Автореферат (Эволюция структуры и свойств конструкционных низколегированных сталей при кратковременных локальных термических воздействиях концентрированными источниками тепла), страница 2

Исходя из того,что сегодня любое производство характеризуется разнообразнымитехнологическими локальными тепловыми воздействиями наматериал, показано, что существует ряд вопросов. Наиболеепроблемный из них – вопрос эволюции структуры и деградациисвойств материала при нагревах, который актуализирует проблемуобеспечения нормативных свойств стали.

Подчеркивается, чтообеспечениемкомплексафизико-механическихиэксплуатационных свойств достигается необходимый уровенькачества, надежности и ремонтоспособности материалов и изделий.Сформулированы цель и задачи исследования.Вторая глава содержит характеристики исследуемых сталей(10ХСНД, 15ХСНД, 07Г2НДМФБТ, 10ХН3МД) и требованиянормативной документации. Дано описание применяемыхоборудования и методик, реализуемых на дилатометре DIL 805 икомплексе GLEEBLE 3800, неразрушающего контроля, оптической7металлографии, микрорентгеноструктурного анализа, измеренийтвѐрдости, испытаний на растяжение, ударный изгиб.

Изложеныпринципы построения используемых математических моделей.В третьей главе представлена построенная на основеуравнения нестационарной теплопроводности математическая(теплофизическая) модель с целью получения расчетных оценок(путем численных решений) параметров термических цикловприменительно к изготовлению и ремонту изделий.При прямолинейном движения источника теплоты соскоростью V в направлении Х в координатах XYZ, дляквазистационарных условий, математическая модель имеет вид:ρ Cp V dT/dx = div (λ grad T+S)где ρ – плотность, Ср – теплоемкость, λ – теплопроводность, S –объемные источники тепла, Т – температура.Для численного решения использована программа Flex-EDF.Применительно к технологиям восстановления деталинаплавкой (рис.

1, 2) с использованием модели рассчитаныпараметры, характеризующие тепловую обстановку в окрестности(۰)А (Y=1,0см; Z=0,8см) и термические циклы (таблица 1; рис. 3, 4).Рис. 1. Макроструктура деталиРис. 2. Расчетная схемаТаблица 1Теплофизические параметры в (۰)А при наплавке области 2Максимальная температура, ºC1130Время пребывания металла при T> Ас3, с2,8Средняя скорость охлаждения до точки Ас3, ºC /с138Время охлаждения Δt8/5 в интервале 800-500ºC, с4,5Средняя скорость охлаждения в интервале 800-500ºC, ºC/с678Рис.3. Термические циклыв (۰) А при восстановлении деталиот области 1 до области 5Рис.4. Термический цикл и скоростинагрева и охлаждения в (۰)А привосстановлении детали в области 3Таким образом получают информацию о полной тепловойобстановке для любой точки детали при ее восстановлении.Разработанная модель применена для оценки тепловойобстановки в процессе ремонта с частичным удалением металла(макрошлиф после экспериментальной воздушно-дуговой строжкидетали и расчетные изотермы представлены на рис.

5 и 6).Рис. 5. Макрошлиф деталипосле строжки канавкиглубиной 8мм ишириной 12ммРис. 6. Поле максимальных температур:1-25оС,2-75оС,3-125оС,4-175оС,5-225оС,6-275оС, 7- 325оС, 8-375оС,9-425оС, 10-475оС, 11-525оСПолученные результаты показали: если средние скоростинагрева металла при удалении металла (выборке) и восстановленииразмеров детали наплавкой сопоставимы (500…700 оС/с), тосредняя скорость охлаждения при выборке в 2-3 раза превосходитскорость охлаждения при наплавке.При каждом ремонте металл подвергается двукратномунагреву.

При повторных ремонтах число нагревов металла в зонеремонта определяется количеством повторных выборок (рис.7).9Повторные нагревы усиливают деградацию материала на участкеремонта, что определяет ремонтоспособность стали.Рис.7. Схема двукратного ремонта детали с учетом сварочного нагреваПолученные с помощью математической модели данныепозволили выбрать параметры термических циклов длямоделирования на дилатометре с целью изучения тепловоговоздействия и прогнозирования свойств ЗТВ исследуемых сталей.Четвертая глава посвящена изучению эволюции структурыи свойств исследуемых сталей. При исследовании штатных деталейбыли выявлены особенности формирования структуры в ЗТВ настали 07Г2НДМФБТ при двухпроходной сварке на большихпогонных энергиях.

В месте пересечения ЗТВ 1-го и 2-го проходов,т.е. на участке двукратного нагрева, наблюдаются значительнойтолщины выделения по периметру зерна (рис.8), причем прииспытаниях образцов Шарпи с надрезом по этому участку приотрицательных температурах (- 40 и -60 °С) работа удара непревышает 45 Дж (при нормативных требованиях 65 Дж), что нехарактерно для металла ЗТВ на этих деталях в местах однократноготеплового воздействия.Рис. 8.

Структура сварного соединения реальной детали придвухпроходной сварке. Сталь 07Г2НДМФБТ10Для доказательства предположения о существовании связимежду особенностями эволюции структуры и снижением вязкостив ЗТВ при двукратном тепловом воздействии на материал былипроведены специальные исследования на дилатометре модельныхобразцов, опытных пробах и деталях штатных изделий.При обработке дилатометрических кривых определенытемпературы начала (Ts) и конца (Tf) превращения аустенита приохлаждении в зависимости от максимальной температуры искорости охлаждения (рис.9).абРис.

