Неровный В.М. - Теория сварочных процессов (1043833), страница 85
Текст из файла (страница 85)
Обычно это именно давление, ибо даже в условиях, когда плазма участвует в каких-то движениях, движения эги происходят медленно по сравнению со скоростью звука и давление, следовательно, быстро выравнивается в пространстве. 65 позиция 9 Тб,и 7 фп.к» Тм,к тт'и! Мапт Ьт,тз н'фпт и ~б,н т м,н при !м,н ~ 350 С Тб„=350'СпРи Тын<350'С; позиция 4 (11) позиция 12 Т„к =Т„„-(120+270 С); с, позиция 5 позиция 6 В зависимости от состава стали и сварочного термического цикла может произойти смешанное превращение, т. е. несколько последовательно следующих друг за другом видов превращений, например: бейнитное н мартенснтное; ферритное, перлитное и бейнитное (механизм и кинетика этих превращений рассмотрены в разд. 12.8.1).
В результате статттстической обработки экспериментальных данных днлатометрнческих исследований получены математические модели, позволякяцие рассчитать параметры типовой диаграммы АРА для низколегированных сталей. На схеме димраммы АРА (рис. ! 2.45) цифрами отмечены позиции, соответствующие типовым температурам и скоростям охлаждения. Нцже приведены модели для расчета этих параметров (аютиошення (! 2.55)„позицпн 1-13): Т,С Тфп,и Тфп.к ат ат'т птнт то ат атфпт 6 Рис. 12.45. Типовая схе а ных сталей (а) н фазовый состав структуры а зависимости от скорости охлаждения атьч (б)т Тф, Та„„, Т „и Т вЂ” температуры начаиа и котнта Феррате-перпипипо (Фгйн инртенеипкко (М) прекрашениа: моет, апет, атки и и т — критические скорости охлатклених (атнт), при которых обркзукпеа еоотаететаенно 5 и О5 аа и 5 и 90 к4 поз!!цня 1 (1О) п862,141-81749 Мп-55316.Сг-97,518 Мо7фп.н ° -11,117 %-185,28 У-367,375.С -7,881 Мп~+ +7,763 Сгт+ 2764,267 'т1 +141,801 С Мп- -62,501 Мп 8!+72,565 Мп Сг+60,979 Мп Мо— 21,627 Мп.)к!1-88,157 Мп У-67,722.8! Сг- -852,215.8!.Ч-494„502 Мо У; позиция 2 (9, 13) Т =620+479,13 С-80„49.Мн-382 У— фп,к -495,5 С +!9,36 Мп"-12 Сг -54,63 Мо + +15744 )т'~ -54,11 С )т)1-57,94.Мп Сг+ +36,12 Сг Мо+125,14 Сг )1-641,55.Мо Ч; позиция 3 (8) =562-660 С-23,3-Мп-35 Сг-)О.МоТм,н -17 5 %-94 Со-3 У+291 Сз+25.Сг -017 Мо по~миня 8' Тб =Тын-(Тмн — 350); 81 Мп Сг Мо )4! Сп У 24 6 5 4 10 15 14 гент = 3 217 С ' " гс мт и 1 3 ш аз ге ! = 0,343Сэкв тем! 0'75 ™ тем! Геф ~ и Штт)' Гтт фн1 М ГП и! позиция 7 АС3=886.73 АС1=815Л2 ЧГ6/5; 1,5 'С/с ТВ/5; 150 с С-ОЛТО 51 0.250 Мп 0520 Ст 2.800 рй 0.000 М ма.680 Сц 0.000 ()=ОЗ10 ~„Д Ао 5.0 % ЯД ФП ( (Б 34.3 % ~зс М 60.7 % тьрб/5: 1,50 С/с ТВ/5: 150 с и=~со(со,рс- р1-с„~" 11; ел-сон,р(-~ "ь), (1256) (12.57) итфп2= 0,1вфп1,' в'фнз и 0,75 вфп2.
3 десь содержание химического элемента в 5$; Т, Т фп.н* фп.к 7бн Т т Т „„— температуры начала и конца соответственно феррнто-перлитиого, бейнитного и мартенситиого превращений, 'С; йтн — средняя скорость нагрева, 'С/с; вб/5- скорость охлвкденця в диапазоне 600...500 'С„'С/с /В/5 — время хлажд 500 'С (/В/5 и 225/В б/5), С; В„2 Н ВМ1 «ООтаететауЮт 90 И 5 % Мартенснта; в „2 н в м1 схтотве~твуитт 94 н 1 % мартенсита в фп2 и вфпт соответствуют 95 н 5 .4 феррнто-перлнта, в 2 н вб,о1 соответствуют 99 л 1 % ферриго-перлита.
