автореферат диссертации по обработке конструкционных материалов в машиностроении, 05.03.06, диссертация на тему:Регулирование структуры и свойств зоны термического влияния при сварке высокопрочных сталей

'НАЦИОНАЛЬНАЯ АКАДЕМИЯ НАУК УКРАИНЫ Институт электросварки им. Е..О. Патона

Р Г Б ОД *

На правах-рукописи

у

. ь Ш? 1935

ч

ЛЕБЕДЕВ Юрий Михайлович

" * " Ч • 4

УДК 621.791.052:630.18:669.15—194.2

РЕГУЛИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ЗОНЫ ТЕРМИЧЕСКОГО влияния ПРИ- СВАРКЕ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ

- 05.03.06 —

- технология и машины1 сварочного производства.

АВТОРЕФЕРАТ1 диссертации на 'соискание ученой степени ' доктора технических наук

Киев - 1995" ^ %

I

Детосвртация является рукописью.

Г Работа вуполнвиа в Николаевском кор&<5лзбтроит«лшом института щ, адмирала С.ОЛ&карова ■ • __ •

. V Научны* консультант; члшикоррвсаендензГНАК Украиыц л - ./'.-•' доктор технических наук

■ 7 , _ 1КАОАТГОЩ, р,С.| ч

: Официальные «ппвнентн:доктор технических!наук. , г''->. '" . ^ (ЦВИЩЙК.«. . . . . .

' доктор технических яаук

' ШИАКОВ В.Н. 4

, даетор тепшодздмх иауя \ ' X, • КУЗНЕЦОВ'В. Д,.^ . .

Ведуне предприятиеПОЧСЗ> г. Николаев, " Завд» состоится " " ¿¿¿¿¡¿н^гь, 19Э5 г. в (О "часов и& вдседанаи специализированного ученого' совета Д 016.08.01 при инотнгуте »Л0ктросварви им. Е.О.Паг'она НДЯУкраины по адресу: — 253650,.Киев-5, НОТ, ул. Боженко, II., ' - ,

Ваяв отзывы на автореферат /I экземпляр, вавереиный печатью/ просим'высылать поуказанному вышеадресу. #

С диссертацией ыояно ознакомиться в научно-технической биб-. • «йотом иноти1утги " •Г

Автореферат разос^ ^^^^^^ 1995 г.

Учений секретарь _специализированного ученого совета^ кандидат технических наук / ШНАДСКИЙ В.Н?

V"

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА. РЛБОГН

Актуальность проблемы. Снижение веса металлоконструкций и себестоимости их изготовления с одновременным повышением их надежности и долговечности достигается применением высокопрочных свариваемых стале".

Одной из основных проблем свариваемости таких сталей является обес печение их стойкости к образованию холодных трещин. Возникновение таких дефектов обусловлено особенностями фазовых превращений в участках основ' ного металла примыкающих к иву, с процессами замедленного разрушения закаленного при сварке металла.

Для высокопрочных закаливающихся сталей суяается диапазон возможных режимов сварки. Получение качественных сварных соединений требует предварительного и послесварочного подогрева, их термической обработки после сварки, Это увеличивает трудоемкость изготовления конструкций. Несмотря на это, себестоимость сварных конструкций из высокопрочных сталей все та ни-е, чем из обычных низкоуглеродистых низколегированные сталей. Экономия металла, повышение энергоемкости и долговечности конструкции является более'весомчм показателем, чем увеличение патрат на сварку.

Эффективное использование высокопрочных сталей в сварных конструкциях выдвигает ряд новых научных и технических задач, связанных с разработкой научных основ технологии их сварки. Сто требует глубокого знания закономерностей влияния легирования на фазовые превращения и изменение свойств металла при сварке, поиска, новых технологических способов воздействия на сварные соединения высокопрочных сталей, повышающих их качество и надежность.

Цель работы. На основе исследования закономерностей структурных изменений з STB при воздействии на металл сварочных термодефсрмацион- -ных г:иялов, изучения влияния различных технологических факторов на склонность сварных соединений из высокопрочных сталей к образования холодных трещин создать научные осиоен регулирования структуры и свойств ЗТВ при сварке таких сталей и разработать новые способы после-сварочного воздействия на ЗТВ, позволяющие получить свойства соедяне- ' ний на уровне свойств основного металла.

Научная новизна диссертации. Выполеиннне исследования, их анализ и математическая обработка экспврементальных результатов' позволили ' разрешить проблему получения качественных сварных соединений из высокопрочных конструкционных закаливающихся сталей.

. Установлено, что при воздействии сварочных деформаций и напряжений, возникающих в процессе нагреза и охлаждения а высокотемпературных участках ЗТВ углеродистых и низколегированных сталей, превращение

ререо::лакденного аустенита ускоряется на ¿0-25 "Л по времени в перлит цой и бейнитной областях первращений и ведет к расширению температурного интервала мартенеитного превращения.

Получены диаграммы термокинетического превращения аустенита металла ЗТВ в условиях воздействия сварочных термоде$ормационных циклов для большого числа свариваемых сталей разного легирования! которые позволяют с более высокой точностью прогнозировать влияние режимов охлаждения на структуру и ¡твердость ЗТВ.

На основе разработанной флуктационной модели зарождения центров перекристаллизации oL - фазы из аустенита и выведанного кинетического уравнения с использованием »ксперементальных данных получена аналитическая зависимость, позволяющая с достаточной для практики точностью огенить влияние углерода, кремния, марганца, никеля, хрома, молибдена и ванадия на условия закаливаемости высокотемпературных участков ЗТВ при сварке углеродистых и низколегированных сталей.

Показано, что наиболее существенное влияние на склонность к образованию. холодных трещин в ЗТВ закаливающихся сталё! оказывает температурный интервал мартенеитного превращения аустенита, скорость его охлаждения, величина его зерна и концентрация диффузионного водорода в наплавленном металле. Анализ »ксперимзнтальньгх данных по замедленному разрушения сварных соединений позволил получить уравнение для расчета • критических напряжений замедленного разрушения ЗТВ с мартенситной структурой от 8тих параметров для диапазона скоростей охлаждения, характерных для дуговой сварки.

На базе собственных исследований и математической обработки' лите-, рагурннх данных установлено, что при сварке комплвкснолегированных сталей на сопротивляемость образованию холодных трещин' положительно влияют Ac,JJo и ¿1 .

Разработаны способы послесварочного термического воздействия на металл ЗТВ закаливающихся сталей, которые повышают сопротивляемость сварных соединений образованию холодных трещин или полностью устраняют возыохшеть возникновения »тих дефектов. Установлены оптимальные реяимы нагрзва при послесварочной термической обработке сварных сое- -динениЯ высокопрочных сталей, обеспечивающие свойства соединений на уровне основного металла. >

На основе полученных аналитических зависимостей разработаны алгоритмы расчета на ГШ технологических параметров и условий сварки нив- ! колегировашшх высокопрочных сталей, обеспечивающих качественные сварные соединения.

' Практическая ценность работы. Результы " выполненных автором и при его участии исследований послужили теоретической базой для созда-

■хтп тйзптлеттейлкп: йаризгсешв .язготоааешга. ■хгясстз&глах ••sss.pmac -сведи-пени* из ввсовопротннх рталэй. Результата работ внедрены в промшлеи-ности и используются при изготовлении тятгелонагруженных конструкций и при восстановлении сваркой и наплавкой деталей и узлов из конструкционных сталей.

Внедрение подтверждено актами Николаевского ремонтно-механического. завода "Гилрореммаи", Николаевского областного объединения "Сельхозтехника", Криворожского турбинного завода, 1ЩИИ "Прометей", ШПО "Рем-деталь", Черноморского судостроительного завода, IPC им. Е.О.Патона /долевое внедрение в технологиях изготовления платформ БелАЗ грузоподьем ностью 75-110 т и. рабочего оборудования горнорудных машин и механизмов на Уралмаизаводе/.

На защиту выносятся:

- закономерности структурных превращений в ЗТЗ конструкционных углеродистых и низколегированных сталей, полученные в условиях моделирог вания сварочных термоде^ормационных циклов ;

- физическая модель образования «С- фазы из переохлажденного аус-тенита с учетом упруго-пластического деформирования металла за счет разности удельных объемов сосуществующих оС и Y фаз и скорости образования концентрационных флуктуаций по углероду в аустените ;

- количественная зависимость влияния угчерода и легирующих элементов Sc , , Ct , <A!i , Mo и V на время охлаждения металла высокотемпературных участков STB низколегированных сталей от критической точки Аз до температуры начала мартенситного превращения, когда в ЗТВ образуется структура с 50 % мартенсита ;

- взаимосвязь между технологическими параметрами сварки, составом сталей и склонностью мартенсита ЗТВ к замедленному разрушению ;

- способ повышения стойкости сварных соединений низколегированных высокопрочных сталей к образованию холодных трещин путем es легирования 0,12-0,16 % 2г , приводящему и замедлении роста зерна в высокотемпературных участках ЗТВ и расширению диапазона режимов охлаждения, когда аустенит претерпевает бейнитное превращение ;

- способы локальной поелесварочной термической обработки закаливающихся при сварке сталей с регулируемым мартенситным превращением,. аустенита ЗТВ, которые позволяют предотвратить образование холодных трещин и получить свойства соединений равноценные основному металду ;

- алгоритмы расчета на ЭВМ технологических параметров и условий сварки низколегированных высокопрочных сталей и сталей мартенситного класса, "тогда 7 обеспечивается стойкость сварных соединений против образования холодных' тре'рш. .

Апробация работы. Отдельные раздели диссертационной работы дскла-

, давались на трех меадународных, восьми всесоюзных конференциях, совещаниях и семинарах, а такте на многих республиканских, отраслевых, региональных конференциях и совещаниях. В целом работа о б су жди ль. с ь на расширенном семинаре технологичес1сих отделов ИЭС им. Е.О.Патона НАД Украины.

Публикации. Основное содержание опубликовано в 50 работах, включая 5 авторских свидетельств.

Структура и оДьем диссертации. Диссертация состоит из введения, вести глав и заключения, изложенных на 462 страницах машинописного текста с 21 таблицами и 138 иллюстрациями, списка литературы на 360 наименований.

Первая глава посвящена обзору об основах легирования, способах производства и особенностях служебных свойств,разработинных в последнее время внсокопрочных сталей, а такте методам оценки их свариваемости, Физическим закономерностям, сопровождающим образование холодных трещин в сварных соединениях закаливающихся сталей, постановке задач дальнейших исследований.

Во второй главе рассмотрены вопросы разработки методики исследования структурных превращений применительно к металлу околошовной 80-ны в условиях воздействия на него сварочных термодеформационных циклов, а такке некоторое"методические усовершенствования по проведению испытаний сварных соединений-вставок на замедленное разруаоние.

