ER ;

;

E = E + E, (5) основанный на осреднении упругих свойств от где и – объемные доли для первой и дельных объемов поликристалла с различным количеством зерен и соотношением объемов второй фаз. Аналогично определяются G, GR, фаз, а также вычислении средних квадратиче, R.

ских отклонений упругих характеристик и ко Затем, используя осреднение Хилла [6], эффициентов вариации [3]. В плоской задаче вычисляются модули упругости EH, GH, H, форма элементарной ячейки может быть при нята квадратной и составленной из n2 равнове- т. е. определяется среднее арифметическое из ликих квадратных зерен, в пространственной значений, найденных по Фойгту и Ройссу.

задаче – из n3 зерен в виде кубов. Такой подход Далее вычисляются значения коэффициентов применяется в механике структурно-неодно- вариации (так же, как и для однофазных родных тел. При формировании механических поликристаллических материалов).

свойств реальных материалов главную роль иг- На рис. 1 показаны полученные нами ре зультаты изменения модуля Юнга Е для двух рают различие упругих констант и анизотро фазных поликристаллов в зависимости от объ пия, а второстепенную – форма зерен [4].

ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ емного содержания второй фазы. Результаты, вариации vЕ, vG, v, вычисленные для значения приведенные на рис. 1, показывают возмож- n = 1, т. е. для одного зерна, по существу могут ность применения приближения Хилла также и быть приняты за таковые.

для двухфазных поликристаллических мате- Ниже приведены результаты исследова риалов. Различия в значениях модуля Юнга Е и ний масштабного эффекта упругих свойств модуля сдвига G, вычисленные по Фойгту и двухфазных поликристаллических материа Ройссу для двухфазных поликристаллов, не лов, составленных из зерен (кристаллитов) превышают таковых для наиболее анизотроп- железа и титана, цинка и алюминия, меди и ной фазы. цинка, и для сравнения однофазных. Об ани Определение коэффициентов вариации дает зотропии упругих свойств можно судить по возможность вычислить статистические харак- векториальным моделям, представленным на теристики анизотропии, так как коэффициенты рис. 2.

а б в Рис. 1. Изменение модуля Юнга Е при осреднении по Фойгту (Еv), Ройссу (ЕR) и Хиллу (ЕН) для двухфазных поликристаллов в зависимости от объемного содержания второй фазы :

а – поликристалл Fe-Ti;

б – поликристалл Cu-Zn;

в – поликристалл Zn-Al;

1 – зависимости ЕV для двухфазных поликристаллов Fe-Ti (а) (от содержания Fe);

Cu-Zn (б) (от содержания Cu), Zn-Al (в) (от содержания Zn), соответственно;

2 – то же для ЕН,;

3 – то же для ER а б в Рис. 2. Векториальные модели модуля Юнга:

а – алюминия;

б – железа;

в – меди;

г – титана;

д – цинка г д 130 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Упругие постоянные использовались в рас- (кривые 2, 3, 4, рис 2а) и цинка (кривые 2, 3, 4, четах по данным работ [7]. Композиции состав- рис. 3, б) наблюдается снижение значений ко лены таким образом, чтобы в них были пред- эффициентов вариации. В композиции, состав ставлены поликристаллы с различной кристал- ленной из зерен цинка и меди, оба поликри лической решеткой, разной концентрацией фаз, сталлических материалов обладают близкой по разной и близкой величиной анизотропии. На значению степенью анизотропии, поэтому кри рис. 3 представлены кривые изменения коэф- вые изменения коэффициентов вариации двух фициентов вариации модуля Юнга для двух- фазного композита (кривая 2, рис. 3, в) распо фазных поликристаллических материалов, со- лагаются близко к положению кривых измене ставленных из зерен железа и титана (рис. 3, а), ния коэффициентов вариации для однофазных цинка и алюминия (рис. 3, б), цинка и меди поликристаллов меди и цинка (кривые 1, 3, со (рис. 3, в) и для сравнения чистых материалов. ответственно, рис. 3). Сопоставление результа В первых двух композициях железо и цинк яв- тов исследования для сплава меди и цинка, т. е.

ляются более анизотропными, чем титан и алю- -латуни с двухфазным поликристаллом, со миний. По мере уменьшения содержания железа ставленным из зерен меди и цинка, показывает, что для -латуни кривые изменения коэффици ентов вариации расположены существенно вы ше и степень анизотропии упругих свойств здесь также существенно больше.

Величина минимального объема, который можно наделить осредненными упругими свой ствами для двухфазных поликристаллов, при нимает промежуточные значения, по сравне n нию с соответствующими однофазными поли а кристаллами.

Изучение масштабного эффекта пластиче ских свойств проведено на основе исследова ния микронеоднородности деформации техни чески чистых металлов: меди (гранецентриро ванная кубическая решетка) – железа (объем ноцентрированная кубическая решетка), титана (гексагональная решетка),- на разных базах из n мерения с наименьшей базой в 10 мкм. Испы б тывали на растяжение цилиндрические образцы диаметром 10 мм и с длиной рабочей части мм. После отжига цилиндрическую поверх ность образцов, подготавливаемую как метал лографический шлиф, подвергали многократ ной электролитической полировке с последу ющим химическим травлением для выявления микроструктуры. Средний размер зерна d ис следованных образцов составил 140 мкм для меди, 80 мкм для железа, 100 мкм для титана.

n Для сравнения были также проведены испыта в ния двухфазных сплавов: стали с содержанием углерода С 0,66 % в состоянии после отжига со Рис. 3. Масштабный эффект упругих свойств однофазных структурой феррит + перлит и в состоянии по и двухфазных поликристаллических материалов:

а, б, в – изменение коэффициента вариации vE, модуля Юнга Е;

сле закалки и отпуска со структурой сорбит.

а –1 – для железа, 2, 3, 4 – для двухфазного поликристалла желе На поверхности образцов вдоль оси нагру зо-титан с объемным содержанием железа = 0,75;

= 0,5;

жения наносили реперные точки на установ = 0,25, соответственно;

5 – для титана (а);

б – 1 – для цинка;

2, 3, 4 – для двухфазного поликристалла цинк-алюминий с со ленном на независимый фундамент усовершен держанием цинка = 0,75;

= 0,5;

= 0,25 соответственно;

ствованном микротвердомере с автоматиче 5 – для алюминия (б);

в – 1 – для меди, 2 – для двухфазного поли ским нагружением индентора с наименьшей ба кристалла цинк-медь ( = 0,5 Сu;

= 0,5 Zn);

3 – для цинка (в) ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ зой 10 мкм. Деформации образцов на различ- объем поликристалла, который можно наделить ных базах измерения определяли по методике, осредненными свойствами, представим в виде описанной в работе [1]. Для каждого испытан- куба с ребром, равным размеру базы, получен ного образца общее количество исследованных ному при данной экстраполяции.

микроучастков составляло от 200 до 400. Сред- Экстраполяция прямых на значения базы, няя деформация на ступени равнялась 2–4 %. выраженная через средний размер зерна, дает Деформацию i-го микроучастка на первой и по- следующие значения: для меди lм = (3–4)d, для следующей ступенях подсчитывали следую- железа lж = (5–8)d, для титана lт = (12–16)d.

щим образом: На рис. 4 представлены графики микроне Li (1) Li (0) Li (2) Li (1) однородности деформации, полученные на раз i1 =, i 2 = и т. д., (6) личных базах измерения, и зависимость коэф Li (0) Li (1) фициента вариации от базы для образцов из где Li(0) – длина i-го микроучастка до деформа- двухфазного поликристаллического материала – ции образца;

Li(1) – длина этого же микроучастка стали с содержанием углерода С 0,66 % со после первой ступени деформирования и т. д.

структурой феррит + перлит (после отжига) и Для построения графиков микронеоднород со структурой сорбит (после закалки и отпус ной пластической деформации определяли па ка). Степень микронеоднородности деформа раметр К: ции стали со структурой сорбита невысока, па n раметр К не превышает здесь 2 (рис. 4, б) на i i минимальной базе в 10 мкм, а значение коэф = i =1, K =,, (7) фициента вариации составляет v 0,33 (рис. 3), n в то время как для структуры феррит + перлит где n – число исследованных микроучастков.

отдельные значения К превышают 4 (рис. 4, а), С целью сравнительной оценки неоднород а коэффициент вариации v = 0,8. С уменьше ности пластической деформации, приходящей ся на единицу деформации, вычисляли коэф- нием относительного количества менее проч фициент вариации v: ных, но более пластичных ферритных зерен и, следовательно, с увеличением количества бо v = ск, (8) лее прочных, но малопластичных перлитных зерен происходит усиление локализации де где ск – среднее квадратическое отклонение.

