Содержание к диссертации
Введение
1. Структура и механические свойства сварных соединений, полученных термическими методами сварки углеродистых сталей 11
1.1. Особенности строения сварных соединений, полученных электродуговой сваркой 11
1.1.1. Строение сварного шва 15
1.1.2. Морфология феррита, образующегося в сварных швах и зонах термического влияния при получении соединений из низкоуглеродистых и низколегированных сталей 16
1.1.3. Особенности строения зон термического влияния 22
1.2. Дефекты сварных соединений 23
1.2.1. Образование горячих трещин 24
1.2.2. Образование холодных трещин 25
1.2.3. Остаточные механические напряжения 26
1.3. Влияние дефектов сварного происхождения на свойства материала 28
1.4. Методы повышения качества сварных соединений 33
1.4.1. Термическая обработка 33
1.4.2. Технологические способы повышения качества 37
1.4.3. Поверхностная пластическая обработка сварных швов 39
1.5. Выводы 42
1.6. Цели и задачи исследования 44
2. Материалы и методы исследования 45
2.1. Материалы исследования 45
2.2. Сварочные материалы и режимы сварки 46
2.3. Определение химического состава сварных швов 48
2.4. Оборудование и режимы ультразвуковой упрочняющей обработки 48
2.5. Выбор режимов термической обработки пластически деформированных сварных швов 50
2.6. Структурные исследования 52
2.6.1. Оптическая микроскопия 52
2.6.2. Растровая электронная микроскопия 53
2.6.3. Трансмиссионная электронная микроскопия 54
2.6.4. Рентгеноструктурные исследования 55
2.7. Определение остаточных напряжений 57
2.7.1. Определение остаточных напряжений рентгеновским методом 57
2.7.2. Определение остаточных напряжений методом, основанным на измерении прогиба образцов 60
2.8. Прочностные испытания на растяжение 61
2.9. Измерение микротвердости 62
2.10. Испытания на ударную вязкость 63
2.11. Определение усталостной трещиностойкости материалов 63
3. Влияние структуры сварных швов на особенности их деформации и разрушения 70
3.1. Моделирование напряженно-деформированного состояния материала при сварке 70
3.1.1. Математическая модель напряженно-деформированного состояния материала при сварке 71
3.1.2. Расчет физико-механических свойств стали 79
3.1.3. Результаты моделирования процессов сварки 81
3.2. Структурные исследования сварных соединений 87
3.3. Определение остаточных напряжений, возникающих в сварных соединениях 107
3.4. Механические свойства сварных соединений из исследуемых сталей 111
3.5. Выводы 121
4. Влияние интенсивной пластической деформации и последующего нагрева на структуру и свойства сварных соединений из углеродистых и легированных сталей 122
4.1. Влияние интенсивной пластической деформации на структуру поверхностных слоев сварных соединений 124
4.2. Влияние интенсивной пластической деформации поверхностных слоев сварных швов и околошовных зон на уровень и характер распределения остаточных напряжений 141
4.2.1. Моделирование напряженно-деформированного состояния материалов при интенсивной пластической деформации 141
4.2.2. Оценка остаточных напряжений с использованием рентгеноструктурного метода и метода, основанного на измерении прогиба образцов 145
4.3. Влияние интенсивной пластической деформации на механические свойства сварных соединений 147
4.4. Влияние нагрева на структуру сварных соединений, подвергнутых интенсивной пластической деформации 153
4.5. Влияние температуры нагрева на механические свойства сварных соединений 164
4.6. Выводы 169
5. Применение результатов исследований при решении производственных задач и в учебном процессе 172
5.1. Анализ эффективности использования технологии поверхностного упрочнения дефектных зон сварных соединений 172
5.2. Повышение комплекса механических свойств изделий машиностроительного производства 180
5.3. Использование результатов исследований в учебном процессе 181
5.4. Выводы 182
Основные результаты и выводы 183
Список литературы 186
Приложения 201
Приложение 1 202
Приложение 2 209
- Морфология феррита, образующегося в сварных швах и зонах термического влияния при получении соединений из низкоуглеродистых и низколегированных сталей
- Результаты моделирования процессов сварки
- Влияние интенсивной пластической деформации на структуру поверхностных слоев сварных соединений
- Анализ эффективности использования технологии поверхностного упрочнения дефектных зон сварных соединений
Введение к работе
Актуальность темы
Основными показателями, характеризующими поведение большинства деталей машин и элементов конструкций ответственного назначения в тяжелых условиях внешнего нагружения, являются прочностные свойства и параметры трещиностойкости. При оптимизации технологических процессов обработки материалов ставится задача обеспечения требуемого сочетания показателей обоих типов. Успешное решение этой проблемы удается не всегда, поскольку дислокационные механизмы, способствующие росту прочностных свойств, как правило, приводят к снижению показателей трещиностойкости материалов. Технологическими процессами, в большинстве случаев оказывающими негативное влияние на комплекс показателей конструктивной прочности металлических материалов, являются процессы сварки. Структурные преобразования, сопутствующие различным видам сварки, в наибольшей степени отражаются на показателях трещиностойкости материалов. Поэтому исследование характера пластической деформации и разрушения материала сварных швов, а также обоснование эффективных решений, способствующих повышению важнейших показателей конструктивной прочности материала сварных швов, имеют как фундаментальное, так и прикладное значение.