В третьей главе представлены результаты исследований особенностей протекания упруго-пластической деформации в сталях различных структурных классов при воздействии сварочных термоде{юрманионных циклов.

В четвертой главе изложены результаты исследований кинетики фазовых превращений металла зонн термического влияния для сталей различ- . ного легирования. Впервые обобщены результаты исследования кинетики превращения аустенита в виде термокинетических диаграмм для ЗТВ более, чем 20 мерок сталей, полученных с учетом воздействия на металл сва-,. рочных упруго -пластических деформаций и показана роль влияния последних на sir;) процессы.

В пятой главе приводятся результаты исследований по влиянию различных факторов на свариваемость сталей и свойства сварных соединений. 1 Изучено влияние ре ¿¡шов охлаждения и конгентрации диффузионного водорода на замедленное разрушение STB сварных соединений высокопрочных с*алей, влияние на свариваемость' способа производства сталей, состояние поверхности свариваемых кромок, состава металла шва, ультрозвуко- ! вой обработки и послесварочиого нагрева., йлполнеи анализ влияния легирующих влементов ка склонность сварных соединений к образованию холодных трещин и раярабоаан рациональньй состав низколегированной литей-

ной высокопрочной стали.

Шестая глава посвящена рассмотрению теоретических вопросов фазового превращения аустенита, разработке аналитических методов оценки свариваемости высокопрочных закаливающихся сталей и алгоритмов расчета на РВЫ техно логических усчови! получения качественных сварных соединений.

осношоа содержание работы

I. Состояние вопроса и задачи исследования в области свариваемости высокопрочных закаливающихся сталей.

Исследование свариваемости высокопрочных закаливающихся сталей посвл^щено бодьаое количество работ. Целесообразность применения таких сталей в ответственных сварных конструкциях поставило перед исслело-вателями целый ряп задач, связанных с получением сварнчх соединений с гарантируеныг; качеством.

Важнейшей проблемой свариваемости высокопрочных низколегированных сталей является предотвращение образования холодных трепан при их сварке. Возникновение таких дефектов происходит в закаленных участках ЗТВ и усиливается под воздействием ди^узконно-подвилсного водорода, вносимого в сварной шов при сварке, а также остаточных сварочных напряжений л напряжений от внешней нагрузки.

Большой вклад в выяснениэ условий образования холодных трещин при сварке закаливающихся сталей внесли работы А.М.Макары, М.Х.Шср'яорова, Н.П.Прохорова, B.C.Касаткина, Б.И.Ыедовара, Ю.А.Стеренбогена, В.Н.Зем-зина, Л.З.Макарова, В.<З.Г.$усияченко, Р.А.Козлова, О.Г.Касаткина, К.Кот-релла, Д.Се$ериана, Fi. Гран кона, К.Сато, Е. Ито, Х.Сузуки, И.Гривняка, П.Зай'ерта и др..

Закаливаемость ЗТЗ высокопрочных сталей зависит от их хиыического состава, а татиё условий и резимов сварки, которые определяют характер термического цикла в ЗТВ. В изталловедении не разработано четких теоретических и расчетных рекомендаций по влиянию легирования на закаливаемость таких сталей. Пог>тоцу сварщикам для решения втого актуального вопроса потребовалось выполнить огромный обьем работы по опытному определение на сварных пробах влияния легирующих элементов и ре-' ;имов"сварки''на свойства ЗТЗ и ее склонность к образования холодных трещин. Результаты отих исследований математической обработкой были обоб-чени в различные показатели свариваемости. Впервые показатель сварива-змости в виде эквивалентного содержания углерода /Спкв./ прздло^ен в Г940 I'. Диорденом и 0'Нилом. 3 ¡»том показателе учитывалось влияние

«легирующих юлементов на увеличение твердости ЗТВ при сварке покрытыми j электродами угловых соединений сталей из пластин толщиной 12 мм. Оцеп- ! ка свариваемости по этому показателю была ограничена сравнительно узкими, пределами по химическому составу сталей и режимами их сварки. Дальнейшие исследования по расширению пределов такой оценки привели • К тому, что в 1974 г. было предложено уже 34 различных выражений для С экв.. Естественно, что при таком разнообразии эффективное их использование для оценки свариваемости сталей было затруднено. Кроме того, оценка склонности ЗТВ сталей к образования холодных трещин по Сакв, во многих случаях являлась качественной, так как при достижении определенных вначений Сэкв. отвечала лишь на вопрос о возможности образования холодных. трещин» При отом влияние конкретных режимов и условий сварки не учитывалось.

' Некоторые выражения Cskb. были использованы для определения температуры предварительного подогрева при сварке низколегированных сталей /Англия, Франция/, а также для расчета других-показателей свариваемости типа Pw , Ра Ри /Япония/, где было учтено влияние режимов сварки, водорода и напряженного состояния. Однако они не решают всю проблему в геном, так как их применение -ограничено сравнительно узким ■ составом низкояегироганных сталей.

Наряду с опытными работами на сварных пробах проводились исследования фазовых превращений металла ЗТВ сталей. Большой обьем етих исследований ■ вшотаен в Россия, Украине, Германии, Франции, Англии, Японии и др.. В результате втих исследований были построены диаграммы термокинетического /анизотермического/ распада аустенита для ЗТВ большого числа сталей. Они позволяют по известному сварочного термоциклу предсказать структуру и твердость STB сварных соединений, Этими же исследованиями было установлено, .что малейшие изменения в легировании ведут к существенному различию кинетики превращения аустенита. Позтому располагая диаграммой термокинетического распада аустенита STB какой-либо марки стали нельзя с уверенностью прогнозировать ее конкретное поведение при сварке для всего диапазона изменения легирования, регламентируемого ее марочным составом. . .

Эта проблема в определенной степени была решена в совместной работе О.Г.Касаткина и П.Зай^ерта. Путем удачного выбора апроксимирующз-го уравнения фазовой перекристаллизации и математической обработки око--л& 1'0 диаграмм анизотермического распада аустенита ЗТВ низколегиро-ьашшх сталей ими были получены выражения, позволяющие в зависимости от состава стали и 'режима охлаждения при их сварке рассчитать относительное-количество структурных составляющих в ЗТВ и по ним ее механические свойства. Использование стих расчетов при разработке технологии

сварки низколегированных сталей требует иногда опытной корректировки.. Это обусловлено тем, что полученные зависимости базируются на результатах исследований кинетики превращения аустёнита ЗТВ в условиях имитации сварочных термических циклов без учета влияния деформационных процессов, сопровождающих формирование сварных соединений. Несмотря на сравнительно малую степень таких деформаций она оказывает заметное влияние на характер превращения аустенита ЗТВ о чем свидетельствуют работы 'А.М.Макары и М.Х.Шоршорова с сотрудниками, а также результаты последних-исследований кинетики превращения методом " i/isiio выполненных непосредственно в процессе формирования сварных соединений.

Учет структурного состояния ЗТВ наряду с другими основными.факторами, влияющими на образование холодных трещин позволяет научно обоснованно рассчитать критические условия свариваемости закаливающихся сталей

Такой подход отражен в параметре относительной скорости охлаждения /Франция/, где сравнивается десятичный логарифм отношения дейст-: витечьной скорости охлаждения ЗТВ при 300 °С к критической скорости закалки. С учетом концентрации ди$фуэионного водорода,в наплавленном металле и интенсивности напряженного состояния по конкретным значениям устанавливаются вероятностные оиенки возможности образования холод-1ых трещин. Из-за больного диапазона изменения отностительной скорости »хлавдения от 0,3 до 10 при-переходе к 100 вероятности такую оценку (ледует отнести еще к качественной.

Более строгий научный подход к оценке склонности ЗТВ к образованию :олодаых трещин предложен Э.Л.Макаровым. По результатам испытаний ка амедленпое разрушение ЗТВ и их "математической обработки им получены -налитические выражения для расчета критического состава структуры, ритичесной концентрации водорода и критического уровня средних разру-ающих напряжений. Для огенки стойкости к холодным трещинам необходи-э сравнить с критическими значениями действительную структуру или га «симальнул концентрацию диффузионного водорода и максимальное зиачо-ie компоненты сварочных напряжений в ЗТЗ. Расчетное определенно пос-гдних является слошой задачей, так как требует решения процессов г&'узионного перераспределения водорода из металла ива в ЗТВ и расчета ¡арочных деформаций и напряжений. Поэтому оценка склончости ЗТВ к об- ' .зованш холодных трещин по этому методу в полной мере мояет быть рэ- ' ■.изована пока лииь для некоторых отдельных случаев сварки.

Приведенный анализ состояния проблемы свидетельствует, что созда-s научно обоснованных решений при разработке технологии сварки зи-копрочных закаливающихся сталей, широкое их внедрение при произвоз-вэ ответственных, тятояонагруяенных сварных конструкций требует рэ-шя следующих задач:

1. Исследовать влияние сварочных напряжений и деформаций на кин'е-тику превращения аустенита ЗТВ углеродистых и низколегированных сталей и получить оксперементальные данные по влиянию углерода и легирующих элементов на закаливаемость ЗТВ в условиях воздействия сварочных термо-деформациопннх циклов для сталей широкого легирования.

2. Изучить влияние состава сталей и различных технологических факторов на склонность закаленной ЗТВ к образованию холодных трещин и произвести поиск аффективных способов послесварочного воздействия, позволяющих получить свойства сварных соединений на уровне свойств основного металла.

3. Выполнить теоретический анализ результатов полученных »кспе-рементальных исследований и разработать научно обоснованные методы расчета параметров технологического воздействия при сварке низколегированных конструкционных закаливающихся сталей, которые обеспечивают высокое качество сварных соединений.

2. Особенности фазовых превращений в ЗТВ углеродистых и низколегированных сталей при воздействии сварочных термодефсрмациошшх циклов.

51з-за локального характера нагрева металла при сварке формирование сварного соединения сопроволщается слонными процессами деформационных явлений, охватывающих металл ива и околошовную зону основного металла. При изучении процессов, происходящих в околоиовной зоне на отдельных образцах, трудно воспроизвести закономерности изменения напряжений и деформаций путем программируемого иагрукения. Наиболее просто кто достигается в методиках нагрева-охлаядения гестко закреп-хешик образцов, разработанных Н.Н.Прохоровым и К.Сато. Базируясь на итих работах была разработана методика и изготовлена установка, в которой на отдельных образцах имитируются условия нагрева и охлаждения металла околоаовной боны при сварке сталей. Обоснование метода нагрева и охлаждения, регистрируемых параметров изменения физических ссойс: позволили с достаточной точностью изучать особенности деформирования металла околошовной зоны и кинетику структурных превращений для раз-личиых участков БТВ.

