Диссертация (1143872), страница 11
Текст из файла (страница 11)
Эта область, которая на рис.4.1выделена окружностью, составила предмет специального исследования. Тщательноеизучение структур стали 07Г2НДМФБТ, формирующихся при двухпроходной сварке набольших погонных энергиях в месте пересечения ЗТВ 2-го прохода с ЗТВ от 1-говалика, т.е. в месте двукратного нагрева металла, позволило установить, что в этойобласти на участке крупного зерна наблюдаются темно травящиеся выделения взначительных объемах сплошь охватывающие по периметру зерна, которые сприближением к зоне сплавления истончаются, а затем исчезают (рис.4.2).
Первоепредположение, что по границам имеет место выделение карбидов в дальнейшем былоопровергнуто.61Рис.4.1. Сварное соединение толщиной 30 мм при двухпроходной сваркена погонной энергии 5 кДж/мИспытания при отрицательных температурах на ударный изгиб образцов Шарпи снадрезом в месте наложения зон термического влияния друг на друга, вырезанных изсварных соединений деталей, изготовленных по штатной технологии, показали, чтоимеют место результаты, которые не соответствуют действующим нормативнымтребованиям (табл.
4.1) [59].Рис.4.2. Микроструктура участка ЗТВ рядом со швом реальной детали и увеличенный егофрагмент в центральной части: сталь 07Г2НДМФБТ62Таблица 4.1.Результаты испытаний на ударный изгиб образцов Шарпи после сварки под флюсомпо штатной технологии (сталь 07Г2НДМФБТ, толщина 27 мм)ТемператураРабота удара, KV / KVср., Джиспытания, °СМеталл шваЗона сплавленияЗона сплавления+2мм171.4; 166.6;182.270.0;61.9;66.9205.9; 210.6; 190.4173.466.3202.3160.5; 167.3; 167.144.6;39.4;37.5-165.040.5133.6;143.8;148.634.9; 43.5; 36.636.7; 48.0; 51.7142.038.345.5-30-40-60Требования к работе удара, KVmin / KVср., Дж47 / 65Следует отметить, что на этих деталях в местах однократного тепловоговоздействия такие выделения в структуре ЗТВ не наблюдаются, как и не отмечаютсяпри испытаниях выпады по работе удара ниже допустимого уровня.Исходяизвышеприведенныхфактов,былосделанопредположениеосуществовании взаимосвязи между наблюдаемым снижением вязкости (низкимизначениями работы удара) и особенностями эволюции структуры в ЗТВ придвукратном тепловом воздействии на низколегированные стали.Длядоказательстваэтойгипотезыбылразработанметодическийпланисследований модельных образцов и реальных деталей, включающий изучениеэволюции структуры и деградации свойств сталей при различных видах тепловоговоздействия.Исследования эволюции структуры сталей при кратковременных термическихвоздействиях было решено осуществить посредством физического моделированиятепловых процессов в ЗТВ [55].
Полученные в главе 3 с помощью математическоймодели данные позволили выбрать параметры термических циклов при моделированиина дилатометре теплового воздействия на модельные образцы, изготовленные изиспользуемых в исследованиях сталей.634.2. Эволюция структуры модельных образцов после имитационныхнагревовИсследовались модельные образцы после имитации термических циклов,характерных для многих тепловых воздействий на металл, реализуемых, например, присварке или тепловой резке. В качестве примера рассмотрим тепловые процессы придвухпроходной сварке для области, где зоны термического влияния перекрывают другдруга.
На рис. 4.1 отмечен такой участок. Заметим, что термический цикл при второмпроходе в максимальной степени отражается на изменениях свойств в области крупногозерна (участок перегрева) ЗТВ первого прохода.Поскольку рост погонной энергии вместе с ростом ширины ЗТВ вызываетснижение скорости охлаждения и увеличение размеров участка перегрева [54],представляло интерес исследование структуры металла при сравнительно низкихскоростях охлаждения.Имитация цикла двухпроходной сварки проводилась в соответствии с методикой,представленной в главе 2, и результатами расчета параметров термических циклов,выполненных в главе 3. Моделируемые термические циклы включали первый нагрев доТmax1= 1350⁰С, кратковременной выдержки при этой температуре, охлаждения до250⁰С, повторные нагревы до 700…950⁰С с интервалом 50⁰С, кратковременнойвыдержки при Тmax 2 и последующего охлаждения (рис.3.10 г).
Такой цикл соответствуеттепловой обстановке в ЗТВ, начиная с участка перегрева (крупного зерна) до участкаотпуска. Скорости охлаждения устанавливались в соответствии с таблицей 3.4.Наиболее интересные результаты были получены на стали 07Г2НДМФБТ,которая в исследованиях была представлена полуфабрикатами двух видов, а именно:образцы изготавливались из стали с пределом текучести ≥ 630 МПа и менее прочнойстали с пределом текучести ≥ 590 МПа. В связи с этим ниже представлены результатыисследований этой стали в весьма подробном виде [59-61].На первом этапе исследований была произведена имитация термическоговоздействия на металл в ЗТВ при однократном нагреве образцов до температур T max ,представленных в следующем ряду: 1350; 1100; 900, 800, 750, 700 оС.