Основными факторами, оказывающими негативное влияние на комплекс показателей конструктивной прочности сварных соединений, являются формирование грубокристаллической структуры сварных швов с большим количеством дефектов литой структуры, образование малопластичных зон термического влияния, обладающих повышенным комплексом прочностных свойств и остаточных напряжений растягивающего типа. Избавиться от этих дефектов, управляя лишь технологическими режимами процесса сварки не представляется возможным. Их образование обусловлено физической сутью процессов сварки, основанных на обеспечении высоких температур и плавлении металла. В качестве методов дополнительного воздействия, позволяющих снизить вредное влияние дефектов кристаллической структуры, возникших на стадии сварки, могут быть использованы интенсивная пластическая деформация поверхностных слоев материала и термическая обработка. Исследованию особенностей влияния этих видов обработки на структуру и комплекс показателей конструктивной прочности, в первую очередь, усталостной трещиностойкости, посвящена данная работа.
Диссертационная работа выполнена в соответствии с государственным контрактом № 20.438.11.7025 «Научно-организационное, методическое и техническое обеспечение организации и поддержки научно-образовательных центров в области машиностроения и осуществление на основе комплексного использования материально-технических и кадровых возможностей совместных исследований и разработок» (2006-2007 г.); государственным контрактом № 02.513.11.3138 «Повышение надежности и долговечности сварных соединений путем формирования нанокристаллической структуры в поверхностных слоях сварных швов», выполненным в рамках федеральной целевой научно-
технической программы «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007-2012 годы», аналитической ведомственной целевой программой «Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 годы)» (Проект «Развитие Новосибирского научно-образовательного центра в области машиностроения, интегрирующего деятельность Новосибирского государственного технического университета, Институтов СО РАН и станкостроительного центра DMG»).
Цель работы заключалась в исследовании структуры сварных швов, особенностей их пластической деформации и разрушения, разработке предложений по повышению показателей циклической трещиностойкости сварных соединений путем интенсивной пластической деформации сферическим индентором, колеблющимся с ультразвуковой частотой, обеспечивающей формирование в поверхностных слоях измельченной структуры.
Для достижения поставленной в работе цели решались следующие задачи:
-
Изучение особенностей разрушения сварных швов, полученных при реализации технологии электродуговой сварки.
-
Исследование структурных параметров поверхностных слоев, сформированных путем интенсивной пластической деформации сварных швов и зон термического влияния индентором, колеблющимся с ультразвуковой частотой.
-
Исследование влияния термической обработки на структуру поверхностных слоев, подвергнутых локальной интенсивной пластической деформации.
-
Изучение циклической трещиностойкости сварных швов после интенсивной пластической деформации и последующей термической обработки.
-
Оценка напряженно-деформированного состояния сварных швов и зон термического влияния после обработки материала высокопрочным индентором, колеблющимся с ультразвуковой частотой.
На защиту выносятся:
-
Результаты структурных исследований поверхностных слоев сварных швов и зон термического влияния после интенсивной пластической деформации и последующей термической обработки.
-
Результаты математического моделирования напряженно-деформированного состояния, возникающего при электродуговой сварке листовых заготовок и последующей интенсивной пластической деформации.
-
Результаты исследования механических свойств сварных соединений, полученных методом электродуговой сварки, последующей обработки поверхностных слоев высокопрочным индентором, колеблющимся с ультразвуковой частотой, и термической обработки.
Достоверность научных положений, результатов и выводов, содержащихся в работе, подтверждается использованием современных методов структурных исследований и методов определения характеристик надежности и долговечности металлических материалов; большим объемом эксперименталь-
ных данных, полученных при исследовании сварных соединений; статистической обработкой экспериментальных данных. Полученные результаты об особенностях строения поверхностных слоев сварных швов конструкционных сталей, подвергнутых интенсивной пластической деформации и последующему нагреву, не противоречат современным теоретическим представлениям.
Научная новизна:
-
Установлено, что при интенсивной пластической деформации дефектных зон сварных соединений сферическим индентором, колеблющимся с ультразвуковой частотой, в поверхностном слое глубиной до 400...450 мкм формируется градиентная структура, особенности которой определяются степенью пластической деформации материала в каждой конкретной зоне. Показано, что наиболее явные изменения, связанные с коллективной перестройкой дислокаций и формированием фрагментированной структуры, реализуются в слое глубиной до 100 мкм. В поверхностных слоях сталей 20 и 09Г2С на глубине 50... 100 мкм формируется структура с размерами фрагментов 250...300 нм. Размер областей когерентного рассеяния непосредственно у поверхности составляет - 25 нм.
