1158

УДК 621.791

Г.А. Береснев, Н.Г. Поспелов

Пермский государственный технический университет

ТЕРМОЦИКЛИРОВАНИЕ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ МАРТЕНСИТОСТАРЕЮЩЕЙ СТАЛИ

Представленные в статье исследования доказывают, что термоциклирование с последующим печным нагревом позволяют улучшить качество сварного соединения. Введение термоциклирования сварных соединений в технологию изготовления сварных емкостей из стали МС-200 позволило реализовать ее высокую прочность в условиях нагружения емкостей.

Реализация высокой прочности мартенситостареющей стали в сварных конструкциях ограничена относительно низкими механическими свойствами металла сварных соединений вследствие крупнозернистости околошовной зоны (ОШЗ) и ликвационной неоднородности литой структуры металла шва. Так в сварных соединениях листа стали МС-200 (химический состав – табл. 1) размер зерна металла ОШЗ достигал 4–5 баллов (по сравнению с 12–13 баллами зерна основного металла), вследствие чего после упрочняющей термообработки на прочность σв = 2000 МПа (закалка с 850 ºС, старение при 480 ºС, 6 ч) ударная вязкость, определяемая испытаниями образцов 8×2,8×55 с трещиной (КСТ), снизилась с 16,5 до 13,0 Дж/см3. В микроструктуре металла шва выделялись участки с повышенным содержанием Mo (до 6 % ) и Ti (до 2,5 %), микротвердость которых была в1,5–2 раза меньше микротвердости соседних участков.

Таблица 1

Химический состав стали МС-200 (08Ж8К9М5Т-ВИ)

При изготовлении емкостей Ø 1000 мм из листа стали МС-200 (δ = 2,8 мм) проводилась предварительная термообработка сварных соединений – термоциклирование: многократная структурная перекристаллизация металла вследствие α↔γ-превращений при нагреве и охлаждении. При термоциклировании осуществляли местный индукционный нагрев с наложением индуктора (медная труба, выгнутая по контуру шва) непосредственно на сварное соединение. Отрабатывая режим термоциклирования, учитывали, что высо-

41

коскоростной индукционный нагрев (Vн ≈ 200 º/с) значительно повышает температуру α→γ-превращения и завершения структурной перекристаллизации, а также принимали во внимание повышенную склонность стали МС-200 к росту аустенитного зерна при высоких температурах. Была проведена серия экспериментов и определен режим термоциклирования, обеспечивший эффективное уменьшение крупнозернистности металла ОШЗ (до ~9 баллов) и степени неоднородности металла шва: температура нагрева 980–1000 ºС, выдержка 7±2 с, охлаждение до ≈ 50 ºС, количество циклов 5.

Механические свойства металла листа и сварных соединений оценивали по результатам испытаний образцов, вырезанных из сварных пластин,

сопределением прочности при растяжении (σв) и ударной вязкости образцов

стрещиной (КСТ) наносимой или в основном металле, или в ОШЗ, или в металле шва.

Поскольку в емкостях, нагружаемых внутренним давлением, сварные соединения находятся в двухосном напряженном состоянии, эти условия воспроизводились испытанием сварных пластин, зажатых по контуру (Ø 320 мм, рис. 1) и нагружаемых методом гидростатического выпучивания. При

этом определяли истинное напряжение разрушения σист = RP/2δ и предельную пластическую деформацию εкр = ln(δ0/δ), где R – радиус кривизны в вершине выпучивания пластины, мм; P – давление в момент разрушения, МПа; δ0 и δ – толщина пластины в месте разрушения до и после испытания, мм.

Рис. 1. Характер разрушения пластин при двухосном нагружении: а – основной металл; б – сварные пластины; в – линия разрушения сварного соединения

Испытания образцов и сварных пластин показали низкую прочность и ударную вязкость металла сварных соединений стали МС-200 по сравнению со свойствами основного металла листа (табл. 2). Линия разрушения пластин проходила по шву и околошовной зоне. Термоциклирование сварных соединений (как предварительная термообработка) значительно повысило комплекс их механических свойств в термоупрочненном состоянии.

