Повышение эффективности модифицирования металла шва при сварке низколегированной стали под флюсом с металлохимической присадкой Гущин Дмитрий Александрович

Содержание к диссертации

Введение

Глава 1. Хрупкие разрушения сварных соединений в металлоконструкциях и пути их предотвращения 12

1.1. Случаи разрушения металлоконструкций 12

1.2. Основные положения механики разрушения

1.2.1. Взаимодействие атомов в кристаллическом теле 14

1.2.2. Теоретическая и практическая прочность кристаллического тела. Разрушение сколом 16

1.2.3. Виды разрушения материалов. Хрупкое разрушение (скол) 20

1.2.4. Переход от вязкого разрушения к хрупкому 22

1.2.5. Вязкое разрушение

1.2.5.1. Зарождение и развитие трещин при наличии в металле инородных частиц или частиц второй фазы 25

1.2.5.2. Остаточные термические напряжения в окрестности включений и требования к неметаллическим включениям в

металле шва с позиции механики разрушения 30

1.3. Формирование структуры металла шва 32

1.3.1. Особенности кристаллизации сварочной ванны при дуговой сварке 32

1.3.2. Способы получения мелкозернистой структуры шва при дуговой сварке 35

1.4. Анализ стабильности механических свойств металла сварных

соединений, изготавливаемых в мостостроительных организациях 38

Глава 2. Разработка методики определения прочности сцепления модификатора с гранулятом 43

2.1. Существующая технология изготовления и применения металлохимической присадки (МХП) при автоматической сварке под флюсом Стр.

2.2. Разработка методики оценки прочности сцепления TiO2 c гранулятом 47

2.2.1. Методика оценки прочности сцепления модификатора с гранулятом 48

2.2.2. Статистическая обработка полученных результатов

2.3. Основные факторы, влияющие на прочность сцепления модификатора с гранулятом 51

2.4. Стабилизация состава МХП методом встряхивания 55

Выводы по главе 2 57

Глава 3. Разработка технологии изготовления металлохимической присадки, обеспечивающей высокую стабильность состава 59

3.1. Выбор рационального смесительного оборудования 59

3.2. Анализ и сравнение существующей и предлагаемой технологии изготовления МХП 62

3.3. Прочность сцепления частиц в МХП при обработке в планетарной мельнице 66

3.4. Сравнение факторов, влияющих на стабильность состава металлохимической присадки, полученной по разработанной и существующей технологии

3.4.1. Коэффициент усвоения модифицирующей добавки поверхностью гранулята 67

3.4.2. Влияние операции встряхивания после смешивания компонентов металлохимической присадки и определение максимального количества модифицирующей добавки, которое можно закрепить на поверхности гранулята 68

3.4.3. Влияние энергии смешивания на гранулометрический состав металлохимической присадки Стр.

3.4.4. Прочность связей между частицами металлохимической присадки, полученной по разработанной технологии 77

Выводы по главе 3 81

Глава 4. Стабильность механических свойств и структура металла шва при сварке с МХП, изготовленной по новой технологии 82

4.1. Сборка и подготовка под одностороннюю сварку стыковых соединений с металлохимической присадкой 82

4.2. Методика проведения механических испытаний 85

4.3. Результаты механических испытаний металла шва и их обсуждение 88

4.4. Фрактографический анализ изломов образцов после испытаний на ударный изгиб 94

4.5. Металлографические исследования металла шва

4.5.1. Результаты макроструктурного анализа 99

4.5.2. Результаты микроструктурного анализа 100

4.5.3. Анализ неметаллических включений в металле шва 108

4.6. Исследование влияния технологии получения МХП на химический состав металла шва 110

4.6.1. Методика и оборудование для анализа химического состава металла шва 110

4.6.2. Обсуждение результатов химического анализа 112

4.7. Оценка термодинамической вероятности протекания окислительно-восстановительных реакций при сварке сталей под флюсом с металлохимической присадкой 113

4.7.1. Анализ тепловой обстановки в сварочной ванне 114

4.7.2. Определение доли участия основного и присадочного металлов в сварном соединении 117

Стр.