-
Экспериментально установлено, что интенсивная пластическая деформация поверхностных слоев сварных швов и прилегающих к ним зон оказывает благоприятное воздействие на показатели циклической трещиностойкости материалов. Обработка дефектных зон материала высокопрочным индентором, колеблющимся с ультразвуковой частотой, приводит к росту пороговых значений размаха коэффициента интенсивности напряжений в 1,5...2 раза. Показано, что основными факторами, способствующими этому, являются формирование высокодисперсных цементитных частиц, фрагментированной дислокационной структуры и формирование остаточных напряжений сжимающего типа.
-
Установлено, что дополнительная термическая обработка интенсивно деформированных слоев, позволяющая сформировать ультрамелкозернистую структуру феррита (0,5...1 мкм) с равномерно распределенными карбидными частицами размерами ~ 25 нм и снижающая склонность материала к внезапному хрупкому разрушению, в значительной степени уменьшает эффект поверхностного упрочнения и приводит к снижению величины порогового значения размаха коэффициента интенсивности напряжений АКф. Показано, что с целью обеспечения высоких значений усталостной трещиностойкости, температура нагрева при дополнительной термической обработке должна быть на 30.. .50 С ниже температуры рекристаллизации феррита.
-
Изучены особенности тонкого строения кристаллов видманштеттова феррита, объясняющие особенности их поведения в условиях циклического на-гружения сталей. Установлено, что пластины видманштеттова феррита имеют слоистое строение с толщиной слоев ~ 300... 1000 нм. Межслойные границы являются местами выделения мелкодисперсных цементитных частиц, ограничивающих пластические свойства материала. Экспериментально показано, что траектория развития усталостных трещин в швах, полученных при электроду-
говой сварке углеродистых сталей, связана с местами выделения феррита вид-манштеттова типа.
Практическая значимость и реализация результатов работы:
-
Полученные при выполнении работы результаты экспериментальных исследований будут полезны при разработке технологических процессов повышения комплекса показателей надежности и долговечности широкого класса металлов и сплавов, используемых для изготовления деталей машин и элементов конструкций с применением технологии сварки плавлением.
-
Предложенные при выполнении работы технические решения и опытный экземпляр технологической установки, предназначенной для повышения качества сварных швов методом интенсивной пластической деформации, отмечены медалями IV Сеульской ярмарки изобретений «SI1F 2008», Московского международного салона инноваций и инвестиций, а также международной промышленной выставки «Металлы Сибири - 2009».
-
Результаты диссертационной работы используются в учебном процессе в ГОУ ВПО «Новосибирский государственный технический университет» в учебных курсах, читаемых при подготовке инженеров по специальности «Материаловедение в машиностроении» и магистров по направлению «Материаловедение и технология новых материалов».
-
Разработанные в результате проведения исследований предложения по улучшению качества сварных соединений из разнородных сталей запатентованы патентом РФ на изобретение № 2361030.
Личный вклад автора заключается в постановке задач, проведении экспериментальных исследований, разработке методического и аппаратурного обеспечения исследований, интерпретации результатов и формулировке выводов.
Апробация работы. Основные положения и результаты работы докладывались и обсуждались на научных конференциях молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации» (г. Новосибирск, 2006, 2007, 2008 гг.); на Всероссийской научно-технической конференции «Наука. Промышленность. Оборона» (г. Новосибирск, 2006, 2007, 2008 гг.); на 4-й и 5-й Всероссийских научно-практических конференциях «Проблемы повышения эффективности металлообработки в промышленности на современном этапе» (г. Новосибирск, 2006, 2007 гг.); на 7-й международной научно-технологической конференции "Уральская школа семинар металловедов-молодых ученых" (г. Екатеринбург, 2006 г.); на 6-й Всероссийской школе «Новые материалы. Создание, структура, свойства» (г. Томск, 2006 г.); на 3-й международной научно-технической конференции «Современные проблемы машиностроения» (г. Томск, 2006 г.); на международной научно-технической конференции «Современные технологические системы в машиностроении» (г. Барнаул, 2006 г.); на XIII и XIV международных научно-практических конференциях «Современные техника и технологии» (г. Томск, 2007, 2008 гг.); на Всероссийской научно-технической
конференции студентов, аспирантов и молодых ученых "Молодежь и наука. Начало XXI века" (г. Красноярск, 2007 г.); на 3-м международном форуме молодых ученых «Механика. Машиностроение» (г. Самара, 2007 г.).
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 печатных работ, из них: 2 статьи в журналах, входящих в перечень изданий, рекомендованных ВАК РФ, 6 - в сборниках трудов Международных и Всероссийских научно-технических конференций, 1 патент на изобретение.