При нагрева жестко закрепленных образцов сталей по сварочным термоциклам в них возникают напряжения скатия, которые растут до момента достияенля предела т' умести и далее их изменение подчиняется ог-) температурной зависимости вплоть до критической точки АСр При фазовом превращении феррита и цементита в ау.стекит в мешфитическои

О

интервале температур Acj-Acg, сопровождающимся уменьяением объема металла, величина этих напряжений снижается, а иногда онч из сжимающих переходят в растягивающие. После нагрева вше критической точки ACg напряжения сзатия шовь достигают значения предела текучести и с дальнейшим повышением температуры вновь следуют его температурной зависимости.

Последующее охлаждение приводит к появлению напряжений растления, которые достигнув предела текучести при дальнейшем охлаздении характеризуют напряжения пластической деформации аустенита до начала его фазового превращения. Перекристаллизация аустенита ведет к резкому уменьшению напряжений, что связано с увеличением удельного объема стали. Величина этих изменений зависит от особенностей кинетики фазового перехода. Затем поело полного завершения 'разового превращения напряжения изменяются пропорционально понижению температуры.

В образцах углеродистых сталей, з которых после фазовой перекристаллизации образуется ферритная, ферритно-перлитная ч перлитная структура растягивающие напряжения достигают значений предела текучести, а далее происходит пластическая деформация, сопровождаемая скачкообразными изменениями напряжения, подобно гффекту Портевена-Ле-Шателье при механических испытаниях некоторых материалов. Для исследованиях сталей Ст.З, 45,У8 и армко-язлеза скачкообразное изменение напряжений происходят начиная с температур 220...80 °С. Наибольшая величина скачков напряжений /около 30 ЫПа/ наблюдается у образцов из армко-недеза с чисто ферритной структурой после их охлавдения от температур нагрева 900-1000 °С. Минимальная величина скачков напряжений в образцах стали У8 /около 1С Ша/, в которой при охлаждении от температур вте Acj cfop« мировалась полностью перлитная структура. По мэре увеличения температуры нагрева этот эффект уменьшается и затем исчезает. Однако для ара-ко-железа он сохраняется и после нагрева образца до 1320 °С.

В марганцовистых сталях 09Г2 и 18Г2А5, нагреваемых по сварочным -термодеформациошшм циклам до температур выше критических, обнаружен при охлаждении низкотемпературный эффект снижения растягивавши напряжений. Он наблюдается начиная от температуры 150 °С. Максимальное уменьшение этих напряжений наблюдается для образцов из стали ОЗГ? при охлаздении от 1000 °С и составляет 45 Ша, а для стали 18Г2АЗ соответствен но 30 Ша- при охлаждении от 830 ®С.При дальнейяем'порниокш температуры нагрева гееегко закрепленных образцов гткх сталей величина ртого эффекта уменьшается.

После полюго охлаждения от температур вгае крнтэтеских точек, величина остаточных напряженна в жеегко за :фе пленных образцах сталеЗ

зависит от температурного интервала превращения переохлажденного аус1-тенита и сформированной при »том структуры. При ферригно-перлитно:л превращении остаточные напряжения достигают предела текучести стали, при бейнитном превращении они ниже и саше низкие остаточные напряжения наблюдаются в жестко закрепленных образцах сталей, в которых после разовой пере-.фисталлизации образуется структура тртенсита.

Характер изменения напряжений, возникающих при нагрзве-охлажде-нии жестко закрепленных образцов, которые получили название временных, зависит не только от состава стали, но и ол исходного структурного состояния. 3 процессе нагрева при температурах ниже критической А|. возникавшие временные напряжения вше для легированных сталей и особен- ■ но для сталей упрочненных выделениями карбонитридных фаз ванадия и ниобия. В улучшенных сталях со структурой мелко распределенных карби- , лов, расположенных в ферритной матрице, они также выше, чем в сталях с исходной *ерритно-перлитной структурой.

Временные напряжения пластической деформации-аустенита, зависят от максимальной температуры аустенизации. С увеличением атой температуры они заметно уменьиаются дм всех исследованных сталей. Наиболее ' сильно ®то проявляется для сталей с карбонитрияным упрочнением, так как с повышением температуры нагрева увеличивается растворение »тих фаз в ауо?»ните. При значениях Бремэнных ; ¿пряжений меньших предела' '. ■' текучести наблюдаются, кроме упругой, также процессы микроскопической деформации. Та к-, я деформация происходит как на стадии нагрева, так и на стадии охлаждения жестко закрепленных образцов сталей, когда вре- ■ ценные напряжения превышают порог упругости материала.

Об интенсивности микропластической деформации судили по величине отклонения коэффициента пропорциональности манду напряжениями и деформациями от значен; й истинного модуля упругости втого материала в рассматриваемом интервале температур, а также по изменению остаточных напряжений.

Скспереыентальное определение среднего значения кс©ф$ициента ! пропорциональности между напряжениями и деформациями Еср /условное значение ыоцуля нормальной упругости/ в предположении протекагия только упругой деформации для температурного интервала нагрева-охлаждения гсзстно закрепленных образцов досчитать по формуле:

где: лР - величина внутренних усилий, возникающих в образце из-за стесненности свободной деформации ;

6 - площадь поперечного сечения образца; С - его длина ;

&1т.е& и свободная и упругая температурные деформации

образца.

Величину усилий определяли в зависимости от прогиба динамометрической балки по градуированному графику. Изменение температуры образца и лрогиба балки во время опытов регистрировали с помощью осциллографа И-700. Изменение длины образца при свободной температурной др-свормации изучали при аналогичных условиях нагрева-охлаждения образца без жесткого закрепления.

Из' этих исследований установлено, что в углеродистых сталях ин-' тенсивнссть микропластической деформации на стадии охлаждения жестко закрепленных образцов зависит от температуры максимального нагрева.' Если нагрев производился выпз критгаеской точки Ас^, то при последующем охлаждении в температурном йятбрвале после завершения фазового превращения аустенита процессы микропластической деформации происходят более интенсивно по сравнению с таковыми при охлаждении образца из той же стали, но нагретого до температур ниже критической точки Acj. Так," лля жестко закреплзнных образцов стали .Ст.З после нагрева до 1090 °С при последующем охлажден™ среднее значение условного модуля упругости в температурном интервале 600-100 С составляет 100 ГПа, а после нагрева до 640 °С соответственно 138 ГПа. При г,том среднее значение истинного модуля нормальной упругости лля того та интервал температур составляет 184 ГПа.

На примере вксокпрочноЯ стали 14Х2ГСТ установлено, что после со высокотемпературного нагрева и охлаждения по сварочным термодоформа-ционньш циклам наблюдается микропласгическая деформация "свежеобразованного" мартенсита. Она происходит после завершения мартенсигного превращения при напрягеклях нипе порога упругости и связана с релаксацией возникших при превращении иемомпеисирэванных внутренних микро-капряжзниЯ. После кагрева жестко затепленного образца стали 14Х2Г1Ф до 1100 °С и охлаждения среднее значение модуля упругости металла с шртенситной структурой для интервала температур Мк - 20 °С составляем 120 ГПа, что на 80-100 ГПа ниже его истинного значения. Птс указывает на существенную роль несксмпэнсировгнных внутренних напряжений в проявлении склонности к замэллеикому разрушения свекез' каленной гталгг.

Исслепованив кинетики превращения аустенита металла ЗТВ сталей изучали при ииятацин сварочных тсрмодефоэмационных циклов, Жестко закрепленные образцы нагревались до температур аустенизации и охлаждались с различными скоростями. По результатам исследований пос.роош диаграммы термскинатического превращения аустенита после нагочва обгягцов до 1200 - 1300 °С и до температур, незначительно превнззтовс критическую точку Ac.q. При «том изучены также особенности изменения ьрем?нгл/ напряжений в процессе нагрева-охлажденил образцов. Для установления закономерно ста?, влияния углероп, и легируюхи на кинетику

II

-структурных превращений в ЗТВ было исследовано более 20 марок углеродистых и низколегированных сталей.

Влияние сварочных напряжений и деформаций на кинетику превращения аустенита высокотемпературных участков ЗТВ оценено для сталей Ст.З/ 45, 40Х и ЗОХГСНЗа. С атой целью оыли построены диаграммы термокинети-чеокого превращения аустенита для этих сталей и- в условиях свободной температурной деформации без закрепления образцов. При сравнении термокинетических диг-грамм, полученных в условиях воздействия сварочных термодэ^ормационных циклов и просто термических циклов видно, что сварочные напряжения и деформации ускоряют распад аустенита в перлитной и бейнитной областях и повыиают температуру качала, мартенситного превращения.

При нагреве-охлажцении по одинаково^ режиму превращение аустенита в условиях воздействия сварочных деформаций происходит при более шсокой температуре, т.е. несколько раньше, чем в случае отсутствия таких деформаций. При атом разность температур фиксированных значений превращений зависит от состава аустенита и температурной области его превращения. Наибольшая разность етих температур при диффузионном распаде аустенита наблюдается в углеродистой стали Ст.З, которая достигает 50-100 °С, а самая малая 20-25 °С для аустенита стали 30ХГСН2А при его бейнитпом превращении. '

эффект ускорения по времени от воздействия сварочных деформаций в перлитной и бейнитной областях фазового превращения аустенита составляет для сталей 45, 40Х, 30ХГСН2А 20-25.# и несколько больше для стали Ст.З.'

Повышение температуры начала мартенситного превращения по воздействием сварочных деформаций на 20-40 °С и ускорение его на первых этапах сменяется некотором замедлением на стадии завершения. В итоге расши* ряется температурный интервал мартенситного превращения. Рто подтвера-дается также теп, что в термои.иклировашшх сестко закрепленных образцах стали 40Х количество остаточного аустенита, определенное с помощью рчнтгеноструктурного анализа, несколько больше, чем в аналогичных образцах термоциклировашшх без закрепления.

Такой не »Ффект расширения температурного интервала фазового прев-' ращения наблюдается и при распаде аустенита стали 30ХГСН2А в бейнитной , области. ' 1

Хотя ¡три воздействии сварочных терце деформационных циклов создаются условия для ускорения процессов саыоотпусха шртенсита из^аа более высокой температуры начала мартенситного превращения, но твердость таг кого мартенсита на 20-40 ¡IV выае, по сравнению о твердостью мартенсита, полученного в условиях воздействия только тергаческих циклов.... 12

'.Это дополнительнее повышение твердости может быть обусловлено эффектом деформационного упрочнения.

Выполненные исследования показали заметное отличие кинетики превращения аустенита в условиях воздействия ьа металл сварочнкх деформаций. Поэтому диаграммы термокинетическсго превращения,' полученные в условиях воздействия сварочных термодеформацконных циклов, полнее отражают реальные процессы в ЗТВ сталей при сварке и позволяют с более ' высокой точностью анализировать влияние режимов и услоеий сварки на изменение ее структуры и твердости.

