Диссертация (1143872), страница 4
Текст из файла (страница 4)
При больших значениях t8/5повышается объемная доли остаточного аустенита в бейните и существенно изменяетсяморфология цементитных частиц. Согласно результатам ряда исследований [33-36]аустенито-мартенситные участки существенно влияют на структуру металла, ухудшаяее пластичность и вязкость.
Значительное охрупчивание отмечается в ЗТВ на участкеперегрева, а также на участке крупного зерна при нагревах до температурмежкритическогоинтервала[31,32].Увеличениеобъемнойдолиаустенито-17мартенситных участков отрицательно влияет на температуру вязко-хрупкого перехода(регистрируемую при испытании образцов Шарпи) и на критическую температуру,определяемую по методике CTOD [28, 43].В связи с особыми условиями введения теплоты при кратковременных местныхнагревах сталей в ЗТВ протекают сложные изменения структурно-фазового состоянияметалла.
Локальность технологических нагревов, неравномерность тепловых потоков иполей, значительные градиенты напряжений, очень высокие скорости нагрева металла иего охлаждения определяют особенности фазовых превращений в металле, как при егонагреве, так и при его охлаждении, и существенные различия в соседних участках ЗТВструктурных и фазовых превращений.В сталях образование аустенита начинается на границах между ферритной икарбидной фазами из-за флуктуаций состава по углероду, которые достигаютэвтектоидных концентраций. Рост зародышей аустенита происходит вследствиедиффузии углерода из цементита, участки которого постепенно начинают растворяться.В большом числе устойчивые зародыши аустенита появляются уже при сравнительнонебольших степенях перенагрева до температур выше АС1.
С повышением скоростинагрева температура, при которой начинаются превращения, возрастает.Наличие в структуре металла избыточных фаз (феррита или карбидов)растягивает время гомогенизации аустенита. Кроме увеличения времени для завершенияпроцесса гомогенизации аустенита требуется дополнительный перенагрев.Для участков металла, где при нагреве и охлаждения происходят структурнофазовые изменения и меняются свойства стали, скорость нагрева металла зависит отряда факторов: толщины деталей (с увеличением толщины скорость нагревауменьшается из-за увеличения теплоотвода в холодное изделие), вводимой энергии (с еѐувеличением скорость нагрева увеличивается), начальной температуры металла изделия(технологическийподогревувеличиваетскоростьнагреваиз-зауменьшениятеплоотвода в холодный металл), числа последовательных нагревов (обычно влияют каксопутствующий подогрев) [43].Указанные факторы активно влияют на гомогенизацию аустенита.
По толщинеЗТВ, где нагрев выше АС3, степень гомогенизации убывает по направлению в основнойметалл от места введения теплоты. На степень гомогенизации аустенита помимо18условий нагрева влияеттакже исходное структурное состояние металла. Болеедифференцированная структура стали затормаживает процессы гомогенизации.Высокий нагрев, вызывающий гомогенизацию аустенита, вызывает также иактивный рост зерна аустенита, т.к.
нагревы выше АС3 сопровождаются процессомсобирательной рекристаллизации, который, являясь диффузионным, ускоряется сповышениемтемпературы.Какправило,притехнологическихнагревахвмежкритическом интервале температур сохраняется негомогенность аустенита из-занедостаточно высоких температур при весьма коротком времени для их протекания [43].Наиболее удалѐнная от места введения теплоты область нагревается ниже АС1.При температурах близких к АС1 могут иметь место процессы растворения избыточныхдисперсных фаз (которые при охлаждении выделились ранее вследствие повышения ихрастворимости) и коагуляции карбидов.
Если в этом процессе происходит растворениеупрочняющей дисперсной фазы, это может привести к снижению прочности металла научастках, нагреваемых до этой температуры.Научастках болееискусственного старения,отдалѐнных от АС1, могут иметь место процессынаблюдатьсявыделенияизпересыщенного растворадисперсных фаз, которые способны вызвать некоторое повышение прочности металла иего хрупкости [43].Таким образом, в металле ЗТВ при быстротекущих нагревах исходная структурапревращается в негомогенный аустенит, происходит растворение или огрублениекарбонитридов микролегирующих элементов. Последующее охлаждение приводит кформированию структур принципиально отличающихся от основного металла - с инымфазовым составом и распределением частиц.
Эти процессы обуславливают деградациюметалла, т.е. приводят к изменению механических свойств сталей в ЗТВ.Устойчивость структуры высокопрочной стали к различным термическимвоздействиям зависит от еѐ химического состава, определяющего положениекритических точек, склонность к росту зерна и (при повторных нагревах) к структурнойнаследственности, а также неоднородность структуры при нагревах в межкритическоминтервале, карбидообразование при многократном отпуске в процессе многократныхтехнологических нагревов.В ЗТВ высокопрочных низколегированных сталей также выделяют, как правило,четыре участка, образование которых характерно для таких технологий, где19используется нагрев электрической дугой: 1 - участок крупного зерна; 2 - участокмелкокристаллической структуры; 3 - участок однородной дисперсной структуры; 4 участок отпуска, рис.