формации по ферриту. Резкое увеличение сте Графики микронеоднородной деформации, пени микронеоднородности деформации в ста полученные при растяжении образцов из меди, лях с ферритно-перлитной структурой приво железа и титана в ходе трех последовательных дит к значительному снижению пластических ступеней нагружения, показывают высокое по свойств [8].

стоянство и закрепление очагов повышенной и Зависимость коэффициента вариации от ба уменьшенной деформации в ходе всего процес зы здесь так же, как и для однофазных метал са пластического деформирования. Возникшая лов может быть аппроксимирована линейной в начале пластического деформирования мик функцией (рис. 4). Значения коэффициента ва ронеодородность деформации, наиболее вы риации для структуры стали феррит+перлит годная в энергетическом отношении и обеспе при различных базах измерения выше, чем для чивающая условие неразрывности материала, структуры типа сорбит. Экстраполяция на ноль, практически без изменения действует в процес дающая значение линейной протяженности се всего пластического деформирования, т. е.

объема поликристалла со средними значениями имеет место повторяемость микроочагов по пластических свойств для стали со структурой вышенной и уменьшенной деформации [1].

феррит + перлит, более чем в 2 раза превышает Линейная протяженность объема поликри таковое для структуры сорбита.

сталла, для которого пластические свойства оп Приведенные на основе разработанных ме ределяются средними значениями, может быть тодов результаты могут быть использованы при принята равной базе, при измерении деформа построении расчетных моделей элементов ций на которой значение неоднородности де конструкций из структурно-неоднородных ма формации должна быть близким нулю, что териалов, а также при исследовании микроме можно получить путем экстраполяции прямых ханизма формирования физико-механических на весьма малые значения коэффициента ва свойств в зависимости от структуры.

риации v (0,05–0,1), (рис. 4). Минимальный 132 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ а б Рис. 4. Графики микронеоднородной деформации стали с со держанием углерода С 0,66 % :

а – отжиг при 900 °С, 1 ч (структура феррит + перлит);

б – закалка от 850 °С, отпуск при 670 °С, 2 ч (структура сорбит);

в – зависимости коэффициента вариации v от базы d в мкм: 1 – феррит + перлит;

2 – сорбит в БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК рии пластичности. Механика. Новое в зарубежной науке. – М.: Мир, 1976. – № 7. – С. 219.

1. Кукса, Л. В. Механика структурно-неоднородных ма- 5. Най, Дж. Физические свойства кристаллов / Дж. Най. – териалов на микро- и макроуровнях : моногр. / Л. В. Кук- М. : Мир, 1967. – 385 с.

са;

ВГАСУ. – Волгоград, 2002. – 160 с. 6. Шермергор, Т. Д. Теория упругости микронеодно 2. Болотин, В. В. Механика многослойных конструк- родных сред / Т. Д. Шермергор. – М. : Наука, 1977. – 399 с.

ций / В. В. Болотин, Ю. Н. Новичков. – М.: Машинострое- 7. Хантингтон, Г. Упругие постоянные кристаллов / ние, 1980. – 375 с. Г. Хантингтон // Успехи физических наук. – 1964. – Т. 74, 3. Ломакин, В. А. Масштабный эффект упругих свойств вып. 2. – C. 302;

вып. 3. – C. 464.

поликристаллических материалов / В. А. Ломакин, Л. В. Кук- 8. Кукса, Л. В. Микродеформации и механические са, Ю. А. Бахтин // Прикладная механика. – 1982. – № 9. – свойства поликристаллических сплавов при статических, Т. 18. – С. 10–15. динамических и высокотемпературных испытаниях // Фи 4. Ильюшин, А. А. Некоторые проблемы неоднород- зика металлов и металловедение. – 1997. – Т. 84, вып. 1. – ной теории упругости / А. А. Ильюшин // Проблемы тео- С. 96–105.

ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ УДК 669.14.252.2:621. Д. А. Гурьянов – канд. техн. наук, Е. И. Тескер – д-р техн. наук, Б. Н. Замотаев – канд. техн. наук, И. В. Рубежанская – инженер УЛУЧШЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ ХАРАКТЕРИСТИК СТАЛИ 30ХНМС МЕТОДОМ КОМБИНИРОВАННОЙ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: omd@vstu.ru) Предложена новая технология комбинированной высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО). Показано, что прокатка, реализованная по схеме: ВТМО + отжиг с 950 °С + ВТМО благоприятно влияет на весь комплекс механических свойств специальной стали.

Ключевые слова: высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО), феррит, дробная дефор мация, полигонизация, аустенит, субграницы.

A new technology of combined high temperature thermo mechanical treatment is proposed (HTTMT). It is shown that rolling processing carried out according to the following technology: HTTMT + tempering at 950 °C + HTTMT favourably influences the whole complex of the special steels mechanical properties.

Keywords: high temperature thermo mechanical treatment (HTTMT), ferrite, fractional rolling processing, po lygonization, austenite, sublimits (underboundaryes).

Применение новых схем термомеханиче- выдерживали для образования однородного ской обработки, предусматривающих деформа- твердого раствора аустенита (время нагрева до цию в межкритическом интервале температур, заданной температуры выбирали из расчета значительно расширяет возможность использо- 1 мин на 1 мм сечения, время выдержки – не вания двухфазных сталей. С целью повышения менее 20 минут). Затем заготовку подстужива пластичности и вязкости высокопрочной кон- ли до температуры 880 °С и прокатывали на струкционной стали при сохранении высокого толщину 9,5 мм за 5 проходов с суммарным уровня прочности используют мартенсито- обжатием = 35 % в температурном интервале ферритное состояние при небольшой доле фер- 880–760 °С. Перед закалкой в воду осуществ ритной составляющей. ляли выдержку заготовки 20 с. В результате за Установлено [1], что распределение фер- калки образуется мартенсит в пределах дефор ритных участков в структуре должно быть мак- мированных мелких зерен аустенита. В резуль симально равномерным, а сами они – весьма тате развития динамической полигонизации дисперсны. Эти представления стали предпо- зерна аустенита измельчаются до 40 мкм. Далее сылкой для разработки физических основ но- прокатанную заготовку нагревали в кселитовой вой технологии прокатки стали методом ком- печи до температуры 950 С и выдерживали бинированной ВТМО. при этой температуре 2 ч, а затем охлаждали на Цель работы – разработка режимов прокат- воздухе. В процессе отжига после ВТМО про ки специальной стали с ВТМО, реализуемой в исходит выделение феррита в деформирован следующей последовательности: ВТМО + от- ном аустените. В качестве мест его предпочти жиг с 950 °С, 2 ч + ВТМО с отпуском при тем- тельного зарождения помимо границ зерен вы пературе tотп = 250 °С, 2 ч, а также исследова- ступают субграницы, сформированные при ние механических свойств после термомехани- проведении ВТМО.

ческого упрочнения. На заключительном этапе комбинирован В работе [2] показано, что более высокие ной обработки отожженную заготовку разме механические свойства достигаются при про- ром 200х85х9,5 мм нагревали в печи до темпе ведении ВТМО с дробной деформацией (когда ратуры 950 °С, выдерживали при этой темпера с большей полнотой протекают процессы ди- туре не менее 20 мин и прокатывали за 2 про намической полигонизации), по сравнению хода на толщину 6 мм с суммарным обжатием с одноразовой деформацией при тех же обжа- = 35 % в температурном интервале 950–880 °С.

тиях. С учетом вышеизложенного, на первом Перед закалкой в воде осуществляли выдержку этапе прокатку с ВТМО осуществляли за заготовки в течении 20 с, проводили отпуск 5 проходов. tотп = 250 °С, 2 ч. При реализации повторного Заготовки размером 150х80х15 мм нагрева- ВТМО формируются зерна феррита и аустени ли в кселитовой печи до температуры 950 °С и та размером 24–20 мкм.

134 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Результаты испытаний образцов, получен- момеханической обработки по различным тех ных с использованием комбинированной тер- нологическим вариантам, приведены в таблице.

Влияние комбинированной термомеханической обработки на механические свойства стали 30ХНМС Механические свойства Ударная Номер Способ Предел Предел проч- Относительное Относительное вязкость варианта обработки текучести 02, ности в, МПа удлинение, % сужение, % KCV, МПа Дж/см Двухкратное 1 ВТМО Ст. 1980 1820 8,0 48 8, 30ХНМС ВТМО Ст.

2 30ХНМС* по 1860 1680 10 50 5, данным[3] 3 Ст.30ХНМС** 1800 1520 10 52 4, * Однократное ВТМО от 860 °С, за 5 проходов, с = 35 % + отпуск 250 °С, 2 ч.