. При исследовании влияния температуры нагрева на структурные прев- ; ращения в ЗТВ сталей установлено, что быстрый сварочный нагрев до температур, незначительно псэЕыкающих критическую точку Асд, формирует еще. неоднородный по составу аустенит. На степень химической неоднородности такого аустенита влияет состояние исходной структуры и состав стали. Неоднородность аустенита оказывает заметное влияние на его структурные превращения при последующе!! охлаждении. ?то выраэается в ускорении его распада в перлитной и бэйнитной областях и в повышении температуры начала и понижении температуры конца при мартенситном превращении. Наиболее высокая неотшородность такого аустенита наблюдается в сталях с исходной структурой феррита и перлита.

В марганцовистых низколегированных сталя:: 09Г2 и 18Г2А5 ггри кх нагреве и охлаждении по сварочным термояеформационньм циклам обнаружено, кроме основного, такта низкотемпературное превращение ауст-знита, которое начинается с 200-150 °С. Оно наиболее отчетливо проявляется при охлаждении с различными скоростями для аустенита, полученного после быстрого нагрева до температур чуть внве критической точки Ac-j и, связано с мартенситным превращением аустениткых участков, обогащенных углеродом и марганцем, "то приводит к уменьаени» временных напряжений в процессе охлаждения жестко закрепленных образцов за счет дополнительного увеличения объемов этих участков при превращении, вызывающего пластическую деформаций образцов. Наличие участков, обогащенных углеродом и марганцем в этих сталях установлено рентгемоструктурным ана лизом по значениям параметра решетки остаточного аустенита.

Нагрев до высоких температур 1300-1300 °С со скоростью 150 -200 °С/с практически устраняет неоднородность аустенита сталей, приводит к росту зерна до 2-3 балла и вызывает повышение его устойчивости при последующем охлаждении.

Изменение временных напряжений при охлаждении жестко закрепленные образцов после их нагрева подчиняется описанной ранее закономерности. Влияние скорости охлаждения на характер развития временных напряжен lift заметно сказывается лиль начиная с температуры начала базового превра-

щения аустенита и приводит к возникновению в. жестко закрепленных образцах разных по величине остаточных растягивающих напряжений. С уве- . личелием скорости охлаждения величина остаточных напряжений уменьшается.

Для сталей с больдим содержанием никеля и марганца '/I5XH3M, I2X2H4 03Г4А$/ пластическая деформация аустенита, полученного поело высокотемпературного нагрева, происходит при более низких напряжениях, чем -Ц других комплексполегированных бейнитных сталях. Рто дополнительно снижает и величину остаточных напряжений на 30-40 МПа.

В среднеуглеродистых сталях 4Г> и 40Х и высокоуглеродистой У8 нагрев жестко закрепленных образцов до температур аустенизации и последующая закалка с быстрым охлаждением со скоростями более 300 °С/с приводит к их самопроизвольноцу разрушению через несколько секунд после охлаждения при очень малой величине остаточных растягивающих напряжений/ 10-50 МПа/. Рто указывает на существенную роль процессов самоот-цуска мартенсита и релаксации в нем внутренних напряжений на его склонность к замедленному разрушению.

Рлектронно-микроскопическими исследованиями установлено, что после высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения жестко закрег.- . летшх образцов стали 40Х образуются кристаллы мартенсита реечного типа с двойниковой ориентацией [lIO] и [2l J . 3 структуре нижнего бейнита »той стали на »лектроннограммах присутствуют отражения (112) и (022) цементита. Цементит ориентирован в направлениях [2П]и [lIO] мартенсита.

Анализ полученных »ксперементальных данных позволил установить количественное влияние углерода в нелегированных сталях на закаливаемость высокотемпературных участков ЗТВ. Так, образование структуры с 50 % мартенечта при изменении концентрации углерода в пустените от 0,2] ДО 0,8 % наблюдается после охлаждения по режимам, когда время охлаа- ■ ления аустенита от критической Аз до температур начала мартенритного превращеяич / äiCo,s / изменяется соответственно от 2,5 до 17,5 с и хорошо апроксимируется уравнением: •

где: С - % содержание углерода в аустените.

Влияние на закаливаемость ЗТВ легирующих алементов поддается лишь качественной оценке. Из сравнения диаграмм термокинетического превращения аустенита оталей различного легирования следует, что слабее всего на устойчивость переохлажденного аустенита влияет легирование никелем, а марганец и хром более сильно замедляют распад аустенита в пэр- " лнгноЯ и бейиитно* областя.: превращения.

Установление количественных закономерностей потребовало аналма.и:

разработки ряда вопросов теории фазового превращения аустенита и пос-» ледуюшей математической обработки полученных иксперементальных результатов.

3." Влияние состава и технологических факторов на склонность закаливающихся при сварке сталей к замедленному разрушении и разработка способов повышения их стойкости к образотнто холодных трещин.

Анализ литературных материалов по исследованию сглонности сварных соединений к образованию холодных трещин показал, чтс некоторые явления чтой проблемы остаются еще не соесзм ясными. Теоретическая кчтер-притация процесса замедленного разрушения ЗГВ с мартечсятной структурой б рамках какой-либо физической модели является слотаой задачей, Зто, прежде всего, связано с трудностями оценки микропластической деформации св9"кезак£ленного мартенсита, обусловленного неясной картиной распределения нескомленсировашшх микрокапряжений, возникающих в сталях при мартенсктном превращении. Наличие диффузионного водорода, сварочных напряжений и напряжений от внешней нагрузки еще больше затрудняет теоретическое решение ятой задачи. Поэтому наиболее рационзлгннм подходом к рекению технологических задач по свариваемости закаливающихся сталей является использование обобщенных зависимостей по влиянию состава и технологических факторов на образование холодных трещин, полученных пряихми количественными методами испытаний.

Для изучения влияния состава сталей и различных те::нологически± факторов на процессы замедлен1-¡го разрушения З'ГЗ сварных соединений был вчбран метод вставок - "имплант". Накопленный опыт испытаний по ?тсму методу показывает, что на процессы замедленного рэгр>яения ЗГЗ ьлияет не только ее структурно? состояние и присутствие диффузионного водорода, но и целый ряд других ^акгорсв. Отмечается существенная роль типа концентратора наггаясгий в виде надрезов различной формы, размера сечения образца, состава металла ива. Поэтому все испытания проводили по единой методике.

""Ъ"качё^ш~"о3^ето^1гсслёд'6вания бьшПшбраны зысокопрочные зала-зшвггощиеся стали с различи; содержанием углерода и разным легированием, Приварка образцов к базовой планке осуществлялась по :рчт-,ш электродами, обеспечивающих бе^ьитную структуру металла шва. Рагу.тирояачие режимов охлаждения достигалось изменениим длинь' наплавленного еалггя-а и путем предварительного подзгрэва базовой планки. Во чсая случаях осуществлялся контроль за коядентрецией водор&дл в наплавленном м«?ел--э. Выполнен анализ влияния состава сталей, структурного состоит ля

.высокотемпературных участков STB, ее твердости, уровня »шкронапряаее-. : ний второго рода и склонности сварных соединений - вставок к замедлен- • ног,дг разрушению.

Результаты исследований показали, что мзжцу средтш содержанием углерода в мартенсите ЗТВ и критическими напряжениями замедленного разрушения ff 1Гр_ при прочих равных условиях нет прямой корреляционной связи. Так, при сварке электродами, дающими концентрацию диффузионного водорода в наплавленном металле около I см3/100 г, для мартенсита ЗГВ стали 03Г4/Й £Г ниже, чем для мартенсита ЗТВ сталей 14ХПОД и I5XH3M, подученного при одинаковой скорости охлаждения ^550 = 25 °С/с, и сравниш с таховыми для ЗТВ с мартенситной структурой стали 40Х /рис.Г/. Не являются определяющими показателями лля Ь др^ такте твердость мартенсита и уровень в нем средних ыикронап-рякгний второго рода, поскольку для стали 03Г4М вти показатели намно-

i-OSTMV, 2-№4HlM¡ 3- ШГМКй-, If. mrH»D¡ S-tSXHSM; 6-20XÍ3; 7-Ш-, 8-ХВГ; 3-МЯ5Ш; (0-АК53ШЛ1-ЗгхгсЛ

Рио. I. Влияние температуры .'íh и скорости охлаждения IV 55q на критические напряжения замедленного разрушения при Н0 * I си3 на 100 г.

Установлено, что при одинаковом режлме охлаждения ЗТВ и разной концентрации дИУ>уэионного водорода в наплавленной металле критически* напряжения замедленного разруаеыия для металла о полностью мартенситной структурой линейно зависят от температуры близкой к завер-пзвию «артекситного превращения. Появление ко значительного количестг 16 '' ''

•ва бейнита в закаленней STB резко повышает ее сопротивляемость замедленному разрушению.

Обработкой литературных данных по влиянию концентрации диффузионного водорода в наплавленном металле на склонность ЗТВ к замедленному разрушению установлено, что 6^ обратно пропорционально корню квадратному его концентраций. Аналогичное влияние на Кр_ оказывает величина бывлего аустенитного зерна в ЗТВ. В итоге получено уравнение, позволяющее аналитически оценить ¿ГНр мартенсита ЗТВ стали от его состава, определяющего температуру Мн, скорости охлаждения ЗТВ / We/S/, концентрации диффузионного водорода в наплавленном металле Н0 и вели-' ■ чины бывшего аустенитного зерна /& , мм/ высокотемпературных участков ЗТВ для диапазона скоростей охлаждения tVg/5 от 25 до 12 °С/с

б*р(ППа.) - fa6-0.C?5W6/5)(MH-m-IWg/s) /2/

Валшм фактором при изготовлении сварных конструкций из высоко-проч'шх закаливающихся сталей являетия выбор сталей такого легирования в которых, кроье требуемого уровня свойств, достигается и более высокая сопротивляемость образованию холодных трещин. На примере исследования свариваемости низкоуглеродистых литейных сталей различного легирования установлено положительное влияние на сопротивляемость замедленно^ разрушению ЗТВ с мартенситкой структурой Jfi, Aie? , и особенно Zz . Отрицательно влияют на этот процесс С. С*, V ив меньшей степени Ми... Положительное влияние 5з , веодимого в сталь до 0,12 - 0,16?6 обусловлено резким замедлением роста зерна в ЗТВ и расширением диапазона скоростей охлаждения, когда в высокотемпературных участках ЗТВ ■ образуется бейнитная и бейнитнс-мартенситная структура.