Объем и структура работы. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, основных результатов и выводов, списка литературы из 147 наименований и приложений. Объем диссертации составляет 200 страниц основного текста, включая 81 рисунок и 14 таблиц.
Морфология феррита, образующегося в сварных швах и зонах термического влияния при получении соединений из низкоуглеродистых и низколегированных сталей
При сварке низкоуглеродистых сталей в сварных швах и зонах термического влияния образуется характерная феррито-цементитная (феррито-перлитная) структура. Ее отличительной чертой является вытянутая форма и большие размеры кристаллов феррита. Особенности образования феррита такого типа и его механические свойства существенно отличаются от феррита полиэдрической формы. Изучению структуры и свойств феррита, характерного для литого состояния в низкоуглеродистых сталях, посвящено большое количество работ. В этих работах предложены различные термины и классификации.
В литературе используют следующие термины, характеризующие форму и размеры кристаллов феррита: полигональный (равноосный) феррит, образующийся при низких скоростях охлаждения; зернограничный (аллот-риоморфный) феррит, возникающий при увеличении скорости охлаждения; ферритные боковые пластины [12]; игольчатый феррит; грубоигольчатый феррит, образующийся в крупном зерне при низких скоростях охлаждения; реечный феррит, похожий на бейнит [13, 14]. Характеристика некоторых из обсуждаемых в литературе типов феррита представлена в табл. 1.2 [13].
Особенности образования структурных составляющих в углеродистых сталях при их охлаждении от высоких температур отражены на диаграмме превращения аустенита (рис. 1.2) [15].
На рис. 1.3 схематически изображен процесс структурных преобразований, реализующихся при сварке. Первоначально происходит превращение решетки y-Fe в решетку a-Fe. Феррит начинает расти из ряда центров. Атомы углерода уходят из решетки a-Fe в прилегающие слои аустенита, повышая, таким образом, его концентрацию. Это повышение не может происходить выше равновесной для данной температуры концентрации, определяемой линией GS на диаграмме состояния системы Fe — С. По мере повышения концентрации углерода в пограничных с ферритом слоях аустенита скорость превращения замедляется. Когда эта концентрация достигнет равновесной точки, превращение останавливается совсем [15, 16]. Таким образом, в сварных швах и зоне перегрева наблюдаются сплошные или разорванные оболочки вокруг аустенитных зерен — ферритные сетки. Характерные условия для их возникновения: ускоренное охлаждение при прохождении температурного интервала Агъ —Аг\ [12, 15 - 20].
При определенных условиях, например, когда аустенитное зерно слишком велико или реализуется большая степень охлаждения, атомы углерода не успевают диффузионным путем подойти к границам аустенитного зерна и выделяются внутри него по кристаллографическим плоскостям, обеспечивая продолжение у— а превращения. Главным фактором появления видманштеттовой структуры считают не температуру нагрева, а температуру переохлаждения, которая находится в интервале 690...710 С. Г.Н. Теплухин предполагает, что видманштеттов феррит в углеродистых сталях образуется из аустенита вплоть до температур рекристаллизации [15].
Он может быть сформирован в виде одно- или двухсторонних гребней, оболочек по границам бывшего аустенитного зерна или сросшихся пластин [14, 15]. По структуре видманштеттов феррит напоминает равновесный. Ряд авторов утверждает, что видманштеттов феррит пересыщен углеродом, о чем говорит сильно развитая дислокационная структура без заметных карбидных выделений [15, 19 - 24]. Пересыщенность видманштеттова феррита углеродом увеличивается с понижением температуры его образования [22].
Образование видманштеттова феррита характерно для низкоуглеродистых сталей с содержанием углерода до 0,4 %. Возможность возникновения феррита такого типа при охлаждении аустенита предопределяется наличием в объеме у-фазы участков, флуктуационно обедненных углеродом [12]. Внутри зерна наблюдается пластинчатая структура, которая развивается как в виде клинообразных отростков, так и в виде пластин.
Видманштеттов феррит выглядит в виде светлых протяженных полос. В пределах каждого аустенитного зерна проявляется характерная ориентировка, которая определяет систему расположения пластин феррита. Видманштеттов феррит образуется по сдвиговому механизму [25]. Для его реализации необходима дополнительная движущая сила, величина которой растет с увеличением переохлаждения аустенита. При малой скорости охлаждения эта сила мала и поэтому доминирует нормальный механизм превращения, при котором появляются ферритная сетка и обособленные зерна [18].
Полагают, что присутствие видманштеттова феррита в сталях нежелательно, так как материал с такой структурой является хрупким и малопластичным при невысокой твердости [12]. Соответственно ухудшаются такие характеристики, как вязкость, хладноломкость и др. Стали со структурой видманштеттова феррита наиболее склонны к распространению трещин [26].