** Закалка от 920 °С + отпуск 250 °С, 2 ч.

Как видно из таблицы, при испытаниях об- нированная термомеханическая обработка с де разцов по варианту 1 выявлено повышение формацией в межкритическом интервале тем прочностных характеристик (в и 02) более чем ператур и получением двухфазного структур на 100 МПа и ударной вязкости (KCV) на 2,5 ного состояния – мартенсит и небольшое коли Дж/см2, по сравнению с однократным ВТМО чество феррита.

(вариант 2). Для сравнения в таблице приведе ны свойства исследованной стали после обыч- БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК ной термической обработки (вариант 3).

1. Структура и свойства высокопрочной конструкци Выводы онной стали 40ХНМС в двухфазном состоянии / М. Л. Берн Выполнены исследования влияния дефор- штейн [и др.] // Известия высших учебных заведений.

мационных параметров ВТМО при проведении Черная металлургия. – № 3. – 1985. – С. 84–88.

2. Бернштейн, М. Л. Прочность стали / М.Л. Берн комбинированной термомеханической обра штейн. – М.: Металлургия, 1974. – 198 с.

ботки.

3. Использование высокого динамического давления Установлено, что эффективным методом уп- в процессе деформационного старения мартенсита / Про рочнения высокопрочных листовых (толщина блемы металловедения и физики металлов : темат. отрас 5–6 мм) сталей типа 30ХНМС является комби- левой сб. – № 4. – М. : Металлургия, 1977. – С. 52–59.

УДК 669.14.252.2:621. Д. А. Гурьянов – канд. техн. наук, Е. И. Тескер – д-р техн. наук, Б. Н. Замотаев – канд. техн. наук, И. В. Рубежанская – инженер ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ДЕФОРМАЦИОННЫХ ПАРАМЕТРОВ ПРОКАТКИ ПРИ ПОВТОРНОЙ ВТМО НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: omd@vstu.ru) Предложена новая комплексная технология процесса прокатки двухкратной высокотемпературной тер момеханической обработки (ВТМО). Показано, что повторная ВТМО благоприятно влияет на весь комплекс механических свойств стали.

Ключевые слова: высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО), феррит, дробная дефор мация, полигонизация, аустенит, субграницы, ортогональный план второго порядка, уравнения регрессии.

A new complex technology of the process of rolling processing of the double high temperature thermo me chanical treatment is proposed (HTTMT). It is shown that repeat HTTMT favourably influences the whole of the steels mechanical properties.

Keywords: high temperature thermo mechanical treatment (HTTMT);

ferrite;

fractional rolling processing;

po lygonization;

austenite;

sub limits (underboundaryes);

orthogonally planning second level;

regression equations.

ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Известно [1, 2], что для эффективного по- ляли выдержку заготовки в течении 20 с и зака вышения механических свойств проката может ливали в воду.

быть использовано явление наследования уп- На втором этапе провели планируемый экс рочнения от ВТМО при повторной термиче- перимент с использованием ортогонального ской обработке. Однако эффект упрочнения от плана второго порядка по повторной термоме ВТМО сохраняется только в том случае, если ханической обработке прокатанных заготовок с сталь перезакалить с кратковременной выдерж- ВТМО размером 200х85х9,5 мм. Режим ВТМО кой при температуре нагрева под закалку. При характеризовался следующими параметрами:

этом субструктура, созданная при горячей де- температура начала деформации tн. д = 950 С, формации аустенита, образованная при - время выдержки между проходами и перед превращении во время ВТМО, в определённой окончательной закалкой в воду в1 = 5 с и в2 = мере сохранилась и наследовалась во время пе- 20 с, соответственно;

температура отпуска tотп = резакалки при - и -превращениях. Ко- 250 °С, 2 ч.

роткая выдержка при повторной закалке пре- Область изменения деформационных пара дотвращает развитие рекристаллизации аусте- метров ВТМО стали 30ХНМС и их кодирова нита, которая уничтожила бы полигонизован- ние приведены ниже:

ную структуру и соответственно упрочнение от Наименование n k предшествующей ВТМО.

Нулевой уровень (Хi = 0) 4 kр Ниже представлены результаты исследова Интервал варьирования (i) 2 – ний физических основ новой технологии про Нижний уровень (Хi = – 1) 2 kу катки с двухкратной ВТМО.

Верхний уровень (Хi = + 1) 6 kв На первом этапе заготовку размером Кодовое обознач. факторов Х1 Х 150х80х15 мм в лабораторных условиях нагре вали в кселитовой печи до температуры 950 °С При проведении полного факторного экспе и выдерживали для образования однородного римента второго порядка исследовали влияние твердого раствора аустенита не менее 20 минут. указанных выше параметров ВТМО на механи Затем заготовку подстуживали до температуры ческие свойства проката Y1 (в, МПа), Y2 (02, МПа), Y3 (5, %), Y4 (, %), Y5 (KCV, Дж/см2).

880 °С и прокатывали за 5 проходов с суммар ным обжатием = 35 % в температурном ин- Результаты лабораторных экспериментов при тервале 880–760 °С. Перед закалкой осуществ- ведены в таблице.

Условия и результаты экспериментов, полученные при исследовании совместного влияния режима и дробности деформации на механические свойства стали 30ХНМС с ВТМО Факторы Отклики № п/п KCV, Дж/см n (X1) k (X2) в, МПа 02, МПа 5, %, % 1 6 kу 1860 1770 9,0 55 7, 2 2 kв 1830 1730 8,4 52 7, 3 6 kв 1900 1750 10,5 52 7, 4 2 kу 2000 1860 8,8 53 7, 5 6 kр 1960 1800 9,0 52 7, 6 2 kр 1950 1800 8,8 50 7, 7 4 kв 1950 1780 9,0 52 6, 8 4 kу 1900 1740 9,0 50 6, 9 4 kр 1960 1770 10,0 52 6, П р и м е ч а н и е : kу, kв, kр – убывающий, возрастающий и равномерный режимы деформации.

При исследовании влияния числа проходов тогональный план второго порядка. Получен и характера распределения обжатия по прохо- ные при обработке результатов экспериментов дам постоянными были значения скорости и уравнения регрессии имеют вид:

суммарной степени деформации. В соответст- ~ 1 (в)=1970,0+35Х1+32,5Х1Х2–25Х12– 45Х22 (1) вии с методикой исследования реализовали ор 136 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ ~ мым режимам прокатки, а пластичность при 2 (02)=1785,6+21,7Х1+37,5Х1Х2–23,3Х22 (2) испытании на ударный изгиб аkcv выше на 30– ~ 3 ( 5) = 91,0–0,6Х2–0,6Х1Х2+Х22 40 %, по сравнению с полученными при про (3) катке листов с ВТМО в промышленных усло ~ 4 ( ) = 50,7–3,7Х1+4Х1Х2+6Х12 (4) виях толщиной 10 мм за 5 проходов с одно кратного нагрева [4]. Экспериментальными ис ~ 5 (KCV) = 7,0+0,2Х2+0,5Х12–0,4Х22 (5) следованиями установлено, что субструктура, сформированная в процессе проведения первой Проверка, выполненная с помощью крите ВТМО сохраняется и наследуется при повтор рия Р. Фишера [3], подтвердила адекватность ной ВТМО, несмотря на то, что начало прокат полученных уравнений экспериментальным ки осуществляется с температуры 950 °С (на данным при уровне значимости 0,05. Совмест 100–70 °С выше практикуемой при прокатке с ное влияние дробности и режима деформации, ВТМО с однократного нагрева высоколегиро построенное по уравнениям (1)–(5), представ ванных сталей). Повышение температуры нача лено на рисунке.

ла прокатки при реализации повторной ВТМО Как видно из таблицы, прокатка с повтор ной ВТМО обеспечивает повышение прочно- может обеспечить прокатку листов толщиной стных свойств в и 02 по всем девяти исследуе- 5–6 мм на листовых станах.

а б Поверхность откликов при оптимизации режимов про катки с двухкратной ВТМО стали 30ХНМС:

а – Y1 (в), Y2 (02);

б – Y3 (5), Y4 ();

в – Y5 (KCV) в ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК Выводы 1. Бернштейн, М. Л. Прочность стали / М. Л. Берн Экспериментально исследовано комплекс- штейн. – М.: Металлургия, 1974. – 198 с.

2. Бернштейн, М. Л. Термомеханическая обработка ное влияние деформационных параметров по металлов и сплавов / М.Л. Бернштейн. – М.: Металлургия, сле повторной ВТМО на формирование меха- 1968. – 1171 с.