На сопротивляемость образованию холодных трещин влияет также способ производства стали. Выполненные исследования на сталях типа ХКЗМ конверторного способа пооизводства и после РШП с практически одинаковым химическим составом показали целесообразность применения послед- • них дли ответственных сварных конструкций. Боле® высокий комплекс механических свойств стали ?ШП сохраняется и для металла ЗТВ, претерпев-него структурные изменения "год действием сварочных термодеформационных циклов. При близких значениях показателей прочности у ЗТВ стали РШП более высокая пластичность и особенно ударная вязкость и хладостойкое?!»! Однако ЗИП сталь несколько уступает конвертерной по склонности к обра-i зованию холодных трещин. Так, критические напряжения замедленного рачру пения для ЗТЗ стали ЯШ примерно т 15 % нam, чей для конверторной. Объясняется »то образованием в высокотемпературных участках ЗТВ ЯШП егАля бол^е крупного аустенитного-зериа. Последнее гаги о привести в ссотватствие для РШП стали путем дополнительного ее микролагированда-'

элементами, тормозящими рост зерен при высокотемпературном нагреве.

Повышение сопротивляемости образовании холодных трещин при свар- . кэ высокопрочных закаливающихся сталей с аустениткым металлом ива обусловлено целым рядом факторов. В надих исследованиях прямыми гк-сперемонтами при сварке стали 40Х установлено, что кроме интенсификации пластической деформации металла ЗТВ и некоторого повышения температуры начала картенситного превращения Мн происходит также замедление охлаждения ЗТЗ в сварном соединении с аустенитчым металлом шва по сравнению с аналогичным охлаждением соединения с фе рритн о-перлитным ■ швом, которое наблюдается начиная г. температуры Мл. В совокупности »то призодит к усилению процессов самоотпуска мартенсита ЗТВ релаксации в .нем мийроначряжений и повылтениго сопротивляемости ае образованию холодных трещин при соблюдении прочих равных условий. Кроме того, более низкие зкачзния предела текучести аустекитного металла ива ¡б'г.щJ ограничивают возникновение высоких напряжений в STB, что при соблюдении условия б*р> ^.ш.обеспечивает стойкость сварного соединения против образования холодных трещин. Это поптверждается исследованиями склонности к замедленному разрушению сварных образцов-вставок из стали 30X2R2M и практикой получения качественных сварных соединений отсй стали с применением аустенитных.присадочных материалов.

Увеличить стойкость к образованию холодных трещин закаливающихся при сварке сталей можно также ультроэвуновой обработкой сварных соединений. Ока эффективна не только в температурном интервале мартен-ситного превращения, ко и при температурах, когда ' ЗТВ еще находится з ауотенитком состоянии. При определенных параметрах ультразвуковой деформации она приводит к ускорению превращения переохлажденного аус-тенита STB и образованию немартенситных структур, что повышает сопротивляемость образовании холодных трощин. Положительное влияние такой: ' обработки подтверждается сравнительными испытания!,га сталей 35Х и 30X3.

эффективное повшекие качества сварных соединений закаливающихся сталей позволяет получить разработанные способы локальной поелесварочной термической обработки. Они не только исключают возможность образования холодных трещин, но и во многих случаях устраняют вредное воздействие перегрева металла высокотемпзратуршх участков ЗТЗ. ?то способы послесвароччсй термической обработки сварных соединений закаливающихся сталей с регулируемым мартенситным превращением.

Такая термическая обработка производится с момента, когда в высокотемпературных участках ЗТВ на стадии охлаждения после сварки образуется определенная доля мартенсита, количество которого еще не вызывает опасности образован1« холодных трещин. Последующий нагрей ЗТВ с мартенситао-аустснитной структурой и охлаждение должна обеспечить в

кей образование преимущественно немартенситных. структур. Рациональный режим нагрева, такой обработки назначается с учетом особенностей состава свариваемых сталей и изменения свойств металла ЗТВ под влиянием предшествующего т^рмоде^ормациониого цикла.

Исследования, выполненные на имитированных образцах сталей 40Х, 07ХЗГНМ, 14ХГНЯЩЗ и 20X13 показали, что сварочные термоциклы с нагревом до различных температур по разному изменяют свойства основного металла. Так показатели ударной вязкости для сталей без сильных карбо-нитридообракующих элементов существенно увеличиваются после нагрева в межкритическкй интервгл температур, а при их наличии эффект противоположный, Дальнейшее повышение температуры резко снижает ударную вязкость сталей 20X13 и 40Х, а у сталей 07ХВГШ и 14ХШ'ДОБ ока становится даже несколько больше, чем у основного металла з нормализованном состоянии.

Исследование кинетики структурных изменений при послесзарочном нагреве металла ЗТВ и изменения ее свойств позволили разработать ре-жш.и послесварочной термической обработки для закаливающихся сталей различного легирования.

Для сталей, не содержащих сильных карбонитридообраэуюзщх »леман-тое, наиболее »•Уектизным является послзсварочный быстрый нагрев ЗТВ в меккритический интераал температур Acj - Acg, когда в структуре металла сохраняется еще около 20 % феррктной Лазы. Такой кагрев приводит к лзкельпеним крупноззрнистой структуры высокотемпературных участков ЗТВ, Нормирует аустенит- со значительной неоднородностью по углероду и сохраняет еще некоторую часть нерастворенных карбидов. Последующее охлаждение такого металла у сталей перлитного класса на порядок ускоряет кинетику распада аустенита по сравнению с таковой дли аустенита высокотемпературных участков ЗТВ после сварки. У более легирован*-' нес сталей мартенситного класса охлаждение металла 373 поело ее повторного нагрева в мэтскритичесхий интервал температур значительно повышает температуру начала превращения аустонита.

Применение такой послесварочной обработки формирует в 373 сложную структуру. При я том существенно снижается ее твердость по сраьне-1 hkj с твердостью без.:термообработки, а показатели ударной вязкости, • достигают или превосходят таковые основного металла. При сварке низколегированных сталей такая термообработка ЗТВ полностью устраняет опасность возникновения хслодшх трещин, а при сшр:се средне- и высоколегированных сталей значительно " повышает сопротивляемость их образованию. 3 последнем случае необходимо произвести для ЗТВ еще допол-кителышй высокий отпуск с быстрым локальным нагревом.

Для высокопрочных сталей, содержащих в своем cocíate сллы№&

Карбонитридообразу щие элементы V ъМЬ , послесварочный нагрев металла ЗТВ в межкритический интервал температур приводит к ее охрупчиванию. Повтору максимальная температура послесвзрочного нагрева ЗТВ ограничивается температурой интенсивного образования карбонитридов, которая обычно ниже критической точки АС|. Ускорение распада аустенита и формирование в ЗТВ преимущественно немартенситных структур достигается охлаждением ЗТВ после сварки до температур образования менее 50Й мартенсита, а затем нагревом в бейнитную или'перлитную области превращения аустенита. При этом происходит отцуск ранее образованного мартенсита и-частичный или полный распад оставшегося аустенита на ферритно-карбид-ную смесь.

• Использование такого способа позволяет сократить в несколько десятков раз время достижения определенного структурного состояния по сравнения с изотермическим, распадом аустенита. Выполненные исследования на стали 25ХШШ подтверждают целесообразность использования такой послесварочной термообработка при изготовлении сварных конструкций.

4. Разработка расчетных методов оценки свариваемости

высокопрочных закаливающихся сталей с учетом физических закономерностей фазового превращения аустенита.

Установление количетсвенной закономерности влияния легирующих элементов на закаливаемость высокотемпературных участков ЗТВ низколегированных сталей потребовало анализа и разработки ряда вопросов теории фазового превращения аустенита. Из анализа этой теории следует, что изотермический процесс диффузионного распада переохлажденного аустенита в перлитной и бейнитной областях описывается четырьмя уравнениями, которые трудно применить для математической обработки подученных »кспе-. ремянтальных результатов. При описании процесса зарождения об -фазы основное таившие уделено процессам перестройки решетки без учета возникновения концентрационных флуктуаций и работы деформации, которая возникает из-за различия удельных объемов <Г и оС фаз. Поэтоьу разработка дальнейших теоретических представлений фазового превращения аустенита потребовало выяснения важности, указанных факторов.

С использованием теории-пластичности выведены соотношения для расчета напряжений и деформаций в матричной % - фазе и работы упруго-плас-' тической деформации при зарождении центра кристаллизации сС~ фазы.

Выполнена оценка повышения температуры начала мартенситного превращения с учетом того, что упруго-пластическая деформация при »том превращении в ЗТВ компенсируется сварочной. Она зависит от предела текучести, аустенита, модуля его .нормальной упругости и линейного эффекта

•фазового оСм превращения. Для значений предела текучести аусте-нита 100-200 МПа, которые наблюдаются в ЗТЗ низколегированных сталей при температурах предаартенситного превращения, расчетное повыэение температуры Мн составляет 10-15 °С. Обнаруженное эксперементальное повышение температуры Ш на 20-40 сС может быть' обусловленно эффектом усиления химической неоднородности аустенита по углероду, возникаемой за счет сварочной пластической деформации металла ЗТВ.

В сталях при превращении аустенита по диффузионному механизму состав продуктов превращения /феррит, карбиды/ существенно отличается от состава исходной фазы. Поэтому их образовании предшествует процесс перераспределения углерода в аустените.

Рассмотрены закономерности образования флуктуаций по углероду а переохлажденном аустените и ШЕедено уравнение для скорости образования центров кристаллизации об - 'фазы в единичном объема аустенита:

ехр(^) ■ /4Л

где //|г - число атомоз /ё и легирующих элементов, образующее

твердый раствор замещения, в единице обьема аустенита ;

Р - частота колебаний атомов углерода ;

О ч&Р- энергии активации диффузии атомов углерода в аустените и перестройки решетки из ГЦК в ОЦК;

Л - число упорядоченных скачков атомов углерода в аустените, необходимых для образования флуктуации состава размером, равного размеру критического центра кристаллизации оС -фазы /рассчитывается по специальному уравнению/.

Анализ ?тогр уравнения показывает, что учет процесса, образования флуктуация в аустените по углероду позволяет объяснить появление двух С-кривых на диаграммах изотермического распада аустенита, характеризующих долю превращения аустенита в перлитной и бейнптной областях некоторых легированных сталей, и четко разграничить перлитное от бей-нитного превращений.

С учетом выражения У для скорости образования центров кристаллизации о£ - фазы и обьема растущего во времени об кристалла путей интегрирования уравнения 'кристаллизации А.Н.Колмогорова получено кинетическое уравнение для определения времени , образования доли оС-Фавы: ,п дА

4 . Гехо/д*§АР\

V ' (кТ) /5/>

где £ я - бтноиениа обьема об - Фазы в момент времени £

а общему объему металла ;

93о- предокспояенциальный множитель в уравнении расчета коа$$ициен-та диЛ'узии углерода в ауетените ;

fi - множитель, входящий в выражение скорости роста кристаллов, который находится по специально^ уравнению.