При охлаждении стали пространство между пластинами видманштеттова феррита заполняется полиэдрическим ферритом и внутризеренным игольчатым ферритом [25]. Полагают, что игольчатый феррит - наиболее мелкая структура в зоне сварного шва и перегрева. Он образуется при непрерывном охлаждении в результате у—»а-превращения по смешанному диффузионному и сдвиговому механизму, которое начинается при температуре, незначительно превышающей температуру превращения аустенита в верхний бейнит [27, 28]. Игольчатый феррит выглядит в виде мелких, размером 1...3 мкм, а иногда менее 1 мкм кристаллов с высоким углом разориентации ( 20) и отношением сторон 1 : 3...1 : 10 [29, 30]. Удлиненные ферритные зерна и субзерна имеют повышенную плотность подвижных дислокаций. По внешнему виду игольчатая структура напоминает плетеную корзину [13].
Игольчатый феррит зарождается на неметаллических включениях внутри аустенитных зерен между пластинами феррита [31]. Не все включения приводят к зарождению игольчатого феррита. Значение имеют такие факторы, как количество включений, их размер и характер распределения [32], кристаллографическое соответствие между зарождающейся частицей и ферритом [33], энергетический барьер зарождения и объемные напряжения вокруг включения, тип и состав включений, а так же размер бывшего аусте-нитного зерна [34].
Структура игольчатого феррита характерна для сварных швов низкоуглеродистых сталей ( 0,1% Q [24]. Авторы работы [35] полагают, что при Сэкв 0,31 % возникает бейнитная структура, при Сэкв 0,31 % в сварных швах образуется игольчатый феррит. QKB = С + Mi/10 + Si/9 + Mo/3 + К(или Nb)/6 + Cr.
Оптимальная структура игольчатого феррита с минимальным количеством доэвтектоидного феррита была достигнута в сварных швах с 0,1 % С, 1,4 %Мп, 0,45 %Мо.
В сталях со структурой игольчатого феррита достигается сочетание высокой прочности, вязкости и хладостойкости [36]. Последнее связано с очень низким содержанием углерода. У этих сталей ов = 650...700 МПа, о о,2 = 520 МПа, 85 = 33 %, KCU= 1,6...2 МДж/м2, Т хр = - 40...- 50 С [27].
Малые размеры кристаллов игольчатого феррита обеспечивают максимальное сопротивление металла развитию трещин. В работе [31] показано, что с увеличением доли игольчатого феррита вязкость наплавленного металла повышается.
Ряд авторов считает, что игольчатый феррит представляет собой бей-нит с очень низким содержанием углерода [26, 36, 37]. В отличие от бейнита, в структуре игольчатого феррита не наблюдается сетки границ зерен остаточного аустенита. Стали с такой структурой имеют высокую ударную вязкость, так как в них не образуется границ, вызывающих охруп-чивание металла вследствие выделения вторых фаз или декорирования зерен примесными фазами [38, 39].
Результаты моделирования процессов сварки
Для моделирования напряженно-деформированного состояния материала при сварке в среде ANSYS была подготовлена расчетная модель. Базовые геометрические объекты создавали при помощи геометрических примитивов и булевых операций. Общий вид геометрической модели приведен на рис. 3.2, конечно-элементная модель представлена на рис. 3.3.
При моделировании тепловых полей и структурно-фазовых превращений учитывали соответствующие физико-механические свойства обрабатываемого материала и электрода. В соответствии с условиями закрепления образца в приспособлении описывали ограничения степени свободы пластин.
Основными технологическими параметрами сварки, которые определяют особенности образования структуры и уровень остаточных сварочных напряжений, являются скорость сварочного источника V, сила тока / и напряжение U. Предварительные расчеты показали, что при/ 160 A, U 15 В, V 22 мм/с, пластины не проплавляются. При / 200 A, U 25 В, V 10 мм/с имеет место прожог сварного шва. С учетом отмеченного, моделирование напряженного состояния сварных соединений исследуемых сталей проводили в указанном диапазоне параметров.
На основании проведенных расчетов в программе Tabledirve 3D были построены поверхности отклика (рис. 3.4) для исследуемых сталей, отражающие зависимости максимальных результирующих напряжений растяжения от технологических параметров сварки. Зависимости описываются функцией одинакового вида, но с разными коэффициентами
Проведенные расчеты позволили подобрать режимы сварки, представленные в разделе 2.2.
Результаты математического моделирования тепловых полей представлены на примере сварки пластин из стали ЗОХГСА (режимы сварки: V = 20 мм/с, /= 180 A, U= 20 В). На рис. 3.5 показано распределение температурных полей в сварном соединении в зависимости от расположения источника нагрева. Полученные данные позволяют оценить уровень максимальных температур, возникающих в процессе сварки на различных участках сварного соединения. К моменту окончания сварки большая часть сварного шва и зон термического влияния не успевает охладиться до температур фазового превращения (рис. 3.6, б). Это обеспечивается за счет подогрева остывающего металла только что нагретым.