нических свойств специальной стали 30ХНМС. 3. Винарский, М. С. Математическая статистика в чер ной металлургии / М. С. Винарский, В. Т. Жадан, Ю. К. Ку С помощью математической обработки резуль пак. – Киев : Техника, 1973. – 220 с.

татов экспериментов получены уравнения рег- 4. Использование высокого динамического давления в рессии и построены графики зависимости ме- процессе деформационного старения мартенсита / Л. Е. Ват ник [и др.] // Проблемы металловедения и физики метал ханических характеристик стали от исследуе- лов : темат. отраслевой сб. – № 4. – М. : Металлургия, мых факторов процесса. 1977. – С. 52–59.

УДК 669.15:620.184. О. П. Бондарева – канд. техн. наук, И. Л. Гоник – канд. техн. наук ВЛИЯНИЕ МИКРОЛЕГИРОВАНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ЭКОНОМНОЛЕГИРОВАННОЙ ФЕРРИТО-АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ 02Х22Н Волгоградский государственный технический университет (e-mail:tm@vstu.ru) Проведено исследование свариваемости экономнолегированной феррито-аустенитной стали 02Х22Н опытной плавки. Показано положительное влияние снижения содержания углерода и микролегирования це рием на стойкость к охрупчиванию после воздействия термического цикла сварки.

Ключевые слова: феррито-аустенитная сталь, микролегирование, термический цикл сварки, околошов ная зона.

The investigation on welding capacity of the leanalloyed ferrite-austenite steel 02X22H5 of experimental fusion was conducted. Positive effect of carbon reduction and microalloying by cerium on embrittlement resistance after the influence of the welding thermal cycle was demonstrated.

Keywords: ferrite-austenite steel, microalloying, welding thermal cycle, weld-affected zone.

Одним из возможных путей повышения интенсивный рост ферритного зерна, изменяет стойкости к охрупчиванию сталей с ферритной ся отношение фаз, происходит распад неста составляющей в структуре является уменьше- бильных структур, что приводит к охрупчива ние содержание углерода и микролегирование нию при сварке и температурах эксплуатации церием и кальцием [1, 2]. [1, 2]. Влияние ТЦС исследовали на образцах, В исследованиях применяли сталь типа вырезанных из основного металла, с после 02Х22Н5 вакуумно-индукционной плавки, со- дующей имитацией ТЦС на установке скорост держащую ~0,020 %С и не содержащую титан. ного электронагрева. Максимальная темпера Химический состав стали приведен в табл. 1, тура нагрева составляла 1300 С, скорость на а механические свойства – в табл. 2. Под воз- грева – 100 С/с, скорость охлаждения – 5,25 и действием термического цикла сварки (ТЦС) 100 С/с. В процессе нагрева имитировали вы в околошовной зоне (ОШЗ) сварных соедине- сокотемпературный участок ОШЗ сварного со ний феррито-аустенитных сталей наблюдается единения.

Таблица Химический состав исследуемых феррито-аустенитных сталей 02Х22Н5, 02Х22Н5Ч и 08Х22Н6Т Содержание элемента, % Марка стали, Способ выплавки плавка C Si Mn S P Cr Ni Ti Ce 08Х22Н6Т Промышленный 0,06 0,51 0,20 0,020 0,015 21,4 5,7 0, (ЭП-53) Опытный вакуумно 02Х22Н5 0,015 0,52 0,24 0,011 0,018 22,0 5,6 – индукционной плавки 02Х22Н5Ч 0,018 0,51 0,20 0,012 0,015 21,4 6,2 – 0, 138 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Таблица Несмотря на низкое содержание углерода, Механические свойства сталей 02Х22Н5, 02Х22Н5Ч прочностные свойства стали 02Х22Н5, по срав и 08Х22Н6Т нению со сталью 08Х22Н6Т, практически не снижаются (в ~ 680 МПа), а пластичность ее Температура Сталь, в, МПа 02, МПа 5, % испытания, лишь незначительно больше (5 = 44 %). Мик- плавка С ролегирование церием и кальцием повышает 02Х22Н5 20 680 460 прочность стали 02Х22Н5Ч до 710 МПа, незна чительно снижает пластичность (табл. 2) по 02Х22Н5Ч 20 710 470 сравнению со сталью 02Х22Н5. 08Х22Н6Т 20 670 417 В исходном состоянии сталь 02Х22Н5 име ет высокую ударную вязкость, даже при минус церием и кальцием не сказывается на значениях 40С КСV ~ 1,8 МДж/м2, что значительно вы- ударной вязкости стали в исходном состоянии ше, чем у стали 08Х22Н6Т. Микролегирование (табл. 3).

Таблица Ударная вязкость сталей 02Х22Н5, 02Х22Н5Ч и 08Х22Н6Т Ударная вязкость, КСV МДж/м Сталь, плавка Состояние металла температура испытания, С –40 –20 Исходное состояние «закалка»

02Х22Н от 1000 С 1,80 1,80 2, После ТЦС:

W охл = 5 С/с 0,45 0,65 1, W охл = 25 С/с 0,60 0,70 2, W охл = 100 С/с 0,80 1,05 2, Исходное состояние «закалка»

02Х22Н5Ч от 1000 С 1,80 1,80 2, После ТЦС:

W охл = 5 С/с 0,55 0,73 2, W охл = 25 С/с 0,70 0,81 2, W охл = 100 С/с 0,90 1,20 2, Исходное состояние «закалка»

08Х22Н6Т от 1000 С 0,60 0,75 1, После ТЦС:

W охл = 5 С/с 0,14 0,17 1, W охл = 25 С/с 0,29 0,58 1, W охл = 100 С/с 0,35 0,84 1, Стойкость к охрупчиванию после воздейст- турах испытания по сравнению со сталью вия термического цикла сварки у стали 08Х22Н6Т (табл. 3).

02Х22Н5 выше. При минус 40 С ударная вяз- В структуре стали 02Х22Н5 в исходном со кость металла, имитированной ОШЗ, охлаж- стоянии содержится 28 % -феррита. Церий яв денной в процессе ТЦС со скоростью 5 С/с, ляется ферритизатором, повышает содержание у стали 08Х22Н5 составляет ~ 0,45 МДж/м2 -феррита в стали до 32 %. Легирование церием против 0,14 МДж/м у стали 08Х22Н6Т. и кальцием уменьшает склонность к росту зер При скорости охлаждения 100 С/с значения на при воздействии термического цикла сварки ударной вязкости металла ОШЗ еще выше. [2, 3]. В стали без церия, в зависимости от ско Микролегирование церием и кальцием повы- рости охлаждения, диаметр ферритного зерна шает устойчивость к охрупчиванию в процессе меняется от 360 до 381 мкм. Размер ферритного сварки. Ударная вязкость стали 02Х22Н5Ч по- зерна стали с церием не зависит от скорости ох сле воздействия ТЦС выше при всех темпера- лаждения и составляет ~ 355 – 360 мкм (табл. 4).

ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Таблица Влияние скорости охлаждения при термическом цикле сварки на параметры решетки сталей 02Х22Н5, 02Х22Н5Ч и 02Х22Н6Т -фаза -фаза Коли Диаметр Состояние Твердость, параметры чество истинная истинная Сталь ферритного параметры металла -феррита, НV решетки, ширина ли- ширина ли зерна, мкм решетки, нм % ний, рад, 10-3 ний, рад, 10- нм Исходное: 28 – 214 0,2878 3,14 0,3586 2, После ТЦС 02Х22Н W охл = 5 С/с 80 381 220 0,2867 4,80 0,3582 3, W охл = 25 С/с 85 375 222 0,2870 4,50 0,3583 2, W охл = 100 С/с 90 360 228 0,2877 – 0,3584 2, Исходное 32 – 220 0,2892 3,24 0,3682 2, 02Х22Н5Ч После ТЦС:

W охл = 5 С/с 85 360 231 0,2891 4,70 0,3882 3, W охл = 25 С/с 88 355 235 0,2891 4,80 0,3681 2, W охл = 100 С/с 92 358 240 0,2892 – 0,3682 2, Исходное 40 – 225 – – – – 02Х22Н6Т После ТЦС:

W охл = 5 С/с 70 410 231 – – – – W охл = 25 С/с 75 400 235 – – – – W охл = 100 С/с 80 380 241 – – – – Параметр решетки - и -фаз стали происходит процесс интенсивного карбидооб 02Х22Н5Ч выше, что свидетельствует о том, разования. Представляется интересным выяс что при легировании часть церия вошла в твер- нить, как влияет длительность пребывания в дый раствор. При имитации ТЦС с низкой ско- указанных интервалах температур на механи ростью охлаждения –5 С/с параметр решетки ческие свойства стали 02Х22Н5Ч в состоянии -фазы стали 02Х22Н5 уменьшается. Это сви- поставки и после имитации ТЦС со скоростью детельствует о процессе карбидообразования. охлаждения 5 С. Отпуск при температуре Рост ферритного зерна при сварке неизбежен. 400С изменяет свойства стали и имитирован Однако вследствие малого содержания углеро- ной зоны термического влияния, например, да феррит обладает высокой пластичностью, прочность металла ОШЗ возрастает с 710 до а образовавшийся вторичный аустенит содер- 750 МПа, а пластичность и ударная вязкость падают с 43 до 15 % и с 0,55 до 0,30 МДж/м2, жит незначительное количество карбидной фа зы. В результате этого ударная вязкость сталей соответственно. Такое изменение свойств при 02Х22Н5Ч и 02Х22Н5 при воздействии ТЦС нагреве связано с развитием процессов «475 с W охл = 5 С/с остается высокой. градусной хрупкости». Повышение температу При скорости охлаждения ~ 100 С/с параметр ры отпуска до 600 С приводит к дальнейше решетки -фазы увеличивается до 0,2877 нм, что му повышению прочностных свойств стали свидетельствует, по-видимому, об образовании 02Х22Н5Ч в исходном состоянии и после воз мартенсита. Параметр решетки -фазы практи- действия ТЦС.

чески не зависит от скорости охлаждения. Пластичность и вязкость падают. Эти изме В стали, микролегированной церием и кальци- нения свойств связаны, по-видимому, с процес ем, параметр решетки -фазы проявляет боль- сом карбидообразования.

шую устойчивость к воздействию термического Отпуск при 800 С практически не влияет на цикла сварки. значение характеристик прочности. Пластич Феррито-аустенитные стали склонны к ох- ность стали и метала ОШЗ остается высокой.

Ударная вязкость металла ОШЗ равна 0,40 МДж/м2.

рупчиванию в интервале температур 300–500 С в результате так называемой «475-градусной Свойства стали после отпуска 900 С практиче хрупкости». В интервале температур 500–800 С ски не меняются (табл. 5).

140 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Таблица Влияние термической обработки длительностью 1 ч на механические свойства стали 02Х22Н5Ч KCV –40оС Термическая Исходное состояние в, МПа 02, МПа 5, % Твердость, НV МДж/м обработка, С 400 710 485 35 1,80 600 720 500 15 1,20 После закалки от 1000 С 800 720 498 30 1,0 900 700 481 40 1,80 400 750 490 15 0,30 600 781 511 10 0,20 После ТЦС:

W охл = 5 С/с 800 730 510 12 0,40 900 720 500 15 0,51 Выводы фаз ферритной и аустенитной составляющих 1. Установлено положительное влияние структуры.

снижения содержания углерода и микролегиро БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК вания кальцием и церием на стойкость к охруп чиванию после воздействия ТЦС на феррито 1. Каховский, Н. И. Сварка нержавеющих сталей / аустенитные стали. Н. И. Каховский. – Киев : Техника, 1975. – 375 с.

2. Отпуск в интервале температур 400–800 С 2. Кинетика фазовых и структурных превращений приводит к снижению значения ударной вязко- стали 08Х22Н6Т под воздействием термического цикла сварки / М. А. Хубрих [и др.] // Химическое и нефтяное сти основного металла и металла ОШЗ. Паде машиностроение. – 1986. – № 3. – С. 23–25.

ние ударной вязкости при температуре 400 С, 3. Влияние кальция и церия на структуру и свойства по-видимому, связано с явлением «475-градус- стали 08Х18Г8Н2Т и ее сварных соединений / Г. А. Сальни ной хрупкости», а при температурах 600 и ков [и др.] // Химическое и нефтяное машиностроение. – 1986. – № 3. – С. 21–23.

800 С с процессами выделения избыточных УДК 621. В. С. Максимук – канд. техн. наук, Д. Н. Гурулёв – канд. техн. наук НОВАЯ РЕСУРСОСБЕРЕГАЮЩАЯ ТЕХНОЛОГИЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ КРУПНЫХ ШТАМПОВАННЫХ ПОКОВОК ТИПА ПУСТОТЕЛЫХ СТУПИЦ С ФЛАНЦЕМ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: tm@vstu.ru) В статье описана новая ресурсосберегающая технология штамповки крупных поковок (масса более кг) типа высоких пустотелых ступиц с фланцем горячим обратным выдавливанием на кривошипных горя чештамповочных прессах (КГШП). Новая технология в сравнении с действующим производством обеспе чивает: увеличение более чем в два раза производительности штамповки, значительное снижение трудоем кости, расхода энерго- и теплоносителей, экономию металла, повышение точности и качества поковок, ис ключение ручного труда за счет возможности автоматизации и механизации процесса штамповки.

Ключевые слова: штамповка, поковка, выдавливание, деформация, КГШП.


The article deals with a new resource-saving technology of large hot-stamped forgings (weight more than 40 kg) of high hollow naves type with the flange produced by inverted extrusion with the help of gyratory hot-stamp press.

In comparison with the current manufacture the new technology provides productivity of the punching more than twice, considerable decrease in labour input, the reduction of the expenses in power- and heat-carriers, the economy of metal, the increase in exactness and quality of the punching, the exception of manual work due to possible auto mation and mechanization of the punching process.

Keywords: forgings, punching, extrusion, deformation, gyratory hot-stamp press.

Изготовление крупных уникальных изделий штамповки обычно связано со значительным типа высоких пустотелых ступиц с фланцем расходом металла, а также с повышенной энер традиционными методами горячей объемной го- и трудоемкостью.

ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Одним из наиболее эффективных направ- Этот метод успешно реализован примени лений оптимизации упомянутых технологи- тельно к изготовлению поковок для детали ческих процессов является изготовление их «Коронная шестерня», чертеж которой показан методами горячего обратного выдавливания на рис. 1, а. Данная деталь применяется на гусе на КГШП. ничных тракторах типа ДТ-75, «Волгарь».

+ 3, 318 1, + 4, 313 + 3, 1, 318 2, + 4,2 + 1, 253 258 2,1 2, 2 +2, R 230 +2, 5o 224 4,, 1, + R10 R R R + 3, 1, 5 R + 2, 207 4, +0, R 255 R R R + + 3, 233 1, +1 o 1 o 0 o (226) + + 2, (226) 4, 1o + 2, 200 4, 3 15 o + R10 R8 +2, 230 + 1, + 4, 20 0 219 2, 254, + 4, + 3, 25 9 2, 259 1, а б в Рис. 1. Чертежи детали (а) и штампованных поковок коронной шестерни гусеничного трактора типа «Волгарь», изготовленных по действующей (б) и новой (в) технологии В действующем производстве в кузнечном чах: сперва в линии паровоздушного штампо цехе ОАО «Росмашком» (г. Волгоград) поковка вочного молота (ПШМ) с массой падающих коронной шестерни (масса около 42 кг) штам- частей 10 т, затем (после повторного нагрева) – пуется последовательно в двух линиях с двумя доштамповывается в линии КГШП с номи нагревами в пламенных полуметодических пе- нальным усилием Р = 40МН (рис. 2).

Нагрев поковки Нагрев заготовки до температуры до температуры штамповки штамповки Прошивка на Штамповка на ПШМ с МПЧ 10 т Доштамповка Обрезка облоя на обрезном прессе полузакрытым обрезном прессе усилием 6,3 МН обратным усилием 10 МН выдавливанием на КГШП усилием 40 МН Рис. 2. Действующий технологический процесс изготовления штампованных поковок коронной шестерни гусеничного трактора типа «Волгарь»

Такая технология малопроизводительна, свя- Технологическая схема нового процесса зана с большими трудозатратами и расходом представлна на рис. 3, а на рис. 1 показаны чер энерго- и теплоносителей, повышенными поте- тежи поковок, получаемых по действующей рями металла на угар. Отштампованные по этой (1, б) и по новой технологии (1, в).

технологии поковки имеют неудовлетворитель- Обратное выдавливание полуфабриката во ную точность и низкое качество поверхности. втором переходе (рис. 3) является самой энер С целью поиска оптимальной технологии гоемкой операцией, поскольку происходит на проведены исследования и разработан новый протяжении достаточно большого рабочего хо технологический процесс изготовления корон- да ползуна пресса до нижней мертвой точки ной шестерни методом закрытого обратного (нмт), соответствующего углу поворота эксцен выдавливания на КГШП, достаточно надежно трикового вала около 60. При обычной штам подтвержденный результатами теоретических и повке поковок формоизменение осуществляет экспериментальных исследований [1]. ся при угле поворота вала 15–25.