4.7.3. Определение объёма и времени существования сварочной ванны 118

4.7.4. Оценка величины межфазной поверхности в системе «шлак-расплав» и «TiO2 – расплав» 120

4.7.5. Термодинамические расчёты металлургических реакций в сварочной ванне и определение наиболее вероятных реакций 122

4.7.6. Исследование механизма взаимодействия TiO2 с металлом сварочной ванны 127

Выводы по главе 4 131

Общие выводы и заключение 133

Список литературы 135

• Взаимодействие атомов в кристаллическом теле
• Разработка методики оценки прочности сцепления TiO2 c гранулятом
• Коэффициент усвоения модифицирующей добавки поверхностью гранулята
• Оценка термодинамической вероятности протекания окислительно-восстановительных реакций при сварке сталей под флюсом с металлохимической присадкой

Введение к работе

Актуальность работы подтверждается её выполнением в рамках плана научно-исследовательских работ Российской академии архитектуры и строительных наук (РААСН) на 2012 - 2015 г.г. (тема «Модифицирование структуры металла сварных швов металломодифипирующей присадкой с микро- и нанодисперсными модифицирующими частицами при сварке строительных и мостовых конструкций», направление 3: Развитие теоретических основ строительных наук, раздел 3.2. Физико-химические основы структурообразования новых материалов) и гранта Министерства образования и науки «Стипендии Президента Российской Федерации для обучения и ведения научной деятельности за рубежом студентов и аспирантов в 2013/2014 учебном году» при научном сотрудничестве с Национальным техническим университетом Украины «Киевский политехнический институт» и Институтом электросварки им. Е.О. Патона.

Целью настоящей работы является повышение хладностойкости и стабильности свойств сварных соединений конструкций стальных мостов, выполненных автоматической сваркой с металлохимической присадкой.

Для достижения поставленной цели в диссертационной работе поставлены и решены следующие задачи:

1. Дана оценка уровня и стабильности механических свойств металла шва сварных соединений из стали 10ХСНД, выполненных в производственных условиях. Определены причины нестабильности указанных свойств.

2. Предложена, экспериментально и методами математической статистики обоснована методика количественной оценки прочности сцепления модифицирующей добавки с гранулятом при изготовлении металлохимической присадки (МХП).

3. Разработана новая технология изготовления МХП, обеспечивающая высокую стабильность её состава (защищена патентом на изобретение №2574930 от 12.05.2014).

4. Предложен и экспериментально подтверждён механизм взаимодействия МХП со сварочной ванной при сварке под флюсом и образования неметаллических включений в металле шва.

5. Дана оценка термодинамической вероятности окислительно-восстановительных реакций в сварочной ванне при автоматической сварке стали 10ХСНД с МХП.

6. Проведены сравнительные исследования стабильности механических свойств, химического состава и структуры металла шва соединений, выполненных по существующей и разработанной технологиям.

Методы исследования.

Для решения поставленных задач применяли теоретические и экспериментальные методы исследований: при разработке методики количественной прочности сцепления модифицирующей добавки с поверхностью гранулята использовали полный факторный эксперимент и методы математической статистики. Для изучения свойств, структуры и химического состава металла швов сварных соединений проводили механические испытания, металлографический и химический анализ. Определение характера и площадей зон излома образцов Менаже проводили с использованием фрактографического анализа и программного продукта КОМПАС 3D-V12. Для изучения механизма взаимодействия МХП со сварочной ванной применили методы оценки термодинамической вероятности протекания металлургических реакций. Обработку экспериментальных результатов производили с использованием статистических методов и с применением прикладных программ.

Научная новизна работы.

1. Впервые разработана методика количественной оценки прочности сцепления модифицирующей добавки с гранулятом в составе МХП. Установлены основные технологические параметры, определяющие эту прочность при изготовлении МХП.

2. Показано, что при получении МХП в высокоэнергонапряженной планетарной мельнице, обеспечивающей соударение частиц с ускорением не менее 20g в течение 5 минут, происходит измельчение 60 % модифицирующих частиц диоксида титана вплоть до наноразмерного уровня и дробление гранулята с образованием новых ювенильных поверхностей, что создаёт условия получения высокой прочности сцепления наномодификатора с гранулятом.

3. Впервые для сварки под флюсом с МХП дана оценка термодинамических факторов гетерогенной реакции взаимодействия слоя модификатора на поверхности гранулята со сварочной ванной. Показано, что при сварке с МХП сокращается путь транспортировки диоксида титана в расплав и на порядок увеличивается удельная поверхность раздела фаз Ті0₂ - расплав, по сравнению со сваркой с добавкой Ті0₂ через флюс, вследствие чего обеспечивается более высокая концентрация диоксида титана в сварочной ванне.