42

Таблица 2

Механические свойства листа и сварных соединений стали МС-200 в термоупрочненном состоянии (закалка с 850 ºC + старение 480 ºC, 6 ч)

*Среднее значение результатов испытаний четырех пластин.

** Автоматическая сварка вольфрамовым электродом; присадка-проволока стали МС-200.

Термоциклирование с последующим печным нагревом под закалку (850 ºС) обеспечило получение в ОШЗ мелкого аустенитного зерна, сравнимого по размеру с зерном основного металла листа (12–13 баллов), и значительную гомогенизацию и дробление литой структуры металла шва (рис. 2). Локальный химический анализ металла термоциклированных швов показал уменьшение неоднородности металла по Ti и Mo. Гомогенизирующий эффект термоциклирования можно объяснить спецификой индукционного нагрева, проявившейся в значительной неравномерности разогрева границ ликвационных участков, что было отмечено металлографически.

Рис. 2. Микроструктура металла шва и околошовной зоны сварного соединения стали МС-200 (×100): а – после сварки и упрочняющей термообработки (закалка + старение); б – после сварки, термоциклирования и упрочняющей термообработки

Введение термоциклирования сварных соединений в технологию изготовления сварных емкостей из стали МС-200 позволило реализовать ее высокую прочность в условиях нагружения емкостей.

Получено 10.06.2010

УДК 693.542.4

В.С. Постников

Пермский государственный технический университет

НАЧАЛЬНАЯ СТАДИЯ ЗАРОДЫШЕОБРАЗОВАНИЯ ПРИ ИМПУЛЬСНОМ НАНОСТРУКТУРНОМ МОДИФИЦИРОВАНИИ МЕТАЛЛОВ

Статья посвящена термическим расчетам, в результате которых установлено, что величина критического зародыша r0 определяется только кристаллографическими параметрами образующейся твердой фазы.

Импульсное лазерное воздействие на поверхность металла при длительности импульсов ~ 2–6 мс и энергии 8–12 Дж приводит к образованию в поверхностном слое ванны расплава и последующему формированию при кристаллизации высокодисперсной микроструктуры (рис. 1). Тепловые расчеты1 показали, что в интервале температур кристаллизации скорость охлаждения достигает ~ 105 ºС/с. При таких скоростях охлаждения элементы микроструктуры формируются в условиях значительного дефицита времени, что и объясняет их малые размеры. При этом было отмечено, что в одних и тех же условиях элементы микроструктуры с разным химическим составом отличаются средним размером частиц (частицы боридов мельче частиц карбидов), а наблюдаемый интервал размеров частиц каждой фазы достаточно мал. В связи с этим особую актуальность приобретает вопрос о механизме образования частиц избыточных фаз.

Очевидно, что при быстропротекающих процессах нагрева и охлаждения, притом при наличии довольно значительных температурных и концентрационных градиентов, какие наблюдаются при импульсном лазерном легировании, механизм образования способных к росту зародышей избыточных фаз будет иметь свои особенности. Также очевидно, что вследствие весьма ограниченного времени протекания фазовых процессов зародыши фаз, как стабильные, так и метастабильные при данных условиях, образуются в результате возникновения концентрационных флуктуаций. Но если в стационарных условиях для роста зародышей метастабильных фаз при заданных условиях существует термодинамический запрет независимо от их размера,

1 Вотинов Г.Н., Постников В.С., Цаплин А.И. Математическое моделирование процесса оплавления металла лучом лазера // Вестник ПГТУ. Механика и технология материалов и конструк-

ций. – № 2. – Пермь, 1999. – С. 23–30.

44

где R – универсальная газовая постоянная; Er – энергия активации образования зародыша.

Для сферических зародышей радиуса r энергия активации образования Er может быть найдена как разность полных энергий твердой и жидкой фаз с учетом энергии образующейся поверхности раздела ES. При достаточно больших степенях переохлаждения полная энергия зародыша избыточной фазы по модулю во много раз больше полной энергии равного объема жидкой фазы, а потому в первом приближении в качестве энергии активации можно использовать полную энергию зародыша избыточной фазы

Er = EV − ES .