142 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ ~ 302 R 1 30` г в б а 2 Осадка Закрытое обратное выдавливание Окончательная штамповка а б в г Рис. 3. Новый технологический процесс изготовления штампованных поковок коронной шестерни гусеничного трактора типа «Волгарь»:

а, б, в – переходы штамповки на КГШП усилием 80 МН;

г – обрезка облоя и прошивка на обрезном прессе усилием 10 МН Известно, что энергетические возможности ковки-модели в штампе второго перехода в мо КГШП и допускаемая прочность деталей его мент доштамповки составляла 1050–1100 С привода не позволяют перегрузок. Например, по (непрерывное измерение температуры произ информации Новокраматорского машинострои- водили с помощью зачеканенных в пуансоне тельного завода, запасенная энергия привода хромель-алюмелевых термопар). Силовые и КГШП с номинальным усилием Р = 63 МН при энергетические режимы штамповки по перехо холостом ходе составляет 8000 кДж. Однако в дам исследовали с помощью специально разра процессе одиночного рабочего хода ползуна ботанных способов и тензометрических уст пресса допускается расходовать около 48 % этой ройств [2, 3] с применением стандартной тен энергии, т. е. около 3800 кДж. Величина энер- зометрической аппаратуры.

гии, которая может быть израсходована на по- Исследовано влияние на усилие и работу лезную работу пластического деформирования, пластического деформирования при обратном еще меньше и составляет лишь 10–50 % от выдавливании: температуры металла, величины 3800 кДж (зависит от величины КПД привода, уклона образующей пуансона и матрицы;

фор изменяющегося в зависимости от угла поворота мы заготовки при осадке в первом переходе;

эксцентрикового вала), т. е. 380–1900 кДж. состава технологической смазки.

С целью отработки оптимальных техноло- В процессе экспериментального моделиро гических параметров штамповки, обеспечи- вания получены достаточно надежные резуль вающих минимально возможные значения уси- таты, позволяющие оптимизировать форму и лия и работы пластического деформирования размеры поковки и штампов в каждом перехо при обратном выдавливании во втором перехо- де, а также с достаточной точностью оценивать де, проведены экспериментальные исследова- напряженно-деформированное состояние ме ния по моделированию штамповки по схеме, талла, силовые и энергетические параметры показанной на рис. 3 [1]. Масштаб моделирова- при обратном выдавливании во втором перехо ния принят 1:3,2;

материал заготовки – сталь де. На рис. 4 показаны меридиональные сече 45. Штамповку производили на КГШП с номи- ния заготовки и поковок по переходам и опера нальным усилием Р = 10 МН. Температура по- циям экспериментальной штамповки.

а б в г Рис. 4. Операции и переходы экспериментальной штамповки поковки-модели коронной шестерни на КГШП с Рном = 10 МН:

а – осадка заготовки с образованием разгрузочной полости;

б – обратное закрытое выдавливание;

в – окончательная штамповка;

г – обрезка облоя, прошивка отверстия;

материал – сталь 45;

температура заготовки 1150 С;

масштаб моделирования 1:3, ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ В процессе моделирования установлен оп- Таким образом, для практической реализа тимальный вид и состав технологической смаз- ции в промышленном производстве нового ки, обеспечивающей минимальные энергосило- технологического процесса решающее значе вые параметры обратного закрытого выдавли- ние имеет предложенный в настоящей работе вания – масло-графитовая смесь с соотношени- простой и эффективный метод снижения энер ем компонентов: индустриальное масло 60 % госиловых параметров во втором переходе и пластинчатый графит 40 %. штамповки – закрытом обратном выдавлива Еще больший эффект наблюдается, когда нии, – включающий:

наряду с применением такой технологической – применение разгружающей полусфериче смазки в центре верхнего торца заготовки при ской полости на верхнем торце заготовки;

ее осадке в первом переходе выдавливается по- – заполнение разгружающей полости на за лусферическая разгружающая полость с радиу- готовке, уложенной в матрицу второго перехо сом сферы, составляющим 0,15 диаметра оса- да, смесью: 50 % пластинчатого графита + 50 % женной заготовки. влажных древесных опилок;

Однако максимальное снижение энергоси- – применение технологической смазки для ловых параметров при обратном выдавливании штампов состава: 40 % пластинчатого графита во втором переходе достигнуто, когда наряду с + 60 % индустриального масла.

упомянутой смазкой для штампов в полусфе- Если принять допущение, что достигнутое рическую полость на торце осаженной заготов- применением этого метода при эксперименталь ки укладывали мерной ложкой смесь состава: ном моделировании снижение во втором пере 50 % пластинчатого графита + 50 % влажных ходе удельных усилий на 28 % и работы пласти древесных опилок. Удельные усилия в этом ческого деформирования на 14,4 % может быть случае снижаются на 28 %, а работа пластиче- распространенно на натурную поковку, то, на ского деформирования – на 14,4 %. При этом пример, при нижнем(наименее вероятном) тем пературном пределе 1050 °С получим:

поковка никогда не остается на пуансоне, что очень важно.

– максимальное усилие в конечный Эффект разгружающей полости заключает момент обратного выдавливания, Р, МН... 21, ся в изменении потоков радиального течения – работа пластического деформирования, металла вдоль торца пуансона: металл течет и к Апл, кДж……………………………………. центру торца, и в противоположном направле Таким образом, величина работы Апл во нии. Это существенно изменяет условия кон втором переходе существенно меньше величи тактного трения, а, следовательно, и напряжен ны запасенной энергии привода КГШП с Рном = ное состояние металла под пуансоном, что при 63 МН, равной 1900 кДж, которая может быть водит к снижению гидростатического давления.

израсходована на полезную работу пластиче Кроме того, разгружающий эффект усили ского деформирования.

вается тем, что в результате мгновенного сго Однако для реализации новой технологии в рания опилок в замкнутом объеме разгружаю промышленном производстве рекомендуется щей полости в начальный момент выдавлива КГШП с Рном = 80 МН, проект которого был ния между боковой поверхностью пуансона создан на Воронежском заводе «Тяжмехпресс».


и внутренней поверхностью пустотелого полу Этот пресс имеет бльшую величину хода пол фабриката образуется газовая прослойка, зна зуна, чем КГШП 63 МН, что необходимо для чительно снижающая контактное трение, а, свободного манипулирования тяжелой поковкой значит, – и энергосиловые параметры выдавли в рабочем пространстве пресса при использова вания.

нии средств механизации или автоматизации.

Напряженное состояние металла и силовые Полная энергия привода КГШП с Рном = 80 МН параметры штамповки коронной шестерни ис при холостом ходе составляет около 10000 кДж.

следованы также теоретически с помощью ме Таким образом, при одиночном рабочем ходе тода линий скольжения [1].

может расходоваться около 5000 кДж. При Значения усилий пластического деформи этом наибольшая величина энергии, которую рования вычисляли с использованием уточнен допустимо использовать на полезную работу ной на основе производственных исследований пластического деформирования, составляет ори [4] методики расчета максимальных усилий ентировочно 2500 кДж, что более, чем в 2 раза штамповки на КГШП, описанной в работе [5].

144 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ товки – на 1,5 кг, расход металла на одну по превышает величину вышеуказанной расчетной ковку – почти на 3 кг.

работы Апл = 1206 кДж.

Новая технология изготовления штампо БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК ванных поковок коронной шестерни имеет не оспоримые преимущества перед действующей, 1. Максимук, В. С. Новый технологический процесс основные из которых: изготовления штампованных поковок коронной шестерни гусеничного трактора типа «Волгарь» / В. С. Максимук, а) увеличение производительности штам Д. Н. Гурулев // Известия высших учебных заведений.

повки более чем в 2 раза;

снижение трудоемко Черная металлургия. – 2007. – № 7. – С. 36–41.

сти в несколько раз;

2. Максимук, В. С. Способ и устройство для повыше б) заменат одной штамповочной линией на ния точности измерения силовых параметров кривошип базе КГШП четырех линий действующего про- ных прессов методом электротензометрии / В. С. Макси мук, Д. Н. Гурулев // Кузнечно-штамповочное производ изводства, что обеспечивает значительное сни ство. Обработка материалов давлением. – 2002. – № 3. – жение: капитальных затрат и затрат на энерго- С. 45–46.

и теплоносители;

трудоемкости, себестоимости 3. Максимук, В. С. Тензометрический пружинный хо продукции;

дограф / В. С. Максимук, Д. Н. Гурулев // Кузнечно штамповочное производство. Обработка материалов дав в) существенное повышение качества и лением. – 2008. – № 7. – С. 43–44.