4. Впервые предложен механизм взаимодействия диоксида титана в составе МХП со сварочной ванной при автоматической сварке стали под флюсом АН-47, содержащим АІ2О3. Согласно предложенному механизму наличие кислотного оксида ТіОг в расплаве обеспечивает переход из флюса в сварочную ванну амфотерного оксида А1₂0₃, что подтверждено результатами химического анализа металла шва, а также

термодинамическим анализом вероятности окислительно-восстановительных реакций при сварке сталей.

5. Экспериментально установлено, что при сварке с МХП, изготовленной в высокоэнергонапряженной планетарной мельнице, в шве образуются мелкие неметаллические включения из комплексов ТіОг-АІгОз, очевидно в процессе кристаллизации сварочной ванны, выполнявших роль центров кристаллизации, и мало влияющих на концентрацию напряжений при внешнем нагружении, способствующих формированию вязких морфологических форм феррита. Всё это позволяет обеспечить более высокие и стабильные показатели механических свойств металла шва.

Практическая значимость работы.

Разработанный метод количественной оценки прочности сцепления модифицирующих частиц с гранулятом в МХП и новая технология её изготовления позволяют организовать централизованное производство присадочного материала с гарантированным стабильным составом для всей мостостроительной отрасли.

Результаты исследований формирования связей между химической добавкой и гранулятом в МХП могут быть использованы при разработке МХП различного назначения с добавками нитридов, карбидов, оксидов и т.п.

На основе новой технологии изготовления МХП разработан и находится на стадии внедрения технологический регламент производства присадки для мостостроения, спроектирован участок централизованного её производства.

На защиту выносится:

5. Механизм, объясняющий особенности взаимодействия модифицирующей добавки - диоксида титана в составе МХП со сварочной ванной.

6. Методика оценки прочности сцепления между частицами в составе металлохимической присадки.

7. Новая технология получения МХП, обеспечивающая высокую прочность и стабильность сцепления модифицирующей добавки с гранулятом.

8. Результаты экспериментальных исследований влияния технологических факторов при получении МХП на прочность и стабильность сцепления.

9. Результаты исследования влияния технологии изготовления МХП на величину и стабильность механических свойств металла шва стали 10ХСНД.

Апробация работы.

Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на ежегодных научно-технических конференциях Воронежского ГАСУ (Воронеж, 2011, 2012, 2013, 2014, 2015, 2016, 2017 г.), на круглом столе «Проблемы развития системно-структурного материаловедения строительных композитов» в рамках научно-образовательного Форума Воронежского ГАСУ «Инновации в сфере науки, образования и высоких технологий. Малое Инновационное предпринимательство» (Воронеж, 2012 г.), на 15-й международной научно-практической конференции «Технология упрочнения, нанесение покрытий и ремонта: теория и практика» (С.-Петербург, 2013 г.), на международной научно-технической конференции «Механика разрушения строительных материалов и конструкций» Казанский ГАСУ (г. Казань, 2014), на научных семинарах кафедры: «Технологии сварки и диагностики» МГТУ им Н.Э. Баумана (Москва, 2014,2015 г.).

Публикации.

Результаты диссертационной работы опубликованы в 16 научных статьях, 2 статьи в международных журналах, индексируемых в базе Scopus, 8 статей в изданиях рекомендованных ВАК РФ.

Структура и объём диссертации.

Диссертационная работа состоит из введения, четырёх глав, заключения (выводов), списка цитируемой литературы и приложений. Материал работы изложен на 161 страницах, включая 55 рисунков, 36 таблиц и 12 приложений. Библиографический список включает 118 наименований.

Взаимодействие атомов в кристаллическом теле

Основатель теории разрушения Гриффитс, рассматривал разрушение твёрдого тела как процесс образования двух новых свободных поверхностей. Общее количество работы, необходимое для разведения пары атомов на бесконечное расстояние, равно U0. Эту работу разрушения твёрдого тела он приравнял к удвоенной величине поверхностного натяжения g: U0 =2g (1.2)

При перемещении атома в паре С – C на расстояние dr возникает единичное напряжение s1 =f1 (1.3) s1 где f1 – сила взаимодействия между парой, s1 – единичная площадь взаимодействия. Напряжение, действующее по всей площади XX: s=s1 =sf (1.4) Если напряжение достигнет максимума, то произойдёт разрыв связей по плоскости XX, произойдет скол, при этом разрушающее напряжение определяется выражением (1.5) где Е – модуль упругости материала (модуль Юнга).