Распределение температурных полей при охлаждении образца после сварки в различные моменты времени представлено на рис. 3.6. Через 4 с максимальная температура на поверхности сварного соединения не превышает 485 С (рис. 3.6, а), а через 43 с - 130 С (рис. 3.6, б). Таким образом, можно заключить, что скорости охлаждения сварного шва и зон термического влияния превышают критические значения.
Расчеты тепловых полей позволили построить кривые нагрева и охлаждения для различных участков сварных соединений. На рис. 3.7 на примере сварного соединения из стали ЗОХГСА показано, что наиболее высокие температуры нагрева и скорости охлаждения характерны для сварных швов и зон термического влияния.
Влияние интенсивной пластической деформации на структуру поверхностных слоев сварных соединений
Интенсивную пластическую деформацию сварных швов и зон термического влияния проводили на сварных соединениях, выполненных из сталей 20, 09Г2С и ЗОХГСА. Микроструктурные исследования показали, что пластическая деформация материала сварных швов приводит к резким структурным изменениям в поверхностных слоях глубиной до 50... 100 мкм. Схема структурных преобразований, обусловленных деформацией материала колеблющимся индентором, приведена на рис. 4.1, а. Деформирующий инструмент сдвигает элементы кристаллической структуры в соответствии с направлением движения по отношению к заготовке. В результате этого возникает характерная ориентированная структура. В пластически деформированном поверхностном слое формируется структура с повышенной плотностью дислокаций. Перемещение отдельных дислокаций в таких условиях становится невозможным, и деформация продолжается путем проявления коллективных дефектов. Дислокации группируются в построения полигонально-ячеистого типа. Перестройке дислокаций в ячейки способствует повышение температуры, обусловленное многократным циклическим воздействием высокопрочного индентора на материал.
Карбиды пластинчатой формы под действием инструмента ориентируются в поверхностном слое, дробятся (рис. 4.1, б, в). Возможна потеря устойчивости пластин с формированием волнообразных построений. Признаки литой структуры в поверхностном пластически деформируемом слое материала исчезают.
В результате поверхностной пластической деформации значительно повышается микротвердость материала. Результаты измерения этого параметра приведены на рис. 4.2. Микротвердость сталей 20 и 09Г2С возрастает примерно на 2500 МПа (до 5000...6000 МПа), стали 30ХГСА - на 5000 МПа (до 8000 МПа). Анализ представленных зависимостей свидетельствует о том, что глубина упрочнения равна 100... 150 мкм, что на 100 мкм больше по сравнению с данными, зафиксированными при визуальном наблюдении структурных изменений [141 - 143].
При проведении структурных исследований в данной работе было установлено, что интенсивная пластическая деформация поверхностных слоев сварных швов высокопрочным индентором, колеблющимся с ультразвуковой частотой, приводит к формированию текстуры материала. Анализ дифракто-грамм, снятых с поверхности сварных швов и зон термического влияния, подтверждает результаты металлографических исследований. Влияние интенсивной пластической деформации зафиксировано при обработке всех исследуемых в работе сварных соединений. Анализ дифрактограмм, полученных при проведении рентгеноструктурных исследований пластически деформированных сварных швов на стали 20, свидетельствует о том, что распределение интенсивностеи отражений не совпадает с теоретическими данными (рис. 4.3, кривая 1). Более интенсивны отражения а-железа, соответствующие семейству плоскостей (110). Это хорошо согласуется с данными о том, что пластическая деформация приводит к развороту наиболее «заселенных» кристаллографических плоскостей перпендикулярно действующей нагрузке. Характер распределения кристаллографических плоскостей представлен в табл. 4.1. „ ч }
Дифракционные картины сварных швов на стали 09Г2Сдо ипосле интенсивной пластической деформации представлены на рис. 4.4, а, б, соответственно. Анализ результатов рентгеноструктурных исследований свидетельствует о том, что интенсивная пластическая деформация способствует развитию у — а превращения. Установлено, что в сварных швах стали 30ХГСА количество остаточного аустенита после обработки уменьшается в 2 раза. В стали 09Г2С присутствия у-фазы в пластически деформированном состоянии не обнаружено (табл. 4.1) [144].
Выше было показано, что в швах, полученных при сварке пластин из стали 30ХГСА, содержатся локальные микрообъемы мартенсита, склонные к распаду в условиях дополнительного нагрева. Интенсивная пластическая деформация сварных швов высокопрочным индентором, осуществляемая с высокой частотой и высокой скоростью нагружения, вызывает нагрев локальных участков обрабатываемой поверхности и приводит к структурным изменениям.