Модели, реализованные в компьютерных прыраммах, позво» ляют оперативно строить компьютерные диаграммы АРА. Пример такой диаграммы АРА для стали 15Х2МФА рнс, 12А6. представлен на Расчет по приведенным моделям возможен для сталей, имеющих содержание ле (е;о): гпрующнх элементов в следующих пределах Углерод.........о,03-0,45 Титан .........до 0,80 Бор.......,.......,ООВ К~ й....,. О,ОЗ-1,5 .......,....... О,ООВ р ...,..., —,5 М ~ ....,....~ю 1,2О С ра.......,..... ООО2-О04 х Марганец...... 0,15-2,0 Ванадий......доОВО Фосфор......... 000 ......... 0,002-0,04 ром.......,..
доЗ,О Ниобий.....,.до 020 Аъп.......,..... 0,001-0,05 Никель ........, до 4,0 Цирконий,... до 0,20 Кислород ....,. 0,001-0,01 Молибден ..... до 1,О Алюминий, 0,01-1,10 Ц нй......,. ер .......... до О',40 льфрам ...,. до О,В Кобальт ......до 0,50 Иттрий ......... 1,0 ттрий ......... до 1,0 Процентные содержания мартенсита (М) и феррито-перлитной смеси (ФП) в и ) промежуточных интермлах скоростей охлаждения И>м1...п~м2 И Иф„т...Вфп2 МОЖНО ПРИбЛИжЕННО РаССЧИтатЬ, ИСПОЛЬ- превращений: где /гм,/сфтн пм и пф„— экспериментсиьные илн расчептые константы. 642 Ю' Ю' Ю' Ю' Юс 1 Ю Ю Скорость охлаждения (вь/5), 'С/с Ю-'Ю-' 1 Ю Ю' Ю' Ю' 10' Время охлаждения от 800 да 500' С (га/5), с Ю2 Ю Скоросп охлаждения (вб/5) С/с Ю 102 103 10 10 В оклаидеител от 800 до 59) С (/а/5) 6 Рис.
12.46. Компьютерная диаграмма АРА ллл стали 15Х2МФА 5,3475 и ж "('";,) 0,1054 'гм н! 4,007 (, нфп! ) 2,9957 ,"ек фп! (12.59) !2.9. Физические основы формироваииа сварочиых деформаций и иапрвягеиий в различных металлах и сплавах Содержание бейннта (Б) при заданной скорости охлаждения ог!Ределяется как дополнение к количеству мартенсита до 95 % нли феррито-перлнтной смеси (ФП) до 100 %. Рассч ассчнтать коэффициенты н н я можно с использованием критических скоростей охлакдения (жн2, ш„,1, нфо2, шфв!), Взяпдх нз диаграмм АРА для анализируемых сталей, по соотношениям: ского влияния).
В них сжимающие напряженна достигают значений пред~~а текучести, соответствующих макснмальнон температуре нагрева, что приводит к пластическому теченню металла, После охлаждения слои, претерпевшие пластическую деформацию укОрочения, В силу прочной сВязн со слОями осноВногО металла оказываются растянутыми, а периферийные слои основного металла — сжатымн; этн деформации и напряжения являются остаточными. Сварное соединение получает продольную (Л )и по- перечную (Л„оа) сварочную усадку, а сварная пластина — соответственно перемещение торцов и боковых граней в сторону уменьшения ее длины н ширины.
В условиях отсутствия внешних нагрузок эпюры собственных Временных и остаточных сварочных напряжений являются взаимно уравновешенными по сумме и моменту. Подробно закономерности формирования сварочных деформаций н напряжений н нх расчет рассмотрены в гл. !1. В настоящей главе рассмотрены физические аспекты этого процесса н некоторые его моменты, необходнмые дяя анализа технологической прочности сварных соеднненнй. В связи с этим целесообразно повторно рассмотреть отдельные положения, уже изложенные В гл.