Гриффитс одним из первых дал оценку величины max (теоретической прочности) стекловидных тел. Оказалось, что практическая прочность этих тел меньше теоретической (Е/10) примерно на два порядка (Рис. 1.6). В своей работе [15] он выявил причины этого несоответствия и предположил, что макроскопическое тело содержит микротрещины, в окрестности которых создается концентрация напряжений. Эти напряжения могут достигать теоретической прочности и способствовать развитию вышеуказанных микротрещин.

При этом проявляется масштабный фактор: чем больше сечение образца, тем больше в нём микротрещин. С увеличением диаметра стеклянного волокна прочность уменьшается и приближается к прочности обычного стекла (Рис. 1.6) [15].

Рассматривая условия развития микротрещины, имеющей форму эллипсоида с большой осью 2а («Трещина Гриффитса») он пришёл к выводу, что трещина начинает расти при достижении концентрации напряжений на её концах величины, определяемой коэффициентом интенсивности напряжений К1С =о\1тш (1-6) где о - приложенное к телу напряжение; цифра 1 указывает первый тип разрушения - сколом.

Таким образом, причиной несоответствия теоретической и наблюдаемой на практике прочности материалов является наличие в них микроскопических дефектов. Вследствие концентрации напряжений около этих дефектов разрушение материала происходит при напряжениях на два порядка меньших, чем предсказывает теория. Критическая величина концентрации напряжений, при которых происходит развитие микротрещин согласно (1.6) зависит от величины приложенных напряжений и размера зародышевой микротрещины.

Как уже отмечено, в механике разрушения представления о процессе разрушения твердых тел базируются на идее существования двух типов разрушения: 1. Разрушение от растягивающих напряжений вследствие разрыва межатомных связей - хрупкое (скол). 2. Разрушение от касательных напряжений, вследствие среза - вязкое.

Теория Гриффитса, рассматривавшая разрушение тела без учёта пластических деформаций, успешно подтвердилась на практике при исследованиях прочности хрупких тел. На самом деле в природе не существует абсолютно хрупких тел, всё зависит от условий при нагружении (температура окружающей среды и скорость нагружения). Даже струя жидкости при ударе пальца копра со скоростью 23 м/с ломается хрупко, как твердое тело [8], а мрамор при длительном нагружении проявляет пластические свойства.

Поэтому для объяснения разрушения пластичных материалов, в первую очередь - металлов теория Гриффитса была модифицирована. Вместо микротрещин Гриффитса процесс разрушения металлов рассматривали с учётом дефектов в их структуре (вакансии и дислокации, неметаллические включения, обособленные структурные фазы и т.п.).

Наличием этих дефектов объяснили низкую практическую прочность металлов по сравнению с теоретической. Орован [9] и Ирвин [10] предположили и экспериментально подтвердили, что энергия, высвобождаемая при развитии трещины в металле, в значительной степени затрачивается на пластическое течение около вершины трещины.

Пластическая деформация в металлах является следствием перемещения дислокаций под действием напряжений, температурных, концентрационных и других факторов. В основе механики разрушения металлов лежит дислокационная теория [11]. Предполагается, что разрушение проходит в два этапа: зарождение трещин и их развитие. Считается, что краевая дислокация на конце лишней атомной плоскости содержит зародышевую трещину. Под действием касательных напряжений дислокации перемещаются и скапливаются перед препятствием, тормозящим движение (инородные включения, границы зёрен, субструктуры и другие дефекты). Эти скопления могут служить зародышами микротрещин. В этом случае критерий начала разрушения представляется в виде pGy /і п\ т-т0 = А—- С1- ) где т и то - действующее сжимающее касательное напряжение и напряжение трения (препятствует движению дислокаций); G - модуль сдвига; у = - удельная поверхностная энергия, Е - модуль упругости; о - вектор Бюргерса, d - размер зерна.