Анализ дифрактограмм сварных швов стали 20, обработанных высокопрочным индентором, свидетельствует о том, что в поверхностных слоях заметных фазовых превращений не происходит.
Вопрос о поведении твердого раствора и изменениях карбидной фазы при воздействии интенсивной пластической деформации в приложении к анализируемым в работе процессам является достаточно сложным. Известно, что холодная пластическая деформация, резко увеличивая плотность дислокаций, способствует растворению цементита и формированию вокруг дислокаций атмосфер из атомов углерода. При выполнении электронно-микроскопических исследований признаки растворения цементитных частиц были зафиксированы на сталях 20 и 09Г2С. Поверхность цементитных пластин становится неровной, появляются характерные перетяжки. Таким образом, можно было бы ожидать уменьшения объемной доли цементита в анализируемом слое. Однако процессом, сопутствующим деформации поверхностного слоя, является нагрев материала. В соответствии с литературными данными, под действием многократных нагрузок температура материала может достигать 400 С. Такая температура способствует выделению углерода из твердого раствора и формированию карбидных частиц. Присутствие мелких частиц цементита глобулярной формы позволяет говорить о реализации этого процесса в сварных швах исследуемых сталей. Конкуренция двух противоположно направленных процессов приводит к тому, что объемная доля цементита заметно не изменяется. Значения параметров элементарной ячейки а-фазы, согласующиеся с отмеченным положением, приведены в табл. 4.2.
Электронно-микроскопические исследования показали, что интенсивная пластическая деформация высокопрочным индентором, колеблющимся с ультразвуковой частотой, приводит к значительным изменениям дислокационной структуры а-фазы во всех анализируемых сварных швах. Особенности тонкого строения поверхностных слоев сварных швов сталей 09Г2С и ЗОХГСА после ультразвуковой обработки отражены на рис. 4.5, а, б, соответственно. В интенсивно деформируемых материалах сварных швов реализуются процессы фрагментации структуры. Размер отдельных фрагментов составляет 0,3 - 0,4 мкм. На темнопольном изображении поверхностно го слоя сварного шва стали 20, обработанного высокопрочным индентором, видно, что размеры фрагментов а-железа не превышают 400 нм (рис. 4.5, в). В поверхностных слоях сварных швов на сталях 20 и 09Г2С не наблюдается присутствия характерных признаков видманштеттова феррита. Пластины феррита сильно деформированы, границы между ними трудно идентифицируемы (рис. 4.5, г). Кроме того, поверхностная пластическая деформация приводит к повышению плотности дислокаций в структуре феррита до уровня 5-Ю10 см-2.
Не смотря на относительно низкое содержание углерода в стали ЗОХГСА при ее сварке по описанным выше технологическим режимам возможно образование двойникованного мартенсита (рис. 4.6, а). Толщина двойников в мартенсите анализируемого типа не превышает 3 нм. Двойникованный мартенсит обладает повышенной склонностью к разрушению по сравнению с реечным (низкоуглеродистым). В процессе ультразвуковой обработки происходит существенная трансформация двойникованного мартенсита. Пластины искажаются, границы между ними становятся размытыми рис. 4.6, б - г. В то же время, признаков разрушения мартенсита в процессе структурных исследований не обнаружено. Объясняется это тем, что деформация материала при реализации описанной схемы внешнего на-гружения происходит при формировании напряжений сжимающего типа.
С целью определения степени влияния интенсивной пластической деформации высокопрочным индентором на элементы структуры, характерные для мезоскопического масштабного уровня, были выполнены расчеты размеров областей когерентного рассеяния и среднего уровня микронапряжений, формируемых в кристаллической решетке исследуемых материалов. Анализ дифрактограмм, полученных с поверхности сварных швов после ультразвуковой обработки показал, что интенсивная пластическая деформация приводит к измельчению структуры а-фазы поверхностных слоев во всех исследуемых сварных соединениях. Средний размер фрагментов в упрочненных слоях, рассчитанный по данным рентгеноструктурного анализа, равен 25...50 нм. Результаты проведенных исследований представлены в табл. 4.3.
Анализ эффективности использования технологии поверхностного упрочнения дефектных зон сварных соединений
Результаты научных исследований, представленные в предыдущих разделах диссертационной работы, свидетельствуют о весьма благоприятном воздействии интенсивной пластической деформации поверхностных слоев дефектных зон сварных соединений на структуру и комплекс механических свойств материалов. Однако, в связи с тем, что реализация этой технологии требует определенных затрат, возникает вопрос об экономической эффективности ее использования в реальном производстве.
Для оценки экономической эффективности предлагаемой технологии рассмотрено производство по выпуску емкостей, работающих под высоким давлением. Масса одной емкости — 1 тонна, количество сварных швов на одной цистерне составляет 10 м.
Единовременными затратами на организацию линии по производству емкостей по новой технологии являются:
- материальные затраты:
- 2 сварочных трансформатора - 200 тыс. руб.