!! . Тепловая кн вая кнагрузкав на металл при сварке в отсугствие внешних силовых Воздействий пршюдит к возникновению собственных сварочных деформаций и напряжений. Причины образования сварочных деформаций н напряжений рассмотрим на примере сварки относительно узкой пластины продольным стыковым швом (случай олноосного напряженного состояния), 1.
Не авн . Н равномерный разогрев с максимальной температурой нагрева в зоне шва приводит к различным значениям термического линейного расширения шва н слоев металла, параллельных шву д о прочная связь между слоями ограничивает расширение наиболее на ее нагретых слоев (обусловливает их сжатие) н дополнительно увеличивает размер менее нагретых слоев (их растяжение). Этн деформации и напряжения являются временными. Если по каким-либо причинам деформации были упругими, то после охлаждения деформации и напряжения исчезают. 2. В ыеокотемпературные пластические деформации уко!ю ченнн возникают в наиболее нагретых слоях (шва н зоны термиче- 644 На практике часто сварочные деформации понимают букваль но как изменения формы и размеров сварных изделий: продольная н поперечная усадка, деформация изгиба, угловая деформация н др. Со строго научных позиций эти деформацин являются пере° мешениями заданной точки (плоскости) изделия по отношеншо к определенной его точке (плоскости), принятой за нулевую.
При анализе напряженно-деформированного состояния в различных зонах сварного изделия рассматрнвают деформационные процессы в пределах локальной базы в этих зонах при сварке. Размер базы выбирают по возможности минимальным, чтобы можно было принять значения деформаций и напряжений в ее пределах постоянными. Если анализ выполняется экспериментальным методом, то размер базы должен быль достаточным для того, чтобы можно было на ней установить датчик деформаций (механический датчик, тензодатчик сопротивления н др.) и приварить термопару.
Для знакомства с общими физическими закономерностями формирования сварочных деформаций н напряжений рассмотрим кинетику их развития при сварке узкой пластины углеродистой стали ун(У "' т„( ес ел еа (12.60) е -о, 0 от ов 6 аев от 0 0 400 600 Т, ОС -от продольным стыковым швом. В зоне термического влияния выбрана база Лх в направлении осн шва (рис. 12.47„е). Прн этом рассматриваются следующие составляющие деформаций (см. гл.
11): е„— наблюдаемая деформация, соответствующая приращению базы Лх, фиксируемому датчиком деформаций; е„— свободная термическая деформация, саответствуюцьея термическому линейному расширению базы Лх при условии отсутствия связей с другнмн слоями металла; е, — собственная деформация, упругая составляющая которой ес определяет значение напряжения ах в пределах базы Ах. Эти величины связаны следующими соотношениями: где Е- модуль упругости, Поскольку практически всегда ен < г„„то в процессе нагрева, когда абе деформации положительны, е; имеет отрицательное значение н соответственно напряжения а, являются сжимающими, В процессе охлаждения имеет место обратная картпна и напряжения ах становятся растягивающими.
Далее кинетика процесса формирования сварочных напряжений рассматривается на этапе охлаждения сварочного термического цикла. В процессе нагрева получают развитие факторы (вмсокотемпературная пластическая деформация), которые определяют значения составляющих деформаций, обусловливающих возникновение напряжений. Окончательное формирование остаточных напряжений происходит на этапе охлаждения.
На рнс. 12.47, а, 6 приведены схемы, иллюстрирующие кинетику развития составляющих деформаций и формирования сварочных напряжений в сталях В диапазоне снижения температур с 1200 до 500 'С происходит монотонное нарастание ео и сн (в соответствии с сокращением базы Лх оии имеют отрицательные значения). Поскольку по модулю е > е„, то сс является положительной величиной (см. (12.60)). В диапазоне снижения температур с 500 646 Рис.
12.47. Схемы, иллюстрируюцше: кинетику развития састявляюигих сварочных деформаций (а) и напряжений (6) при сварке углеродистой стали в зоне термического влияния иа этапе охлаждения; замер наблюдаемой деформации (в); зависимость а, от температуры (г); процесс упругой разгрузки (д) до 350' С монотонный характер развития деформаций претерпевает изменение вследствие фазового превращения гет(С)-+ген(С) в углеродистых сталях при быстром охлаждении, которое сопровождается положительным объемным эффектом — фазовой дилатацией ег (см. рис, 12.42).
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
