Full Text

Введение Влияние неметалличеcких фаз в наплавленном металле при обработке высококонцентрированными источниками энергии на развитие температурной деформации стальной матрицы определяется соотношением основных физических констант, таких как модуль упругости, коэффициент линейного расширения, твердость, температура плавления и т.д. Различие этих характеристик у неметаллической фазы и матрицы приводит к возникновению напряжений на границе их раздела, величина которых зависит от ряда факторов: когерентности включения и матрицы, которая определяется степенью соответствия их кристаллических cтруктур и энергией поверхности раздела фаз; формы и размера включения; расстояния между включениями; объемной доли и распределения включений [1, 2]. Совместным действием этих факторов определяется роль включений как концентраторов напряжений, особенно в случае охрупчивания сварных швов при низких температурах. Большинство разупрочняющих фаз в cварных швах, выполненных электродами с рутиловым покрытием на углеродистой и низколегированной стали, относится к системе Fex Mn1-xO-SiO2-Al2O3. Кроме того, часто встречаются включения окcидов кальция, магния, титана, сульфидов. Нашими исследованиями показано, что существует критический размер разупрочняющих включений, равный для оксидных включений корунда и железомарганцевой шпинели 7-10 мкм [1, 3]. Более мелкие включения не опасны, так как не вызывают повышенной пластической деформации и не могут привести к образованию трещин. К группе модифицирующих фаз относятся карбиды, нитриды, оксикарбонитриды. Образование нитридов, как было показано в работе [4], зависит от соотношения азота, растворенного в жидкой сварочной ванне, и нитридообразующего элемента (главным образом титана), попадающего в шов в результате плавления компонентов электродного покрытия. Размер фаз нитрида титана, определенный при моделировании кинетики роста включения [3], не превышает 0,50-0,53 мкм, что согласуется с выводами работы [1], в которой приводится значение 0,2 мкм, и с результатами металлографических исследований наиболее крупных из нитридов. Карбидные фазы имеют более крупный размер - 0,5-3 мкм. Определение упругих напряжений в наплавленном металле вблизи неметаллической фазы Для определения упругих напряжений, возникающих вблизи сферической неметаллической фазы вследствие различной температурной зависимости физических констант матрицы и включения, использовали следующее соотношение [1]: где , где Rвкл - радиус включения; R мат - радиус области матрицы, связанной с неметаллической фазой, определяли как радиус диффузионной зоны вокруг включения по модели, описанной в работе [3]; d3 - коэффициент, равный 0,0005; Т - исследуемый интервал температур; - коэффициенты Пауссона включения и матрицы [2, 5, 6]; Евкл, Емат - модули упругости неметаллической фазы и стальной матрицы. Расчетами показано, что зона повышенной пластической деформации примерно в 1,5-2 раза меньше всей связанной с включением зоны деформации и также зависит от размера фазы и температуры (рис. 1), что согласуется с выводами работы [1]. Наибольшие значения радиуса зоны повышенной пластической деформации характерны для крупных частиц оксида кремния, корунда, марганцевой шпинели (20-70 мкм); для нитрида титана радиус зоны пластической деформации очень мал - 0,6-1 мкм - в связи с малостью самих частиц. Рис. 1. Изменение напряжения σ в упругой (а) и упругопластической матрицах (б) вблизи фаз нитрида титана TiN (1), кварца SiO2 (2) и корунда Al2O3 (3) в зависимости от отношения Rмат/Rвкл [13] При понижении температуры эксплуатации наплавленных слоев наблюдается снижение деформационной способности металлической матрицы, которое усугубляется действием неметаллических включений как концентраторов напряжений. Об этом свидетельствует появление полостей в металлической матрице вокруг неметаллических фаз в деформированных образцах (рис. 2). Рис. 2. Полости вокруг включений марганцевой шпинели (трапециевидное включение) и кварца (округлое включение), ´900 [3] Распределения микронеоднородной деформации в наплавленном металле Закономерности распределения микронеоднородной деформации в углеродистых сталях, подвергающихся растяжению или сжатию в широком интервале температур и скоростей деформации, изучались в работах многих отечественных и зарубежных исследователей [1, 2, 8-11], но эти данные относятся к процессам деформирования основного металла. Экспериментальные данные о влиянии