- ультразвуковой генератор — 120 тыс. руб.
- концентратор ультразвуковых колебаний, твердосплавный инструмент и необходимые приспособления - 80 тыс. руб.
Заработная плата установщиков оборудования с учётом ЕСН составляет 20 тыс. руб.
Прочими затратами являются:
- расходы на проведение НИОКР - 1800 тыс. руб.
- расходы на транспортировку и разгрузку оборудования — 10 тыс. руб.
Итого капитальные вложения составят 2230 тыс. руб.
Проведем расчет текущих (ежемесячных) производственных расходов на производство цистерн по новой технологии.
В стоимость сырья и материалов входят: стоимость одной тонны листовой стали - 20.9 тыс. руб. и стоимость сварочных электродов примерно 1.5 тыс. руб. Эти расходы являются неизменными, как для старой, так и для новой продукции.
К покупным изделиям и полуфабрикатам относятся различные штуцеры и клапаны общей стоимостью 0.4 тыс. руб. Эти расходы являются неизменными, как для старой, так и для новой продукции.
Сварочный трансформатор потребляет 15 кВт электрической энергии. Для сварки 10 м сварного шва толщиной 5 мм потребуется 5 часов. Соответственно, (при стоимости электроэнергии для промышленных предприятий 1.5 руб. за кВт) затраты на электроэнергию составят 15 5 1.5 = 112.5 руб.
Ультразвуковой генератор имеет мощность 1 кВт. При скорости обработки шва 0.33 м/мин возможно обработать 10 м сварного шва за 30 мин, т.е. стоимость при сварке и последующей ультразвуковой обработке повысится на 0.75 руб.
Заработная плата сварщика при сварке 1 м сварного шва составляет около 100 руб. Соответственно, при сварке 10 м сварного шва затраты на заработную плату составят 1000 руб. С учётом ЕСН— 1260 руб.
Предполагаемая заработная плата рабочего, производящего ультразвуковую обработку, составляет 15000 руб. в месяц. Если принять, что в месяце 21 рабочий день, а одна смена — 8 часов, то за месяц он обработает 0.33 60 8 21 = 3326.4 м сварных швов. Таким образом, затраты на заработную плату при обработке одного метра сварного шва составляют 15000/3326 = 4.5 руб. То есть для обработки 10 м сварного шва затраты на заработную плату составят 45 руб., с учётом ЕСН - 56.7 руб.
Расходы на подготовку и освоение производства возьмём равными 5 % от заработной платы рабочих, расходы на содержание и эксплуатацию оборудования - 5% от заработной платы рабочих.
Цеховые расходы примем равными 100 % от заработной платы рабочих, общезаводские расходы - 200 % от заработной платы рабочих.
Расходы на износ инструмента и спецоснастки при ультразвуковой обработке 10 м сварного шва ориентировочно составляют 50 руб. Износ инструмента и спецоснастки в процессе сварки является незначительным и может быть принят равным нулю.
Потери от брака и прочие производственные расходы приняты равными 5 % от заработной платы рабочих, внеплановые расходы - 20 % от заработной платы рабочих.
В случае максимальной загрузки ориентировочная производительность линии составит около 100 цистерн в месяц. Таким образом, ежемесячные текущие производственные расходы по новой технологии составят 100 28.325 = 2832.5 тыс. руб.
Проведем оценку экономической эффективности проекта на этапе разработки, освоения и срока морального старения технологии. Очевидно, что на этапе НИР, разработка не может приносить прибыли, и, соответственно, её экономическая эффективность на этом этапе будет отрицательной. Согласно проведённым расчётом затраты на НИР будут составлять около 1.8 млн. руб. в течение года.
Оценим экономическую эффективность на этапе морального старения предлагаемой технологии.
На сегодняшний день стоимость одной цистерны массой в одну тонну составляет примерно 40 тыс. руб. Без НДС цена составляет 33.898 тыс. руб. Таким образом, удельная прибыль при производстве одной цистерны по новой технологии составляет 33.898 - 28.325 = 5.573 тыс. руб. Если предположить, что после внедрения новой технологии прибыль была увеличена в два раза, то прибыль при производстве по старой технологии составляла 2.787 тыс. руб. Тогда годовой экономический эффект от производства продукции по новой технологии можно оценить по следующей формуле:
Э = (П-ЕН-К)-А2, где Э - годовой экономический эффект от производства новой продукции для удовлетворения нужд населения или продукции повышенного качества, тыс. руб.
П - прибыль от реализации новой продукции или прирост прибыли (П2 — Пі) от реализации новой продукции повышенного качества, тыс руб.
Ен - нормативный коэффициент эффективности капитальных вложений (0,15).
К - удельные капитальные вложения на производство новой продукции. А2 — годовой объем новой продукции или продукции повышенного качества, шт.