9. Зависимость температуры начала и конца превращения аустенитапри охлаждении стали 07Г2НДМФБТ от максимальной температурыTmax - (а ) и скорости охлаждения ω 8/5 - (б)Установлено, что в исследованных пределах, при условииTmax=const, с увеличением скорости охлаждения ω8/5 происходитлинейное понижение медианы температурного интервала начала иконца превращения аустенита Тmd=0,5(Ts–Tf), причем у болеепрочной стали устойчивость аустенита ниже (рис.9 б):Тmd = 570-1,6ω8/5для σт ≥ 590 МПаТmd = 530-1,6ω8/5для σт ≥ 630 МПаооПри малых (5 С/с), средних (25 С/с) и высоких (100оС/с)скоростях охлаждения, устойчивость аустенита увеличивается помере снижения Tmax при условии 1350оС≥Tmax≥900оС (рис.

9 а).При моделировании двукратного нагрева в структуре металлаобразцов, отражающей участок крупного зерна ЗТВ, при повторномнагреве до Tmax2 происходят изменения, четко наблюдаемые нашлифах. Нагрев металла до 700оС вызывает местное утолщениеграниц зерен, далее при 750оС эти участки растут и соединяются11между собой. При дальнейшем подъеме температуры (800⁰С > Ас1)процесс идет в обратную сторону: границы истончаются,превращаясь в цепочки, и исчезают при 900оС (рис.10).а1350оС – 20°С/с –700°С - 5°С/сб1350оС – 20°С/с –750°С – 5°С/св1350оС – 20°С/с –800°С – 5°С/сг1350оС – 20°С/с –900°С – 5°С/сРис.10.

Изменения в структуре металла модельных образцов последвукратного нагрева в зависимости от Т max2. Сталь 07Г2НДМФБТУкрупнению выделений способствуют снижение скоростиохлаждения при 1-ом цикле (ω1) и ее увеличение на 2-ом цикле (ω2),а так же каждый последующий нагрев (см. рис. 11).Рис. 11. Микроструктура модельногообразца после первичного нагревапо режиму (1350⁰С -50⁰С/с) ипоследующего пятикратного нагревапо режиму (750⁰С -5⁰С/с),Сталь 07Г2НДМФБТНовая структура включает весьма мелкие игольчатой формыкристаллы, на участках, прилегающих к границе отсутствуют следыориентированного превращения, т.к. они обеднены легирующимиэлементами. У выделений зафиксированы повышенные значениятвердости на 30-70 HV по сравнению с металлом вблизи границ ителом зерна.

На реальных деталях и пробах получены подобныерезультаты, что подтверждает предположение о повышеннойхрупкости у выделившихся включений с мартенситной илимартенситно-бейнитной структурой. Результаты МРСА выявилиувеличение концентрации Mn, Ni, Mo и V в выделениях на 15…20%и соответствующее снижение в прилегающих к ним областях зерен.Рост тепловложения способствует увеличению неоднородности.12Результатами испытаний опытных проб (рис.12)подтверждено снижение вязкости в области перегрева.былоРис.

12. Ударная вязкость металла ЗТВна участке перегрева (образцы Шарпивырезаны из проб, заваренных влаборатории по штатной технологии).Сталь 07Г2НДМФБТс пределом текучести≥ 630МПаТак как высокоуглеродистый мартенсит имеет низкуюсопротивляемость хрупким разрушениям, то результатыисследований позволяют утверждать о наличии взаимосвязимежду снижением работы удара в ЗТВ и образованием в металлена участке перегрева по периметру крупных зерен мартенситныхили мартенсито-бейнитных структур при повторных нагревах винтервал температур (Ас1- 30оС < Тmax2 < Ас1) (рис.

13).вбаРис.13. Микроструктура стали 07Г2НДМФБТ – граница зерна:металл участка крупного зерна ЗТВ реальной детали – (а), образцаимитатора после однократного нагрева – (б) и образца-имитатора послемногократных нагревов по режиму 1350°С-50°С/с +750°С-5°С/с (5раз) –(в)Полученные данные поставили вопрос о ремонтопригодностиизделий из стали 07Г2НДМФБТ, что подтверждают результатымоделирования тепловых процессов на дилатометре (рис.13).Установленнаяпри моделировании связьскоростиохлаждения и количества нагревов с объемом выделений пограницам зерен требует наложить ограничения на энергию,вводимую в деталь при изготовлении. Радикальное решение этойзадачи возможно при применении высококонцентрированныхисточников теплоты (электронного луча или лазерного пучка).13Пятая глава посвящена перспективным технологиямизготовления изделий.

Замена традиционных источников нагрева налучевые, существенно меняет характеристики термических циклов,что сказывается на процессах формирования структур изначительно уменьшает размеры области теплового воздействия.В процессе комплексных испытаний исследуемых сталейпосле кратковременных локальных нагревов электронным лучом(ЭЛ) и лазерным пучком (ЛП) определены структурно-фазовыйсостав и физико-механические свойства металла ЗТВ.