размерной точности поковок, снижение расхода 4. К оценке точности расчета усилий штамповки на металла на их производство;

КГШП / В. С. Максимук [и др.] // Кузнечно-штамповоч г) возможность автоматизации и механиза- ное производство. – 1974. – № 7. – С. 1–4.

ции технологических операций обеспечивает 5. Максимук, В. С. Номограммы для расчета максималь ных усилий штамповки на кривошипных горячештампо исключение тяжелого ручного труда.

вочных прессах / В. С. Максимук // Э.-и. ЦНИИТЭИТСХМ.

При изготовлении штампованных поковок Сер.10.06. Технология и оборудование кузнечно-штам коронной шестерни по новой технологии масса повочного производства. Отдельный вып. № 2(68). – Мо поковки уменьшается почти на 1 кг, масса заго- сква, 1975. – 24 с.

УДК 621.791.019:669. Н. И. Егоров – канд. техн. наук ОСНОВНЫЕ ФИЗИЧЕСКИЕ ПРЕДПОСЫЛКИ ДЛЯ АНАЛИЗА ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЯ ВОДОРОДА ПРИ СВАРКЕ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: egorov ni@mail.ru) Исследована температурная зависимость эффективного коэффициента диффузии водорода в условиях сварочного термического цикла, которая зависит от структурных превращений на стадиях нагрева и охлаж дения. Получены температурные зависимости эффективного коэффициента диффузии водорода для сталей различных структурных классов на стадиях охлаждения после сварки.

Ключевые слова: сварка;

коэффициент диффузии водорода;

стали;

термический цикл.

In this paper temperature dependence of effective hydrogen diffusion ratio was investigated during the welding thermic cycle. Hydrogen diffusion depends on structural change during the heat and cooling stages. Also tempera ture dependences of effective hydrogen diffusion ratio were obtained for different structural classes of steels on the cooling stage after welding.

Keywords: welding, hydrogen diffusion ratio, steels, thermic cycle.

При изготовлении сварных конструкций из нами необходимо исследование перераспреде высокопрочных легированных сталей наиболее ления водорода при сварке.

частым дефектом являются холодные трещины. Основными физическими предпосылками Возникновение холодных трещин обусловлено для анализа перераспределения водорода при следующими факторами [1]: сварке являются:

1. Структурный фактор. 1. Температурная зависимость эффективно 2. Наличие диффузионного водорода. го коэффициента диффузии водорода в услови 3. Сварочные напряжения I рода. ях сварочного термического цикла для металла Для успешной борьбы с холодными трещи- шва и основного металла.

ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ 2. Параметры, определяющие температур- Для создания структуры, характерной око ную зависимость при переходе остаточного во- лошовной зоне сварного соединения на стадии дорода в диффузионный. охлаждения, в образце осуществляли имитацию 3. Начальное содержание диффузионного сварочного термического цикла.

водорода в металле шва и начальное содержа- Образцы быстро нагревали со скоростью w = 105 110 °С до температуры Tmax = ние остаточного водорода в основном металле.

4. Термоградиентный коэффициент, опре- 1350 °С и осуществляли охлаждение путем деляющий величину и направление потока тер- теплоотвода в водоохлаждаемые медные кон модиффузии.

такты печи (скорость охлаждения w500 10 °С).

Для определения параметров (по п.п. 1–3) При охлаждении образца до исследуемой тем создана экспериментальная установка, позво пературы включали ток и определяли коэффи ляющая имитировать сварочный термический циент диффузии водорода в процессе изотер цикл и изотермическую выдержку в вакууме, мической выдержки при этой температуре.

и при этом с достаточной точностью анализи Время выдержки соответствует полному выде ровать кинетику выделения водорода (рис. 1).

лению водорода из образца. Газовый анализ Коэффициент диффузии водорода опреде проводился в следующие моменты времени:

лялся по методу десорбции в вакуум [2]. Перед 1) сразу после термического цикла;

испытанием образцы насыщали водородом в 2) во время изотермической выдержки, специальной многоместной электролитической в момент, когда выделилось 70–80 % диффузи ячейке с платиновым анодом. Измерение кине онного водорода;

тики десорбции водорода в вакуум производи 3) в конце изотермической выдержки.

ли в вакуумной установке, состоящей из трех По данным скорости выхода водорода вы основных частей:

числялся коэффициент диффузии водорода DH 1. Печь, в которой анализируемый образец [3]. (рис. 2).

нагревается и подвергается экстракции газа.

2. Устройство для транспортирования экст рагированной газовой смеси.

3. Измерительное устройство, в котором определяется количество водорода.

Рис. 2. Методика измерения коэффициента диффузии во дорода в условиях термического цикла сварки (ТЦС) Определение коэффициента диффузии во дорода выполнялось как на стадии нагрева, так и на стадии охлаждения.

Температурная зависимость DH на стадиях нагрева и охлаждения термического цикла сварки приведена на рис. 3.

Из рисунка видно, что скачок в температур ной зависимости, соответствующий полиморф ному превращению, происходит при различных температурах на ветви нагрева и охлаждения.

На стадии нагрева он происходит в интервале Рис. 1. Принципиальная схема вакуумной установки температур 700–800 °С, а на стадии охлаждения для анализа экстрагированного газа 146 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Св-08ГН2МТ, Св-03ХГН3МД, Св-Х16Н25М6АФ, так и основной металл Ст3, 14Х2Н3МА, 18Х2Н3МА, 18Х2Н4МА, 08Х15Н5Д2Т, АК и 40ХН. Исследуемые стали относятся к ферри то-перлитному, перлитному, бейнитному, мар тенситостареющему и аустенитному структур ным классам.

На рис. 4 представлена зависимость коэффи циента диффузии водорода от температуры для стальных сварочных проволок феррито-перлит ного класса различного химического состава.

Полиморфное превращение для этих сталей находится в диапазоне 800–700 °С. Характер кривых зависит от химического состава стали.

Наибольшее влияние оказывает углерод. С его увеличением уменьшается коэффициент DH.

Причем, химический состав влияет на общий характер изменения DH в зависимости от Т.

Рис. 3. Температурная зависимость коэффициента диффу зии водорода на стадиях нагрева и охлаждения ТЦС сталей Для сталей бейнитного класса в области 14Х2Н3МА и 40ХН структуры существенных изменений для сталей различного химического состава не установле 500–300 °С. Характер зависимости для стали но. Температурный интервал фазового превра 14Х2Н3МА в других температурных интерва щения находится в диапазоне 500–400 °С. Ни лах отличается незначительно. Для стали 40ХН же 100 °С отмечен перегиб, связанный с несо коэффициент диффузии водорода на стадии на вершенствами структуры (рис. 5).

грева, соответствующей -области, выше, чем на В области -структуры отмечено резкое из стадии охлаждения. Это можно объяснить обра менение характера зависимости от химического зованием мартенситной структуры при охлажде состава стали. Можно отметить существенное нии, для которой DH имеет меньшее значение.

различие DH при температуре 400 и 200 °С.

Произведены исследования DH для сталей В зависимости от химического состава стали различного химического состава. Исследовались изменяется и общий характер зависимости.

как присадочный металл Св-08, Св-08ГСМТ, Рис. 5. Температурная зависимость коэффициента диффузии Рис. 4. Температурная зависимость коэффициента диффузии водорода для сталей бейнитного класса на стадии охлаж водорода для сталей феррито-перлитного класса на стадии дения охлаждения ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ В -области характер прямых зависит от степени легирования. С увеличением общего количества легирующих элементов значение DH уменьшается для соответствующих темпе ратур. Температурная область полиморфного превращения для сталей различного структур ного класса находится в диапазоне различных температур. Для феррито-перлитных сталей – в интервале 800–700 °С, для бейнитных 500– 400 °С, для мартенсито-стареющих – в области 100 °С, а для аустенитных эта температурная область не установлена в исследуемом диапа зоне температур.

При комнатной температуре коэффициент для исследованных сталей бейнитного класса находится на одном уровне (данные представ лены в таблице).

Исследовалось изменение температурной зависимости коэффициента диффузии водорода на стадии охлаждения термического цикла сварки для сталей различного структурного класса (рис. 6).