1.7 [27, 43].Рисунок 1.7 - Схема изменений максимальных температур и структуры различныхучастков ЗТВ высокопрочной стали [43]Рассмотрим особенности формирования бейнитных структур в ЗТВ на примеревысокопрочной бейнитно-мартенситной стали 10ХН2МД. В высокопрочных бейнитномартенситных сталях ЗТВ состоит преимущественно из бейнита.Бейнитное превращение наблюдается в диапазоне температур, при которых ещевозможна диффузия углерода, но уже подавлено диффузионное перемещение железа иатомов легирующих элементов замещения. Это превращение включает следующие триосновных процесса: перераспределение углерода, перестройку решетки (γ→α),выделение карбидов.Начинается бейнитное превращение с роста концентрации углерода в аустенитена одних участках за счет обеднения соседних.
Затем на участках с низким содержаниемуглерода идет процесс γ→α превращения. При этом в отличие от мартенситного вбейнитном превращении пластинки α – фазы растут сравнительно медленно. Кристаллыα – фазы формируются в промежуточном интервале температур посредствомкогерентного роста при сохранении с исходной структурой γ–фазы упругой связи.После γ→α превращения сразу из образующегося α – раствора, пересыщенногоуглеродом, начинается выделение карбидов. [37, 38]. В аустените на участках,обогащенных углеродом перед γ→α превращением, также может выделиться карбид.ЗТВ стали 10ХН2МД состоит в основном из морфологически различного бейнита,по строению близкого к структуре основного металла.
Крупнозернистый участок в ЗТВ20сталимарки10ХН2МДимеетдисперснуюбейнито-ферритнуюструктурусрасположенными в стыках зерен небольшими включениями отпущенного мартенсита.Именно с этим связано понижение микротвердости на крупнозернистом участке ЗТВ иэто способствует повышению вязкости при невысоких погонных энергиях. Привоздействия высокой погонной энергии микротвердость в ЗТВ не превышает 2350 Н/мм2и почти по линейному закону снижаются до 1870 Н/мм2 в направлении к основномуметаллу[43].Издеськрупнокристаллическойужеструктурывсестановитьсясущественнонаменьше,своичемместа:навязкостьучасткахсдисперсными структурными составляющими.В зависимости от режима нагрева (погонной энергии) меняется ширина ЗТВ,например, при сварочных нагревах электрической дугой минимальная ширина ЗТВ(1,8...2,0 мм) наблюдается при ручной сварке, максимальная (4,0...4,3 мм) приавтоматической однодуговой сварке под флюсом [43].Характер структуры первых трех участков во многом зависит от химическогосостава стали.
Менее чувствительны к высокотемпературным термическим цикламстали имеющие в промежуточной области более устойчивый аустенит, у них вышевязкость в 3ТВ и сопротивление образованию трещин.При локальном «переотпуске» стали наблюдается максимальное разупрочнение.Связано это с тем, что при «переотпуске» в структуре наряду с аннигиляцией иполигонизацией дислокаций может происходить и коагуляция дисперсных карбидныхфаз. Низко- и среднетемпературный отпуск всех участков ЗТВ происходит привоздействии повторных термических циклав на металл каждого из участков (этот прием,например, используется при наплавке так называемых "отжигающих" валиков [63]).Самым важным следствием такого отпуска является выделение на границах реекмартенсита пластинчатого цементита, что может быть причиной дополнительногоохрупчивания (снижение хладостойкости) металла ЗТВ, в первую очередь на 1-ом и 2ом участках, на величину которого существенное влияние оказывает наличиерастворенного в стали и связанного в карбиды углерода [37] .Помимо структурных факторов на склонность николегированных сталей кразрушению оказывают существенное влияние остаточные напряжения и наличие в ЗТВдиффузионно-подвижного водорода [63].211.3.
Моделирование тепловой обстановки при кратковременных локальныхтермических воздействиях на металлМатематическое моделирование применительно к технологическим процессам,реализациякоторыхсвязанаслокальнымикратковременнымитепловымивоздействиями на материал, в первую очередь востребовано в связи с проблемой выбораоптимальных технологических параметров и конструктивно-технологических условийкачественного изготовления деталей и изделий, особенно в условиях их серийногопроизводства в различных отраслях машиностроения. Развитие методов моделированияважно не только для сокращения объема трудоемких прямых экспериментов ипониманияфизикипроцессов, ноидлявыявления неявных связеймеждудействующими факторами, определяющими конечную структуру и степень деградациисвойств материала в зоне термического влияния.
В настоящее время именно такоеприкладное значение математического моделирования в рассматриваемой областипредставляется наиболее рациональным [82].В последние 20-25лет обильно публикуются работы по моделированию тепловыхпроцессов в материалах, претерпевающих технологические тепловые воздействия. В2013г. вышла в свет монография, обобщающая и систематизирующая методы расчетатепловых процессов и различные математические модели с целью оптимизацииструктуры и свойств в материалах применительно к сварным соединениям, в том числеи для металла в ЗТВ [84].
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