Из (4) следует, что чем меньше диаметр зерна в поликристаллическом теле, тем большее касательное напряжение т требуется для зарождения трещины, а увеличение размера зерна d и размера микротрещины а зародыша согласно (1.6 и 1.7) увеличивает концентрацию напряжений в его окрестностях и вероятность разрушения сколом.

А.Ф. Иоффе, исходя из представления о двух типах разрушения - хрупкого и вязкого, предложил схему перехода от вязкого к хрупкому при понижении температуры (Рис. 1.7) [12]. Сила связи между атомами кристаллической решетки мало меняется с изменением температуры, так как расстояние между атомами можно считать постоянным (коэффициент линейного расширения металлов -порядка (8 - 15)-10" 1/град-С. Поэтому можно считать, что оотр & Const. А предел текучести определяется подвижностью дислокаций, которая зависит от температуры as = f(T) . При высокой температуре подвижность дислокаций большая, поэтому os невысок. С понижением температуры подвижность дислокаций уменьшается, а предел текучести растёт.

Разработка методики оценки прочности сцепления TiO2 c гранулятом

МХП состоит из рубленой сварочной проволоки (гранулята) опудренной модифицирующей химической добавкой ТіОг в специальном нестандартном смесителе типа «пьяная бочка» со смещенной осью вращения. При вращении в смесителе («пьяная бочка») компоненты смешиваются, падая с одной стенки сосуда на другую, под действием силы тяжести. В этом случае гравитационное ускорение компонентов смеси равно 1g. Закрепление модифицирующих частиц на поверхности гранулята (микрохолодильников) при использовании этого метода происходит в основном за счёт возникновения сил межмолекулярного взаимодействия (сил Ван-дер-Ваальса) [74].

Согласно расчётам, приведенным в работе [75, 76], оптимальному использованию резервного тепла дуги отвечает в определённых пределах масса гранулы из проволочной крошки. На основе рекомендаций И.И. Ивочкина [77] оптимальная масса гранулы из проволочной крошки должна быть в пределах 0,02 – 0,04 гр. Исходя из этих значений, была вычислена длина гранул из проволоки диаметром от 0,8 до 2,0 мм. Максимальная длина гранул для сварочной проволоки равна её диаметру. А минимальный диаметр гранул определяется с учётом процента угара и способом изготовления гранулята. Установлено, что с учетом указанных требований размер гранул должен быть не меньше 0,2 – 0,5 мм.

В настоящее время в мостостроении гранулят изготавливают из проволоки Св-10НМА, диаметром 2 мм, на специальном рубочном станке в виде частиц длиной 2 мм (с допуском плюс 0,3 мм, минус 0,5 мм) [62].

Первоначально в качестве химической добавки применяли порошок фтористого натрия [78], который пото м по гигиеническим соображениям, был заменен на двуокись (диоксид) титана пигментный (ТiО2) (Тпл=1843 С) [68, 69, 79] по ТУ У 24.1-05766356-054-2005 или ТУ У 24.1-05762329-001-2003. Его перед смешиванием с гранулятом прокаливают при температуре 150 С в течение 2-х часов. Химическая добавка TiO2 выполняет модифицирующую, рафинирующую и микролегирующую роль.

Согласно нормам [69] гранулят перед смешиванием с химической добавкой (двуокисью титана - TiO2) должен быть также прокален при температуре 150С в течение 2-х часов с тщательным перемешиванием. TiO2 вводится в МХП в количестве 0,3% от массы гранулята. После смешивания крупки с химической добавкой, излишки последней удаляют встряхиванием МХП на сите с ячейкой 45 размером 11 мм. Интенсивно сть, время встряхивания, итоговая концентрация модифицирующей добавки в МХП в нормах не указано и на практике не контролируются.

Готовую к употреблению МХП хранят в закрытых ёмкостях в резервной печи при температуре (80-90)С. Время доставки готовой МХП от резервной печи до засыпки в сварочный зазор должно быть не более 10 – 15 минут. Срок её хранения не должен превышать одного месяца после изготовления [69].

Таким образом, все сварочные материалы, применяемые при сварке мостовых металлоконструкций: сварочная проволока, флюс и электроды, подвергаются жёсткому нормированию и контролю химического состава на этапе их производства, а также проходят аттестацию по системе НАКС. В тоже время состав МХП после её производства практически не контролируется, что не гарантирует постоянства её состава и, следовательно, стабильности свойств сварных соединений.