Моделируемыйцикл сварки состоял из нагрева, выдержки при указанных температурах и охлаждения,что соответствует тепловой обстановке в различных областях ЗТВ от участка крупного64зерна до участка отпуска при однороходной сварке. Охлаждение производилось соскоростями в интервале от 1 до 100 оС/с.Если при обычной термообработке структура и свойства металла зависят отдлительности выдержки при температуре нагрева выше критических температур Ас 1 иАс3 и от скорости охлаждения, то при кратковременном нагреве и минимальнойвыдержке при Tmax на окончательную структуру и свойства влияет также скоростьнагрева. При высоких скоростях нагрева имеет место сдвиг критических точек Ас1 и Ас3относительно равновесных структур. Учитывая непродолжительное время пребыванияметалла выше критических точек образующиеся новые структурные фазы невыравнивают свой состав.
Так, например, при сварочном нагреве выше Ас3образовавшийся аустенит, как правило, не гомогенизированным в пределах зерна, т.е.имеет различную концентрацию элементов, в первую очередь, углерода.Критические точки Ас1 и Ас3 исследуемой стали марки 07Г2НДМФБТ,определенные при нагреве со скоростью 250оС/с, составили 780оС и 897оСсоответственно.На рис. 4.3 приведена микроструктура стали марки 07Г2НДМФБТ в состояниипоставки - (рис. 4.3а), после отпуска, т.е. нагрева до температуры 750оС, т.е.
несколькониже (~30 оС) точки Ас1 - (рис. 4.3б), и нагрева до температуры 1350оС, имитирующеготермическое воздействие от источника теплоты на участке перегрева в ЗТВ - (рис. 4.3в).Следует отметить, что после однократного нагрева независимо от режима в структуреметалла образцов особых выделений на границах зерен не наблюдалось.абисходноенагрев до 750оСнагрев до 1350оСосостояниеохлаждение - 5 С/сохлаждение - 50оС/сРис. 4.3. Микроструктура стали 07Г2НДМФБТ в различных состоянияхв65При моделировании фазовых превращений аустенита в металле образцовисследуемыхполуфабрикатовстали,применительнокЗТВ,былиполученыдилатометрические кривые, из которых определены температуры начала превращенияаустенита при охлаждении (Ts) и конца превращения (Tf) в соответствии срекомендациями [3] (см.
методику в главе 2).Полученные данные по температурам начала (Ts) и конца (Tf) превращенияаустенита при охлаждении представлены на рис.4.4.абРис.4.4. Влияние максимальной температуры термического цикла Tmax - (а ) и скоростиохлаждения ω 8/5 - (б) на температуры начала (Ts) и конца (Tf) превращения аустенита приохлаждении, сталь 07Г2НДМФБТЭти закономерности справедливы в пределах 1350оС≥Tmax≥900оС. Их анализпоказывает, что не зависимо от вводимой погонной энергии устойчивость аустенитаувеличивается при уменьшении Tmax и снижении прочности стали при условииω8/5=const (рис.4.4а).Было установлено, что в исследованных пределах скоростей охлаждения, приусловии Tmax=const, с увеличением скорости охлаждения ω8/5 независимо от Tmaxпроисходит линейное понижение медианы- средних значений Тmd = 0,5(Ts–Tf)температурного интервала начала (Ts) и конца превращения (Tf)аустенита, т.е.
всоответствии с зависимостями (4.1) и (4.2), причем у более прочной стали (с пределомтекучести ≥ 630 МПа) устойчивость аустенита ниже, см. рис.4.4 б и формулу (4.2).Тmd = 570-1,6ω8/5(4.1)Тmd = 530-1,6ω8/5(4.2)66При малых (5оС/с), средних (25оС/с) и высоких (100оС/с) скоростях охлаждения, впределах 1350оС≥Tmax≥900оС, по мере снижения Tmax, устойчивость аустенитаувеличивается, при условии ω8/5=const (рис. 4.4а).Моделирование тепловых процессов на участке перегрева ЗТВ показало, что вструктуре стали после нагрева Tmax=1350oC при низких скоростях охлаждения,характерных для высоких погонных энергий при тепловом воздействии мощнойзакрытой флюсом электрической дуги, наблюдается образование бейнита.
С ростомскорости охлаждения (ω8/5>15оС/с для стали с пределом текучести ≥590МПа иω8/5>10оС/с для стали с пределом текучести ≥ 630 МПа) в структуре исследуемыхмодельных образцов отмечается появление реечного мартенсита. При нагреве доTmax=1100оСвисследуемомдиапазоненезависимоотскоростейохлажденияформируются бейнитные структуры.
При снижении температуры металла до Tmax=900oCв достаточно широком диапазоне скоростей охлаждения в структуре происходитобразование феррита с участками гранулярного бейнита. С понижением прочностистали происходит расширение интервала скоростей образования феррита. При нагревениже 850оС в структуре наблюдаются бейнит с аустенито-мартенситными участками.При нагреве в интервал 1350оС≥Tmax≥900оС с увеличением прочности стали растетдисперсность структуры металла.Известно, что при двукратном нагреве мощными источниками теплоты, вчастности при двухпроходной сварке на высоких погонных энергиях повторный нагреввлияет на ЗТВ от предшествующего нагрева, при сварке, например, это имеет место вкорне шва, где зоны термического влияния пересекаются между собой (см.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