полей напряжений вблизи неметаллических фаз на распределение микродеформаций и развитие микроразрушений в стальной матрице для наплавленных слоев отсутствуют. Образцы наплавленного металла подвергались растяжению на установке Р-0,5. На поверхности образца на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0,5 г наносился ряд реперных точек с базой 10 мкм, а вблизи включения - с базой 5 мкм (рис. 3). В результате исследования были построены диаграммы распределения деформаций, когда каждому изучаемому интервалу вдоль реперной линии приписывается постоянный номер с начала испытания и оценивается величина деформации всех микроинтервалов на каждой ступени деформирования. На рис. 3 отчетливо видно, что смещение реперных точек неравномерно, особенно в правой выделенной части реперных линий. Неоднородность деформации оценивалась коэффициентом концентрации деформации в отдельных областях: Kε = εi/εср, где εi - деформация i-го микроучастка; εср = - средняя микроскопическая деформация, n - число микроучастков. Интенсивность деформации каждого микроинтервала определялась путем подсчета параметра относительной локальной неоднородности[7]: . Рис. 3. Расположение реперных точек вблизи группы неметаллических включений в наплавленном металле: а - до деформации; б - после деформации растяжением на 15 %, ´800 Кривые распределения микронеоднородной деформации h в матрице наплавленного металла по длине реперной линии (нижней на рис. 3) для деформации 8 и 15 % представлены на рис. 4. Наблюдаются участки с относительной деформацией больше и меньше усредненной деформации. Заметно неоднородное развитие деформации, причем на поздней стадии деформирования (15 %) локализация деформации вокруг включения усиливается, параметр относительной локальной деформации h достигает значения 2,5. Сегрегация неметаллических фаз на рис. 3 характеризуется тем, что расстояния между включениями сравнимы с их размерами. Анализ кривых распределения неоднородности деформации показывает, что размеры области локализации деформации вокруг такой группы неметаллических фаз значительно превышают размеры аналогичной области вокруг одиночного включения: коэффициент локализации h для группы включений на рис. 3 удерживается на уровне 1,5-2,0 на протяжении 60 мкм вдоль реперной линии, для одиночного включения - на протяжении 30-40 мкм. При исследовании хладостойкости наплавленного металла [12] отмечено, что металл, загрязненный одиночными включениями, даже достаточно крупными, не всегда отличается низкой хладостойкостью, как показано в работе [4]. Рис. 4. Кривые распределения микронеоднородной деформации h по длине реперной линии для средней деформации растяжением eср 8 и 15 % [13]: На основании анализа полученных деформационных картин это явление можно объяснить тем, что пластическое течение матрицы компенсирует повышенный уровень напряжений, вносимый такими фазами. Если крупные включения расположены недалеко друг от друга, то зоны повышенных пластических деформаций сливаются и перекрываются, в результате образуются довольно протяженные области повышенной деформации, вероятность образования трещин очень высока. В деформированном образце наплавленного металла на рис. 5 видно, что трещина зарождается от группы включений и развивается по телу зерна. Рис. 5. Зарождение трещины от группы неметаллических фаз в деформированном образце наплавленного металла, ´800 [7] Оценка хладостойкости наплавленного металла Систематические исследования пластичности металла при обработке высококонцентрированными источниками энергии показали необходимость создания методики экспресс-оценки хладостойкости, не требующей трудоемкой подготовки образцов. Разработана экспресс-методика оценки критической температуры хрупкости по температурному коэффициенту твердости для наплавленного металла электродов типа Э42-Э50 для углеродистой и низколегированной стали. За основу принят метод инденторных испытаний твердости, а также теоретически обоснованный факт зависимости твердости от температуры [13-16]. Исследования этой зависимости более чем на 300 швов показали, что для наплавленного металла она носит экспоненциальный характер, а интенсивность нарастания твердости оценивается температурным коэффициентом твердости b: HB (T) = HB20° + А × exp (-b × T), где НВ20° - твердость наплавленного металла при комнатной температуре; А - константа, связанная с b соотношением А = -4× 103 + 3,3× 105 ×b; b - коэффициент температурной