В -области для феррито-перлитных и бей нитных сталей температурная зависимость DH Рис. 6. Сопоставление температурной зависимости коэффи не имеет монотонного характера. В области циента диффузии водорода для сталей различных струк 200–100 °С наблюдается перегиб в температур- турных классов на стадии охлаждения Параметры температурной зависимости коэффициента диффузии водорода на стадии охлаждения ТЦС Q DH = D0 exp, где Т – температура, К T Fe Fe(T 200 100 0 C) Fe(T 200 100 0 C) Марка стали Q Q Q D0 D D 2,73 102 4,62 104 1, 22 Св-08 6000 1360 1,84 103 9,33 105 4,99 Св-08ГСМТ 2940 512 9,11 104 4,10 104 7, 45 Св-08ГН2МТ 3640 1340 3 4 6,11 10 2,69 10 6, 43 Св-03ХГН3МД 5120 1330 4,97 102 9,85 105 5,73 Св-07ХН3МД 7700 600 5, 26 Св-Х16Н25М6АФ 3370 – – – – 3 4 5,30 10 1,07 10 3,51 Ст3 5130 990 6,13 105 8,67 2,70 18Х2Н3МА 2830 1110 1,15 103 1,11 103 5, 28 18Х2Н4МА 4280 2720 2,75 104 5,53 104 4,54 14Х2Н3МА 2670 2430 3 3 1,11 10 5,63 10 8,72 АК-45 4280 3750 5,06 104 1,01 08Х15Н5Д2Т 3590 – – 3,71 104 6, 44 105 6,34 40ХН 2500 1070 148 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ ной зависимости, который, по-видимому, свя- фузии водорода в условиях сварочного тер зан с молезацией водорода в микропорах, при- мического цикла.

водящей к локализации напряжений и концен- 2. Получены температурные зависимости трации водорода, препятствующей диффузии эффективного коэффициента диффузии водо водорода. рода для сталей феррито-перлитного, перлит Для сталей бейнитного класса различного ного, бейнитного, мартенсито-стареющего и химического состава в -области температур- аустенитного классов на стадии охлаждения термического цикла сварки.

ная зависимость DH имеет различный характер.

3. Установлено, что скачок в температурной Причем характер зависимости отличается от зависимости, соответствующий полиморфному аналогичной зависимости у сталей феррито превращению, происходит при различных тем перлитного и бейнитного классов.

пературах на ветви нагрева и охлаждения сва Это, по-видимому, можно объяснить зака рочного термического цикла.

лочными явлениями в области ниже поли 4. Выявлено, что для феррито-перлитных и морфного превращения, которые не доходят до бейнитных сталей температурная зависимость в завершения, что приводит к смешанной бей области температур 200–1000 °С имеет пере нитной структуре при комнатной температуре.

гиб, связанный с молезацией водорода в мик Для сталей мартенсито-стареющего класса ропорах, препятствующей диффузии водорода.

-область недостаточно изучена, так как иссле дуемый интервал температур не охватывает БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК полностью диапазон полиморфного превраще 1. Макаров, Э. Л. Проблемы свариваемости высоко ния классов на стадии охлаждения прочных легированных сталей / Э. Л. Макаров // Труды МВТУ. – 1980. – № 341. – С. 153–161.

Выводы 2. Определение коэффициента диффузии водорода в 1. Доказано, что основным физическим фак- условиях сварочного термического цикла / Э. Л. Макаров [и др.] // МиТОМ. – 1981. – № 7. – С. 56–58.

тором, обуславливающим перераспределение 3. Герцрикен, С. Д. Диффузия в металлах и сплавах в водорода при сварке, является температурная твердой фазе / С. Д. Герцрикен, И. Я. Дехтяр. – М.: Физ зависимость эффективного коэффициента диф- матиздат, 1960. – С. 564.

УДК 621.791.019:669. Н. И. Егоров – канд. техн. наук ИССЛЕДОВАНИЕ ПАРАМЕТРОВ ПРОЦЕССА ПЕРЕХОДА ОСТАТОЧНОГО ВОДОРОДА В ДИФФУЗИОННЫЙ НА СТАДИИ НАГРЕВА ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: egorov ni@mail.ru) Получена температурная зависимость параметров процесса перехода остаточного (металлургического) водорода в диффузионный при нагреве для сталей различного химического состава. Предложен метод опре деления начального содержания водорода в металле сварного шва.

Ключевые слова: сварка, водород, диффузия, сталь.

Temperature dependence of parameters transition process from residual (metallurgic) hydrogen to diffusive when heating was obtained for steel of different chemistry. Defining method of initial hydrogen content in weld metal was proposed.

Keywords: welding, hydrogen, diffusive, steel.

При изготовлении сварных конструкций из Основными физическими предпосылками высокопрочных легированных сталей наиболее для анализа перераспределения диффузионного частым дефектом являются холодные трещины. водорода при сварке являются:

Возникновение холодных трещин обусловлено 1. Параметры, определяющие температур наличием диффузионного водорода в комплек ную зависимость «переход остаточного водо се со сварочными напряжениями и структур рода в диффузионный».

ным фактором[1].

2. Начальное содержание диффузионного Для успешной борьбы с холодными трещи водорода в металле шва и начальное содержа нами необходимо исследование перераспреде ние остаточного водорода в основном металле.

ления диффузионного водорода при сварке.

ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Для исследования параметров перехода ос- Начальное количество остаточного водоро таточного водорода в диффузионный и для оп- да в исследованных сталях находится на уровне 0,5–1,5 см3/100 г. Первые порции диффузионно ределения начального содержания водорода в металле шва использовалась вакуумная уста- го водорода обнаружены свыше 200 °С (рис. 2).

новка для газового анализа при различных тем- Наибольшее количество остаточного водорода пературах [2]. переходит в диффузионный в интервале темпе Для исследования параметров процесса пе- ратур 300…400 °С. По-видимому, в этом тем рехода остаточного водорода в диффузионный пературном интервале молекулярный водород применили метод ступенчатого нагрева от 100 в микропорах преодолел энергетический барь до 1000 °С с последующим плавлением, с ша- ер, диссоциировал на атомарный и вышел с по гом в 100 °С. При каждой температуре произ- верхности образца. Подтверждением явлений, водили выдержку до полного удаления диффу- наблюдаемых при переходе остаточного водо зионного водорода, перешедшего из остаточно- рода в диффузионный, служат исследования го водорода образцов. При этом определяли в работе [3] константу скорости перехода остаточного во дорода в диффузионный по формуле:

1 a k = ln, t ax где: а – общее количество водорода, выделив шееся при исследуемой температуре;

x – часть водорода, выделившаяся за время t.

Полученные результаты по выходу диффу зионного водорода, перешедшего в эту форму из остаточного водорода, приведены на рис. 1.

Рис. 2. Температурная зависимость относительного содер жания остаточного водорода для сталей различного класса на стадии нагрева:

Н Т – количество остаточного водорода при данной температуре;

ост Н ост – начальное содержание остаточного водорода Константа скорости процесса перехода ос таточного водорода в диффузионный имеет температурную зависимость. Причем эта зави симость одинаковая для исследованных сталей.

По-видимому, скорость диссоциации молеку лярного водорода определяется его природой и состоянием поверхности микропор (рис. 3).

Оценив преимущества и недостатки суще ствующих способов определения начального содержания водорода в металле шва [4], приня то в качестве образца использовать составную пластину с канавкой, как показано на рис. 4.

В качестве материала для пластины использо Рис. 1. Температурная зависимость относительного пере хода остаточного водорода в диффузионный для различ- вали основной металл сварного соединения.

ных сталей при нагреве ( Н диф / Н ост ) : Наплавку производят в медном водоохлаждае мом приспособлении, с целью воспроизведения Н диф – часть остаточного водорода, перешедшего в диффузион термических условий, свойственных массивно ный при данной температуре;

Н ост – начальное количество оста му изделию.

точного водорода 150 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Рис. 5. Порядок проведения анализа для измерения начального содержания водорода в сварном шве По приведенной методике произвели на Рис. 3. Температурная зависимость константы скорости (k) перехода остаточного водорода в диффузионный водород плавку покрытыми электродами марки 48Н диаметром 4 мм, I = 180–200A, U = 38 B. На Сразу после сварки образец закаливается в чальное содержание водорода в наплавке со воду, где очищается от шлака и окалины. Затем ставило Н Ш ( О ) = 2,7см3 /100г.

образец замораживается в смеси сухого льда и ацетона. При этом образец разламывается на Выводы составные части. Определение диффузионного 1. Получена температурная зависимость водорода производится на вышеописанной ус- процесса перехода остаточного (металлургиче тановке для газового анализа. Анализ ведется ского) водорода в диффузионный при нагреве при температуре 190 °С, так как при этой тем- для сталей различного химического состава и пературе остаточный водород еще не переходит различных структурных классов.



Pages:     | 1 |   ...   | 4 | 5 || 7 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.