, С помощью итого уравнения можно рассчитать выделение во времен!; доявтоктоидцого феррита или бейнита в низке и среднеуглеродистых ста-^ лях для изотермических условий. Оно показывает,' что время превращения вависит от дивизионной подвижности атомов углерода в ауетените, а .'. также от ■ механических свойств аустенита и присутствий в нем Легирующих влементоз. Последние фактора влияют на показатель степени tt вследствие изменения термодинамических параметров твердых растворов o¿ и ^ фаз И их свойств.

В реальных случаях при сварке и термообработке сталей теоретический анализ превращения аустенита требует учета дополнительных особенностей. Рксперемзнтальные данные исследования структуры STB в сварных , соединениях указывают, что мзетами преимущественного выделения феррита является границы зерен аустенита. Кроме того, игольчатые ввделеняя

■ феррита / видманштеттова структура/, получаемые из крупного зерна аустенита, свидетельствуют о неодинаковой скорости роста зерна феррита

в различных кристаллографических направлениях.

, Приведенный анализ показывает сложность математического описания 'процессов перекристаллизации в металлических сплавах. Однако значение основных "изичееких.закономерностей процесса перекристаллизации аусхе-шгта позволяет более корректно произвести математическую обработку экспериментальных данных кинетики превращения аустенита и вывести полезные для практики зависимости.

• Для оценки закаливаемости высокопрочных низколегированных сталей при их' сварке-, наибольший интерес представляет определил i условий образования структуры с 50 % мартенсита.

Анализ практики изготовления сварных констру1:циг1 из таких сталей и многочисленные исследоаэнкя их свариваемости позволили установить достаточно надежные условия, исключающие возникновение в них холодных трещин. При сварке, обеспечивающей низшую концентрацию диффузионного водорода в наплавленном металле / '¿ см3 на ICO г/ холодгсгэ трещины не возншают, если структура металла пва и ЗТВ содержит менее 50 ¥> мартенсита.

Таким образом,о свариваемости сталей можно судить по условиям образования при их сварке структуры с 50 & мартенсита. В качестве его-го условия можно взять время охлаждения аустенита ЗТЗ от критической точки Аз до температуры начала мартенейтного превращения .¡¡к, когда из кого образуется 50 ТЛ нешменситных структур и 50 % мартенсита.

■ Z2¡ ■ -

Назовем »то время критически!.! А Ьад. При режимах охлаждения ЗТВ более- 1 сварнне ооелинекия не будут склонны л образованию холодных трети. *

Выражение для можно использовать для нахождения этого' времени, если заменить реальную кривую охлаждения ступенчатой с изотер^ мическими отрезками по времени, Влияние легирующих элементов на оцэнивается-методом сравнения. В качестве эталона служит нелегированная сталь с таким же содержанием углерода, как и в оцениваемой низколегированной.

При близости температур Аз и Ив, незначительном влиянии шлых добавок легирующих глементов на коэффициент диффузии углерода в аусте- '' ните и на градиенты конгентрзции вблизи поверхности раздела сС и ?

фаз в условиях роста первой мокко прийти к следующему простому вираже-.

М » 2/5 Л П. »да.

' ^ àtcc,s

/6/;

где эффективная разность упорядоченных скачков атомов

углерода в аустените низколегированной и нелегирсванной. сталей, необходимых для образования флуктуации состава обьемом критического центра кристаллизации ci-фазы. Основание "6'' справедливо для идеального разбавленного твердого раствора. Оно обработано пропорционально вероятности скачка атома углерода в нугиом направлен™ при выходе его из объема аустенита, раь-. ному критическому. В реальном растворе ота вероятность зависит от концентрации, рнергчи взаимодействия атомов углерода между собой и легирующими элементами, напряженного состояния кристаллической рзпетки и др.. Поэтоьу для сталей различного легирования оценку âtoi целесообразно выполнять по"уравнению вида: .

àbo.s* àtco.S'Jt ' /7/ '

Наиболее приемлемое значение

Л можно определить математической обработкой чкеперементальных данных.

Математическую обработку выполняли по результатам исследования кинетики превращения аустенита в высокотемпературных участках ЗТВ с учетом воздействия евг.рочнкх термодеформэдиошшх циклов для 18 ¡г.гако-и ереднелегированных сталей при значениях jV равных 6, 8, 10 н12. С использованием уравнений /?/ я /7/ методом наименьшие ^квадратов мпозо- ; ственной регрессии получеш уравнен^ для расчета âÎo,$ при раз них//. Наименьшее отклонение расчетных àta,s от экепареыентальких подучено

д « Л = ТО:

AifrW ÎO .

' ь

K'JQ

Среднеквадратичное отклонение по в'тому уравнению составляет - 19,8 %,. величина 0,115 или - 30 множественный коэффициент корреляции

Я = 0,98. Следует указать, что такие значения ошибок в основном определяются точностью химического анализа исследованных сталей. Содержание элементов в них изменялось в пределах С от 0,04 до 0,59 Si от 0,3 до 1,85 % ; Мг от 0,15 до 3,7 ; Ot от 0,15 до 3,0 %; «Лч от 0,15 до 3,6 % ; Мо от 0 до 0,5 % и V от 0 по 0,21 %. Влияние углерода и легирующих элементов на закаливаемость высокотемпературных участков ЗТВ сталей показано на рис. 2.

Расчет •¿С с использованием рис.- 2. производится по йорцуле: diftS^icVKn /9/,

где Кл - произведение ковфЪициентов увеличения закаливаемости легирующих элементов Si ,Мп. , Сг , № ,Мо и I/ для стали с заданным содержанием углерода.

Проверка применимости • уравнения /8/ выполнена для IB низколегированных сталей, кинетика превращения аустенита которых применительно к сварочным процессам исследована М.Х.Шоршоровым и В.В.)Зе-ловым. Среднеквадратичное отклонение составляет 21,8 %. Причем почти все расчетные

&to,s отклоняются в меньшую сторону от эксперементальных. Последнее молено объяснить тем, что структурные превра-< < щения в исследованиях М.Х.Шор1 норова изучались в условиях нагрева и охлаждения металла, способного свободно расширяться - сокращаться при изменении его температуры.'

Полученные результаты позволяют утверждать, что среднестатистическая величина ускорения во перемени диффузионного превращения аустенита при воздействии

Рис. 2. Влияние углерода 'и легирующих ялементов на закаливаемость высокотемпературных участков ЗТВ

• сварочных деформаций в процессе охла-дения STB по реж'ш.у образования

структуры с 50 % мартенсита составляет примерно 20 а.

Анализ расчетных данных закаливаемости ЗТВ для ряда конструкционных сталей с химическим составом по нижнему и верхне-" пределам показал, что & tos для одной и той же марки стали может отличаться в нес- < только раз.-Это время изменяется более чем на-порядок в низкоуглеродистых низколегированных сталях и несколько меньше для сталей с содер- , жанием углерода 0,3...0,4 Я. Поэтому оценку свариваемости низколегированных высокопрочных сталей необходимо производить не по названию са- ! мой марки стали, а только с учетом ее конкретного химического состава. !

С использованием установленных зависимостей по расчетному определению критических напряжений замедленного разрушения и склонности к закалке ЗТВ низколегированных сталей, а также критериев свариваемости и теории распространения тепла при сварке разработаны алгоритма расче- ! та на ЭВМ технологических условий получения качетсвеиных сварных соединений высокопрочных закаливающихся сталей.

Для сталей с регулируемыми при сварке структурными превращениями в ЗТВ производится оценка их закаливаемости - свариваемости и рассчитывается мичимачьное значение температуры предварительного подогрева основного металла, гарантирующего при заданном режиме сварки формирование сварного соединения не склонного к образованию холодных трещин.

Для сталей глубокой прокаливаемости, преимущественно мартенситного' класса, рассчитываются критические напряжения замедленного разрушения для заданного речима сварки при мартенситной структуре ЗТВ и определяются конкретные условия, предупреждающие образование холодных трещин.'

основные вывода

1. Представленная работа направлена на реиение крупной научно-технической проблемы, имеющей ватсное народнохозяйственное значение. Определены научные основы для разработки и внедрения прогрессивных технологических процессов при изготовлении ответственных сварных конструк-' ций кз высокопрочных закаливающихся сталей, которые направлены на улуч-иекие качества и свойств ЗТВ сварных соединений путем анализа их <~ва-риваемости, выбора требуемых термических циклов п технологических условий сварки, способов послестзарочной обработки.

2, На базе разработанной методики моделирования сварочных термо-дейормациошшх циклов установлены закономерности структурных изменений в ЗТВ сталей различного легирования. Воздействие сварочных деформаций на металл ЗТВ приводит н ускорению по времени на £0-25 СЛ превращение аустенита в перлитной и бейнитной областях и расширяем теше»»

.температурный интервал мартенситного превращения. Полученные диаграмт' мы термокинетического превращения аустенига ЗТВ более 20 марок сталей позволяют с более высокой точностью прогнозировать влияние режимов . охлаждения при сварке на изменение структуры и твердости ЗТВ.

3. С использованием предложенной физической модели образования

. вС- фазы в переохлажденном аустените, выведенного кинетического

уравнения и подученных яксперементальных данных установлена количественная закономерность влияния углерода и легирующих элементов на зака-, ливеемость высокотемпературных участков ЗТВ низколегированных сталей. По степени возрастающего влияния легирующих элементов на атот процесс их можно расположить в следующей последовательности :J/i, Si ,Me,M/t,

a, v

4. Установлено, что между содержанием углерода в мартенсите ЗТВ, уровнем в нем средних микронапряжений и его твердостью нет прямой корреляционной связи со склонностью к образованию холодных трещин. Наиболее существенное влияние на этот процесс оказывает температурный интервал мартенситного превращения аустенита и особенно температура, близкая к его завершению, скорость охлаждения ЗТВ, величина зерна аустенита и концентрация диффузионного водорода в наплавленном металле. Полученная зависимость для расчета критических напряжений замедленного разрушения ЗТВ с мартенситной структурой от этих параметров позволяет ; оценить возможность образования холодных трещин в закаливающихся при сварке сталях. .

. . 5.На склонность к замедленно^, разрушению сварных соединений высокопрочных сталей влияет также и способ их.производства. У стали ЗШП в ЗТВ сварных соединений.сохраняется ее преимущество по' пластичности, вязкости и хладостойкости по сравнению со свойствами ЗТВ такого' состава конверторной стали, но критические напряжения замедленного раз-руаения примерно на 15 % ниже. Это обусловлено более высокой склонностью к росту зерна рафинированной стали. Для устранения этого РШП. стали оледует дополнительно легировать элементами, тормозящими рост зерна при нагреве до высоких температур.