зависимости твердости; Т - температура, °C. Сопоставляя значения b и Ткр для контрольных образцов, получили эмпирическую зависимость, которая и является основой разработанной методики. Номограмма определения критической температуры хрупкости Ткр по температурному коэффициенту твердости b для наплавленного металла электродов типа Э46 показана на рис. 6. Рис. 6. Номограмма определения критической температуры хрупкости Ткр по температурному коэффициенту твердости b для наплавленного металла[8] [10] По этой методике[9] [13] исследовалась низкотемпературная зависимость твердости и определялась критическая температура хрупкости наплавленного металла в широком диапазоне составов. Определен температурный коэффициент твердости, высокие значения которого соответствуют низкой хладостойкости, а низкие - высокой хладостойкости [7, 17]. Сегрегации неметаллических фаз всегда вызывали повышение критической температуры хрупкости (что подтверждается опытными наблюдениями на металле электродов с уральским силикомарганцем, имеющих Ткр в области положительных температур). Как показали наши исследования, в некоторых случаях фактор измельчения структуры играет определяющую роль в формировании высокой хладостойкости наплавок [18-20]. В экспериментальных целях были выполнены наплавки электродами, в состав покрытия которых вводились карбидные композиции (TiC). Зависимость на рис. 7 показывает почти полное отсутствие охрупчивания металла в широком интервале температур для электрода с карбидной композицией по сравнению с электродом без нее. Критическая температура хрупкости металла этих наплавок составила соответственно -50 и -10 °С. Такое различие в пластических свойствах наплавленного металла подтверждается анализом его фазового и структурного состава. Металлографические исследования фазового состава металла с высокой хладостойкостью выявило достаточно густые скопления карбидов по сечению шва как в продольном, так и в поперечном направлении (рис. 8). Анализ микроструктуры наплавленного металла показал, что наличие карбидных включений способствует формированию более дисперсной структуры [21]. Рис. 7. Низкотемпературная зависимость твердости наплавленного металла (НВ) электрода с карбидной композицией () и без нее (´)[10] Рис. 8. Карбидные включения в поперечном сечении наплавленного металла, ´900 в поляризованном свете Показатели хладостойкости введены в качестве критериев оптимизации в задачи моделирования влияния состава покрытия на уровень пластических свойств наплавленного металла, в результате реализации которых оптимизирован состав электродного покрытия [18, 20]. Заключение Таким образом, охлаждение наплавленного металла при обработке высококонцентрированными источниками энергии сопровождается возникновением в металлической матрице высокого уровня структурных напряжений вследствие термодеформационных процессов, вносимых неметаллическими фазами. Деформационное взаимодействие неметаллических включений с матрицей наплавленного металла при охлаждении имеет следующие особенности: - если неметаллические включения крупного размера (20 мкм и выше), но расположены одиночно, то пластическое течение матрицы компенсирует повышенный уровень напряжений, вносимый такими включениями (параметр локальной неоднородности составляет 0,8-1,0), и снижения хладостойкости не происходит; - если расстояния между неметаллическими включениями сравнимы с их размерами, то зоны повышенных пластических деформаций сливаются и перекрываются, в результате образуется довольно протяженные области повышенной деформации (параметр локальной неоднородности превышает значение 1,5), вероятность образования трещин очень высока, хладостойкость наплавленного металла понижена; - мелкие включения фаз, в особенности мелкодисперсные карбиды, карбонитриды и нитриды, способствуют измельчению зерна, повышению фрактальности структуры и росту пластических характеристик металлической матрицы и наплавленного металла в целом; - хладостойкость наплавленного металла малоуглеродистых сталей недопустимо снижается в тех случаях, когда неблагоприятно сочетаются два структурных параметра: высокая степень загрязненности крупными неметаллическими включениями и присутствие грубой видманштеттовой структуры.

About the authors

E. A Krivonosova

Perm National Research Polytechnic University

Email: katerinakkkkk@mail.ru

References

Statistics

Views

Abstract - 66

PDF (Russian) - 24

Refbacks

• There are currently no refbacks.