Величина объемной энергии EV зародыша сферической формы в первом приближении может быть определена через энергию Гиббса EG:

EV = NV EG ,

NA

где NV – количество молекул в зародыше твердой фазы; NA – число Авогадро. Отношение EG/NA представляет собой энергию Гиббса, приходящуюся

на одну молекулу:

ε= EG ,

NA

аколичество молекул в зародыше твердой фазы NV определяет размер этого зародыша:

NV = nV Vr = 4 πr3 nV ,

Va 3 Va

где r – размер зародыша твердой фазы; Vr – объем зародыша твердой фазы; Vа – объем элементарной ячейки; nV – количество молекул, приходящихся на элементарную ячейку.

Вэтом случае величина объемной энергии может быть представлена

ввиде

EV = εNV = ε nV 4 πr3.

Va 3

Наибольшие затруднения при расчете вероятности возникновения зародыша новой фазы вызывает определение величины поверхностной энергии ES. Величина поверхностной энергии зародыша в общем случае определяется размером ограничивающей поверхности и формой зародыша. Эти затрудне-

46

ния можно снять, если представить поверхностную энергию через энергию нескомпенсированных (оборванных) связей атомов в поверхностном слое зародыша. Для зародышей сферической формы в первом приближении (пренебрегая энергией деформации поверхностных слоев) поверхностная энергия зародыша будет пропорциональна количеству а нескомпенсированных связей:

ES = aεk ,

где εk = kε – энергия, приходящаяся на одну связь; k – количество связей

в одной молекуле. Количество нескомпенсированных связей определяется количеством поверхностных атомов и кристаллографическими характеристиками атомных плоскостей, ограничивающих зародыш. Если в пределах элементарной ограничивающей плоскости (кристаллографическая плоскость плотнейшей упаковки атомов размером Sa в пределах элементарной ячейки) содержится na атомов, у каждого из которых оборвано ka связей, то общее количество нескомпенсированных связей для зародыша радиуса r

а величина поверхностной энергии определится выражением

ES = εk ka na 4πr2 .

Sa

Таким образом, энергия активации зародыша радиуса r

Проведем анализ полученного выражения. Очевидно, что способными к росту будут только зародыши размером r > r0. Величина r0 определится при

условии уменьшения удельной энергии зародыша ( ddErr < 0 ) при увеличении его размера (превышении им критического размера).

Таким образом, величина критического зародыша r0 определяется только кристаллографическими параметрами образующейся твердой фазы.

47

Энергия активации Er образования зародыша при этом представляет собой функцию

Функция плотности вероятности образования зародышей твердой фазы может быть записана в виде

где φ – нормировочный множитель, вид которого требует отдельного рассмотрения.

Получено 10.06.2010

УДК 669.234

И.Л. Синани, А.И. Дегтярев, Г.А. Береснев, А.С. Михальский

Пермский государственный технический университет

СЛОИСТАЯ КОМПОЗИЦИЯ ДЛЯ ПАЙКИ РАЗНОРОДНЫХ МАТЕРИАЛОВ

Разработана слоистая композиция Mo–Ni на титановом сплаве ОТ4 с применением экологически чистого магнетронного метода. Исследован механизм образования соединения в контактной паре ОТ4 − Mo на стадии нанесения покрытия. Показано, что в условиях температурного режима пайки слоистой композиции (850 °С) происходит взаимное диффузионное проникновение материалов, что обеспечивает высокое качество сцепления в контактных парах ОТ4 − Мо и Мо − Ni.

Широкое использование в узлах энергетических установок получили паяные соединения из титанового сплава ОТ4 с другими конструкционными материалами. Для обеспечения совместимости титановых сплавов с этими материалами применяют пайку по «барьерным» покрытиям, нанесенным на титановый сплав и полностью изолирующим его от припоя [1–4].