. 6.Установлено что положительное влияние аустенитного металла ива на склонность ЗТВ закаливающихся .сталей к образованию холодных трещин кроме, известных факторов, связанных с меньшей температурой со-лидуса, интенсификацией пластической деформации.iaycTOHHTa ЗТВ при ох-лэдцении сварного соединения и некоторого повышения температуры Мя, обусловлено также и замедлением охлаждения в интервале температур мартенситного превращения по сравнению с аналогичный охлаждением соединения с Ферритно-перлитным металлом ива, что усиливает самоотцуск мартенсита ЗТВ и релаксацию в нем микронапряжений. • ■ .'•

7. Показано, что сопротивляемость замедленному разрушению ЗТВ с-нартенситной структурой сварных соединений литейных низколегированных сталей положительно-влияет № до 3 Me до 0,5 % и особенно Нг. ' При легировании сталей Zz около 0,15 % наблюдается сильное замедление роста зерна ЗТВ и расширяются диапазоны скоростей охлаждения, когда .■ в высокотемпературных участках ЗТВ образуется преимущественно мартен-ситная структура. \ ,

0. Перспективными способами повышения-качества сварных соединений -конструкционных закаливающихся сталей является ультразвуковая деформация металла ЗТВ от температурной области существования аустенита при амплитудах вике порогового значения и особенно послесварочная термическая обработка. Последняя позволяет не только исключить образование холодных трещин при сварке закаливающихся сталей, но и устранить вредное влияние перегрева металла ЗТВ. Послесварочная термическая обработка с регулируешь мартенситным превращением производится с момента, когда в ЗТВ на стадии охлаждения образуется определенная доля мартенсита, количество которого еще не шзывает образования холодных трещин. Г&циональный режим послесварочного нагрева назначается с учетом состава стали и изменения свойств ЗТВ под влиянием предшествующего сварочного термоде-'.ормационного цикла.

9. Установленные закономерности позволили разработать алгоритмы' расчета на РВИ технологических условий получения качественных сварных

_ соединений конструкционных закаливающихся, сталей. Для сталей с регу-лкре1.ыш при сварке структурными превращениям! производится расчет в зависимости от химического состава времени охлаждения от критической точки А3 до температуры начала мартеиситного превращения при'котором в ЗТВ образуется структура с £Ш мартенсита и по втоцу времени для заданных условий сварки, если необходимо, вычисляется минимальное значение температуры предварительного подогрева. Для сталей преицугаест-венно мартенситного класса для заданного режима сварки и известной концентрацш! диффузионного водорода в наплавленном металле рассчити-' ваются критические напряжения замедленного разрушения в ЗТВ и в завк-симости от 0в,2 основного металла определяются условия, ггри которнг: . исключается образование холодных трещин.

10. Разработаны и научно обоснова 1Ш соновниз положения рогулиро« ванил структуры и свойств З'ГВ конструкционных высокопрочных сталей и -осуществлено их внедрение при изготовлении сварных конструкций в суда-строении, тяжелом машиностроении, автомобилей больной грузоподъемное» ти, специзделий и восстановлении сваркой !i наплавкой изнояашшх дзта» ■ лей. Установленные'закономерности и положения позволяют научно обоо«-' ¡¡. ногзло решать вопросы, связанные о технологией сзарки конструкционных

■закаливающихся сталей, и способствует их более широкому использованию при изготовлении ответственных сварных изделий.

Основное содержание диссертационной работы опубликовано

.в следующих публикациях:

> I. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П. Исследование особенностей распада аустенита сталей 20, 45, 40Х и влияние их на характер напряженного состояния в условиях жесткого защемления //Тезисы докладов Всесоюзного тематического совещания по свариваемости термически упрочненных низколегированных конструкционных сталей,- Москва:?,¡ЩаиГП-1972.С. 16-18.

• 2. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П. Установка для исследования структурных превращений в условиях жесткого зап|емления ^браэцов//Труды НКИ-1973. -Вып. 66. -С. 98 - ТОО.

3. Лебедев Ю.Ы.» Кравченко Л.П. Исследование влияния температуры нагрева я характера возникновения напряженного состояния на кинетику распада аустенита сталей 20, 45 и 40Х - Там же.С.101-106.

4. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П. Влияние напряженного состояния и пластической деформации на кинетику распада аустенита в сталях 20, 45

•и 40Х//Труды НКИ.-1974.-Зып.80.-С.63-66.

. 5. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П., Хлуденев В.Н. и др. Повышение точности и надежности деталей сельскохозяйственных машин, восстановленных сваркой и наплавкой//Тезисн докладов Международного симозиума стран членов СЭВ. Совершенствование методов организации ремонта и технического обслуживания машинно-тракторного парка.-М: Г0СНИГИ.-1975.-4.2.-С.68-74.

6. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П. Характер развития временных и остаточных напряжений в сталях различных структурных классов в условиях, имитации сварочных термодеформационных циклов//Труда НКИ.-1977.-Вып-•121.-С. 98-101.

7. Лебедев Ю.М., Кориенко Е.А., Кравченко Л.П. Исследование кинетики распада аустенита стали 14Х2ЩУ/Тезисы докладов; Применение в сварных конструкциях низколегированных термоупрочненных сталей с пределом те!сучесги 60....80 кгс/мм". - Киев: И?С им.Е.0.11атона.-1977.-С. 1920. . ' ■..•••''

8. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П. Исследование структурных и термомеханических процессов в углеродистой сТали У8 в условях сварка/Трупы НКИ.-1978.-Вып. 133.-С.36-41.

,9. Лебедев..Ю. М., Кравченко Л.П., Данилкж Н.И. Влияние состава металла ива -на образованно реактивных напряжений при сварке стали 40Х// Автоматическая сварка. -1978.-КЗ.-С.34-36. '

10. Исследование структуры и механических свойств листовой стали 09Г2, подвергнутой локальноцу нагребу токами высокой частоты/

A.Д.Ковтун, Ю.М. Лебедев, Л.П.Кравченко, Л. А.)1'учинский//Технология судостроения. -1578. -Кв.

11. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П., Данилюк Н.М. Методика моделирования сварочных термодеформационных циклов//Автоматическая сварка.-1978.-№12.-С.31-33.

12. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П., Данилюк Н.М. Исследование упруго-пластических деформаций и кинетики распада аустенита стали 18Г2А5 при моделировании сварочных термодефорыационных циклов//Авто-матическая сварка.-1979.-/Г'8.тС.4-8.

. 13. Лебедев Ю.М., Радецкий В.Г. Влияние сварочных термодеформа-ционннх циклов на кинетику превращения аустенита сталей 14ХГНМ л 14ХГНМД//Труды НЮ1.2^80.-Вып. 158.-С.72-74. '

14. Лебедев Ю.М, Условие образования центров кристаллизации в твердой фаз« с учетом упруго пластической деформации матрицы. Там же, -С.77-82.

15. Лебедев Ю.М., Заруба В.И. Восстановление рес-.орных листов из стали 60С2//Автоматическая сварка,-1980.-Р4;-С,52-55.

16. Лебедев Ю.М., Данилюк Н.Ц., Иващенко Г.М. Применение номограмм для выбора режимов сварки судостроительных стале^/Судостроение. -1581. -Вгт.30. -С. 50-54.

17. Влияние временных напряжений на характер преврап^ния аусте-нита. и сопротивляемость зоны термического влияния стали ЗОХГСНА "б-разошнию холодных трещин/Ю.Ц.Лебедев, Н.М.Данилюк, ¡0.А.Стеренбоген,

B.Г.Гордонный, Д.П.Новикова//Автоматическая сварка.-1981.-^7.-0.8-12.

18. Лебедев Ю.М., Лазарев В.Н., Уваров В.Г.исследование структурных превращений в условиях сварки и термообработки соединени" стали 20Х13//Судостроение.-19Е 2.-Вып.31. -С.88-92.

19. [{истерев Э.В., Кулемин Л.В., Лебедев Ю.М. Влияние ультразвуковой обработки на свариваемость среднеугле юдистых конструкционных сталей//Сб. науч. тр. Технология судостроения и сварочного производства,- Н1ОТ.-1583.-С.79-85.

20. Лебедев Ю.М. Особенности'упруго-пластических деформаций сталей при воздействии сварочных термодйформационних циклов//Сб. науч. тр. Технология судостроения и сварочного производства.-НКИ,-1984. -С.62-72.

21. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П.,, Летучий В.Н. Испытания на склонность к замедленно^ разруиению жаропрочных сталей//Тезиоы докладов Всесоюзной конференции. Проблемы сварки теплоустойчивых, жаро-зтойких, жаропрочных высоколегированных сталей и сплавов.-¡Сиев: НЭО

о

им.Е.О.Патона.-1985.-С.ТОО.

22. Лазарев В.Н., Лебедев Ю.М., Титушина Л.П. Исследование свариваемости мартенситных и мартенситно-ферритных сталей. Там же.-С.28.

23. Структурные превращения стали 14ХП1ЫД при сварке и их влияние на свойства соединений/В.Ф.Цусияченко, Л.И.Миходуй. С.Л.Жданов, Ю.М.Лебедев, Л.П.Кравченко//Автоматическая сварка. -1985. -№-4. -С. 10-14.

44. Лебедев Ю.М. Влияние флуктуаций состава на кинетику превращения аустенита при сварке и термообработке доэвтектоидных сталей// Сб. науч. тр. Технология судостроения и сварочного производства:НКИ.-

1985.-С. 67-76.

25. Структурные превращения в стали 14ХГНМ при сварке и сопротивляемость 'сварных соединений образованию холодных трещин/М.Ф.Мусиячен-ко, Л.И.Миходуй, З.Г.Гордонный, С.Л.Жданов, Ю.М.Лебедев, Л.П.Кравченко// Доклады симпозиума СЯВ. Трещины в сварных соединениях.-Братисла-за:198о.-Т. 1-С.90-Ю2.

26. Повышение свойств свариваемых мартенситно-бейнитных сталей/ Е.В.Коноплева, Р.И.Рнтин, О.В.Абрамов, В.М.Баязитов, Л.И.Коган, Ю.М.Ле-бедев//Извесгия АН СССР. Серия Металлы.-1986.-РХ.-С.117-122.

27.Структурные превращения в зоне термического влияния при сварке стали 20ХНЗМ/Б.С.Касаткин, А.К.Царюк, Ю.М.Лебедев, Л.П.Кравченко// Автоматическая сварка, -I986.-SS2.-C.6-9.

28. Лебедев Ю.М., Летучий В.Н., Дох С.М. Структурные превращения при сварке стали ЗОХГСА и ее свариваемость//Сварочное производство.-■1986. -ИЗ. -С. 19-20. • •

27:. О влиянии ультразвука на струк!уру и свойства зоны термического влияния сварного соединения из среднеутлеродисты* легированных сталей/Я.В.Кистерев, О.В.Абрамов, Р.И.Рнтин, А.В.Кулемин, С.3.Некрасова, Г.А.ИоФ^е, Ю.М.Лебедев//1изика и химия обработки материалов,- ,

1986.-№5.-С.114-118.