Вкачестве таких барьерных покрытий на титановых сплавах хорошо зарекомендовала себя слоистая композиция «молибден − никель». Молибден играет роль «барьерного» покрытия, предотвращающего образование хрупких интерметаллидов титана, а никель улучшает растекание припоя и обеспечивает соединение с другими материалами [5–7].

Внастоящее время молибденовое и никелевое покрытия наносятся на поверхность титанового сплава ОТ4 методом парофазной металлизации в вакууме путем диссоциации соответствующих карбонилов металлов [8–11]. Этот метод хорошо показал себя на практике, но является экологически

вредным ввиду сильной токсичности исходного сырья − карбонилов (ПДК карбонила никеля 0,0005 мг/м3). Нами предложен экологически чистый магнетронный метод нанесения молибденовых и никелевых слоев на титановый сплав ОТ4 [12–15]. Необходимым условием для использования этого метода является достижение хорошего соединения в контактных парах ОТ4 − Mo и Мо − Ni.

Последовательное нанесение молибденовых и никелевых покрытий на предварительно очищенную и обезжиренную поверхность цилиндрических образцов из ОТ4 диаметром 30 мм длиной 40 мм осуществляли в вакуумной камере (давление 6·10–3 Па) установки МИР-2, оборудованной двумя дуговыми испарителями с титановыми катодами, предназначенными для нагрева образцов, и двумя магнетронными распылительными системами (МРС) с мо-

49

либденовой (марки МЧ) и никелевой (НМПА-1) мишенями. Плазменный поток в дуговых ускорителях, состоящий на 85–90 % из многозарядных ионов титана, ускорялся напряжением (1–1,5 кВт) с энергией ионов от 10 до 150 эВ и производил одновременно ионную очистку поверхности детали и ее нагрев до необходимой температуры; температура измерялась хромель-алюмелевой термопарой. После нагрева детали включалась МРС с молибденовой мишенью и генерировался поток молибденовой плазмы в аргоне с параметрами горения V = 550 В, I = 5 A. За время распыления (90 мин) на поверхности образца формировалось молибденовое покрытие толщиной 22–27 мкм. Затем включалась вторая МРС с никелевой мишенью с параметрами горения V = 500 В, I = 5 A, которая в течение 60 мин давала на поверхности молибденового покрытия слой никеля толщиной 12–15 мкм.

При магнетронном напылении молибдена на поверхность сплава ОТ4 важное значение для достижения хорошего сцепления этих материалов играет природа окисных пленок, образующихся на титановом сплаве [16–19]. Поэтому в задачу исследования входило создание на поверхности сплава ОТ4 плотной окисной пленки титана, которая обеспечила бы физический контакт молибденового покрытия с металлической основой. Дальнейшее растворение этой пленки в титановой основе [20] приводило к образованию объемного контакта за счет диффузионных процессов на границе ОТ4 – Мо. Решая данную задачу с помощью метода измерения микротвердости, мы установили, что в условиях магнетронного распыления на поверхности ОТ4 образуются оксидные слои титана с высокой твердостью и сплошностью, предположительно содержащие субоксидную фазу Ti6O, являющиеся хорошим соединительным слоем. При этом для области температур существования α-составов была получена температурная зависимость коэффициента диффузии кислорода в сплав ОТ4 [21]

Высокотемпературное окисление титановых сплавов предполагает растворение кислорода в металлической основе и образование окисла на его поверхности [20]. Общая скорость окисления υ является мерой количества кислорода, расходуемого в единицу времени, и равна сумме скорости его расхода на растворение в сплав ОТ4 (υ1) и на образование окисла (υ2). При υ1 < υ2 наблюдается утолщение пленки, а при υ1 > υ2 – ее утончение.

Исходя из особенностей окисления титановых сплавов, нами был предложен следующий механизм процесса образования прочного соединения в контактной паре ОТ4 – Мо, суть которого определяет выбор части технологических параметров нанесения молибденового покрытия на поверхность сплава ОТ4 (рис. 1). Первые монослои молибденового покрытия осаждаются

50