30. Структурные превращения в ЗТВ и свариваемость конструкционных сталей/Ю.М.Лебедев, Л.П.Кравченко, Н.М.Данилюк, Л.П.Титушина// Тезисы докладов всесоюзной конференции. Экономия материальных, янерге-: тических и трудовых ресурсов в сварочном производстве.-Челябинск: ЧГО1.-1986.-С. 122-123.

31. Лебедев Ю.М., Кравченко Л.П., Летучий В.Н. Исследование свариваемости стали 25ХГТ применительно к процессам восстановления шестерен наплавкой//Сб.науч.тр. Прогрессивная технология судостроения и сварочного производства:НКИ,-1986. -С.30-35.

"32. Лебедев Ю.М. Аналитическое определение згчаливаемости зоны термического влияния при сварке низколегированных сталей//Сб. науч. тр. Прогрессивная технология судостроения и сварочного производства:

' НКИ. -1987. -С. 27-32.

33.Установка для испытаний свврннх соединений на склонность к замедленному разрушению/Ю.М.Лебедев, Л.П.Кравченко, Н.М.Данилюк, ■

B.Н.Лазарев//Технология судостроения.-1Э87.-ГО.-С24-27.

34. Структура, механический свойства и сопротивляемость замедленному разрушению соединений высокопрочной стали ВС-4/ВЛ.Цусиячен-, ко, Л.И.Миходуй, СЛ.йданов, ¡П.М.Лебедев/Автоматическая сварка.-I987.-PI2.-C.3-7. '

35. Лебедев Ю.М., Репин В.А., Цимбалистнй А.Г. Разработка составов низколегированной стали для литых сварных конструкцкЯ//Извес-тия ВУЗов. Черная металлургия.-1988.-И'З.-С, 87-91.

36. Свойства сварных соединений высокопрочных сталей, выполненных по слою грунта/Г. II. Иващенко, В.М.Ралькова, А.И.Губоч, Ю.М.Лебд- , дев, Н.М.Данилюк//Сварочное производство.-1988.-иЗ.-С.11-12.

■ 37. Лебедев Ю.М., Лебедева В.Ф.Оптимизация расчетов на Г'ВМ тепловых процессов еварки//Сварочное производство.-1988.-?5.-С.25-26.

38. Лебедев Ю.М. Аналитическая оценка свариваемости высокопроч- ; них низколегированных сталей//Тезисы докладов Всесоюзной конференции. 1 100-летие изобретения сварки по методу Н.Г.Славянова и современные проблемы развития сварочного производства.-Пермь-198в.41.-С.16-18.'

39. Лебедев Ю.М., Лебедева З.Ф., Мироиниченко С.Г. Расчеты на РВМ температуры предварительного'подогрева при сварке и наплавке вы- ; сокопрочных низколегированных сталей с использованием структурного критерия свариваемости/Тезисы докладов 1У Всесоюзного семинара по сварке ПО"Урадиад". Производство сварных конструкций из высокопрочных, сталей.-Свердловск.-1989.-С.23-24.

40.Лебедев Ю.М. Аналитический метод расчета критических условий : свариваемости для высокопрочных сталей мартенситного класса. Там же.- '

C. 21-22.

41. Структурные превращения при сварке стали 08Х4НГМ и свойства сварных соединений/В.Ф.Цусияченко, Л.И.Миходуй, С.Л.Щцанов, Ю.М.Лебедев, Л.II.Титушина//Автоматическая сварка.-1989,-К.-С.3-7.

42. Исследование свариваемости низноуглеродистой мартенситной стали 07ХЗШ/Ю.М.Лебедев, В.Н.Лазарев, Р.й.Знтин, Л.М.Клейнер//Ав-' том&тическая сварка.--ГЭ89.-КЗ.-С. 1-4. .'

13. Лебедев Ю.М., Лебедева.В.Разработка алгоритмов расчета ка ЗШ технологических условий получения качетсвенных сварных соединений. //Тезисы докладов Всесоюзной научно-технической конференции. Математические методы и САПР в сварочной производстве.-Свердловск.-I990.-C.2I.

44. Влияние структуры высокопрочной стали 14ХГ2САЭД на сопротивляемость сварных соединений замедленно^ разрушению/С.Л.Жданов, Л.И.Миходуй, П.А.Стрижак, J0.U. Лебедев/Автоматическая сварка.-1992.-KS.-С. 9-12.

■ 45. Структурные превращения в ЗГЗ и сопротивляемость сварных соединений высокопрочных мартенситных сталей замедленному разрушению/ В.Ф.ЭДусияченко, В.Г.Гордонный, А.А.Гайворонский, Ю.М.Лебедев, В.Н.Летучий/ /Автоматическая сварка.-IS92.-!Р4.-С.3-6.

Авторские свидетельства

' 46. А.с.973642 СССР ЫКЙ С 21 Д 9/50. Способ термической обработка сварных соединений/Чебедев Ю.М., В.Н.Лазарев.-Опубл.15.II.82.Бюл. М2.

• . 47. A.c. 1006516 СССР МКИ С 21 Д 9/50. Способ обработки сварных соединений конструкционных сталей/С.З.Некрасова, ГЧВ.Кистерев, А.Г. Сучков, Р.И.Рнтин, А.В.Кулемин, Г.А.Иоффе, О.В.Абрамов, В.В.Верятин-екий, Ю.М.Лебедев, В.Н.Лазарев.- Опубл. 23.03.83. Еюл.Ш.

48. A.c. 1077948 СССР МКИ С 22 3S/5P Литейная сталь /В.Г.Бшков, В.А.Репин, Ы.Л.Медведев, Ю.М.Лебедев и др.- Опубл. 07.03.84.Еюл.№9,,

49. A.c. 15887Э5. СССР МКИ С 21 Д 9/50. Способ термической обработки сварных соединений/Ю.Ц.Лебедев, B.I1.Лазарев, Л.П.Титуиша.-Оцубл. 30.08.90, Бйл.гаг.

50. A.c. 1588785. СССР МКИ С 21 Д 9/50. Способ термической обработки сварных соединений/Ю.М.Лебедев, Л Л.Титупкна.-Опубл.30.08.50. ЕЗД.Р32.

ЛН0ТАЦ1Я

Лебедев Ю.М. Регулювання структури та властивостей зони терочного впливу при зъарюванн1 високом1цяих сталей.

Дисертац1я на здобуття вченого ступеня доктора техн!чних наук □а" спец1альн1стю 05.03.06 "Технолог 1я та маиини зварювального вироб-ництва", 1нститут алектрозварювання 1м. Е.О.Патона HAH Укра1ни, Ки1б, 1995. '

Захищаеться 50 наукових роб1т, як! вм1шують дан1 експерименталь-. iurx та теоретичних досл.Тд-нень по к1нетиц1 структурних перетворювапь зони терм1чн6го впливу нйзькблэгованих сталей рГзного легутання в умовах впливу зварюваяьних термодэформац1йних цикл!в. Вивчено бплив р1зних технолог1чних фактор1в на схильнЙсть еварних в'еднань високо-м1нних сталей до утворення холодних трещ.1н. 32.»

х / Розрсблен! способ« тахнологХчного впливу на ЗТВ, яд! дозволд- , унитаутл утворення холодних трецХи при зварпвгй(н1 гартуючих-сталей Г досйгнути властивоотей в'едкань на р!вн1 властивостей ое- ' . новного йетаду. , - "

Установлена кЬгькГсна яалежн1сть впливу по вуглвод *а легусчих §леыент1в па гартуемГеть внсокотемпераяурних д1лянек 8ТВ югаьколв«; ~ гованих оталев Г одержана анал1тична залежнГоть для резрахунцу кра-- «тагах напрут сповЬгьненоГо руйяування 8ТВ а шртенсГтною структур роо в залежяостГ вГдскладу оталГ I технологи я варки. Роэроблем! алгоритма розрахунву на ЯШ технолог1чних умов одерхання якГсиих зварних з'еднакь' гартупчих виеокомЩких сталей. ' „ Ключов1 олова:. " . ... '

. нкзьколегован1 виоококГцьнГ гартуюч! стал1, ¿она тбрм1чного впливу, < дХаграми термокГнетичного перетворення аустенХту, холодн1 тр1вртни, сповГльнене руйнування.пХслязварювальна термХчна обробка;

^ : . й В S Т Н fl К Т . ..

Lebedev Yu.K. Control of Structure arid Propertied of Affected Zone ft Г' Itgh-Strength Steels Helding.< ; ■ . - '

Thesis for a doctor of technical sciences dtgree in speciality , 55.03.06.,- "Technology- and/ Machines for Uelding Production"; ■ E;0.Paton Electric Uelding Institute of the National flcadesy or Sciences of Ukraine. Kiev, 1995: .

Defended are 5() sclntlf.lc papers cantainlng the • data on the , sxperlaental and theoretical studies on>klnet!cs of structural , chances of lou alloying steels affected zone (various alloying) under the Influence of Holding.theraodeforjaated cycles: effeot of various technolclEal factors on the tendency of high-strength steels welded Joints for cold'crackine foritation-. .

The tests for elinlnatio'n of cracking at hardened steels ueldins and getting uelded Joints, properties at tne level of the patent seta! tiave been substantiated. The Carbon and alloying -eleuents -juantitattue influence on the hardenabllity of. nientenperature affected zone s areas of lou alloying steels has been established and analytical dependence Тогч design of critical stresses of del'ayd ' fracture of affected, zone uith Bartensitnoy structure in dependence oif steel content and uelding production has been studien. ftlgorithns' jf electronic-coayuter calculation in technologicc.1 conditions for <• aetttng qualitative uelded Joints of, hardened high-strength steels . iiave been.designed. , ,

.'Keywords: 1 - ч

lou alloying high-strength hardened steels.^ affected zone.. dlagraas

uf austenit theraokinetlc changes, after uelding theraal treatsent.

cold'cracking, delayed"fracture,

Поди. a nsч. 03.02.55.Фярмат 60xBVI6. бум. c$e. (? 2. Oie.-eeu," Усл.пвч.л. I.SS. Усл. к9,-отт. 2,09. Уч.-иэд.п. t,89. Т«взя I|0 яка. 3««.' S-75. г ' • ■ ..''■'• • ■ '

ИЭС ия.Е.О.П»тсма. 26Z650 Kudi 5, ГСП, ул. Говшего, 6}. ПОЛ ИЗ С им.Е;О.П»тсмз. Z52650 Ккеа !, ГСП, уп. Герма«, S9.