В настоящее время МХП производят в непосредственной близости от строительного участка, как правило, в пункте подготовки и хранения сварочных материалов (Рис. 2.1). Контроль качества на всех стадиях производства МХП осуществляет специально назначенный человек, но как показывает практика, в производственных условиях обеспечить правильную дозировку модифицирующей добавки TiO2 (0,3% согласно требованиям [69]) и равномерное её нанесение с прочным закреплением на поверхности гранулята, применяя смеситель типа «пьяная бочка», – труднодостижимая задача. К причинам этого можно отнести: - нестандартизированное смесительное оборудование. В каждой мостостроительной организации применяется различное по объёму, форме и скорости вращения смесительное оборудование, что не даёт гарантированного стабильного и унифицированного для всех предприятий состава МХП. - низкая энергия смешивания приводит к образованию слабых связей между частицами в составе МХП, что также приводит к нестабильности её состава. сварке под флюсом. - отсутствие контроля рецептурного состава МХП. При удалении излишков ТіОг, не изучено как влияет интенсивность и время встряхивания, а также имеющие место быть неконтролируемые потери ТіОг при транспортировке и укладке в сварочный зазор, на итоговый состав МХП.

В результате существующая технология получения МХП в производственных условиях монтажной площадки не может гарантировать стабильность состава МХП, а, следовательно, и стабильность свойств сварных соединений, выполненных с её участием.

Одним из непременных условий постоянства получения высококачественных сварных соединений с применением МХП является стабильность её состава на всех этапах - от смешивания до укладки в зазор свариваемого стыка. Главным показателем этого постоянства является прочность сцепления частиц химической добавки с поверхностью гранулята. Она зависит от многих факторов: рельефа поверхности и наличия загрязнений на ней, конструкции смесителя и режимов смешивания, соотношения компонентов при загрузке в смеситель и др. Насколько нам известно, до настоящего времени не существовало способов непосредственной или косвенной оценки прочности сцепления частиц химической добавки с поверхностью гранулята. Это не позволяло объективно оценить постоянство состава МХП, и зависимость этого постоянства от изготовления. В связи с этим была поставлена задача предложить способ количественной оценки прочности сцепления химической добавки ТіОг с поверхностью гранулята и разработать методику её измерения [75, 76].

В работах [75, 76] прочность сцепления добавки с гранулятом предложено косвенно оценивать по привесу, представляющему разность масс чистого гранулята до смешивания и МХП, полученную после смешивания.

Гранулят изготавливали из сварочной проволоки Св-10НМА на специальном рубочном станке, размер частиц 2x2 мм. В качестве химической добавки использовали двуокись титана ТіОг с индексом «Ч» по ГОСТ 9808 с размером частиц не более 15 мкм. Перед смешиванием компоненты прокаливали при температуре 150 С. Смешивание производили в цилиндрическом смесителе типа «пьяная бочка» ёмкостью 4 литра со смещенной осью и регулируемой скоростью вращения до 60 оборотов в минуту (Рис. 2.2).

Коэффициент усвоения модифицирующей добавки поверхностью гранулята

Как уже было отмечено в 1-ой главе, неметаллические включения в металле шва неизбежны и являются дефектами, создающими зоны с повышенной концентрацией напряжений. При этом величина коэффициента концентрации напряжений тем меньше, чем меньше размер включения. Поэтому сведения уже о размере частиц ТіОг, являющихся основными составляющими неметаллических включений в шве, представляет определенный интерес.

Анализ взаимодействия модифицирующей частицы с поверхностью гранулята в процессе смешивания показал, что в зависимости от величины механической энергии контактирующих частиц в зоне контакта возникают различные микроскопические и субмикроскопические явления, изучаемые трибохимией (Рис. 3.7) [90].

В момент удара частицы о поверхность твердого тела в области контакта в зоне субмикроскопической деформации происходит аккумулирование энергии и появляются «сгустки энергии» (Рис. 3.7). При этом в зависимости от скорости соударения на очень короткое время могут возникать высшие возбужденные состояния, значительно ослабляется кристаллическая решетка, возникают разрушения структуры, связанные с выбросом атомов и электронов.

Представляет интерес информация, полученная в ходе исследований, об изменениях поверхности частиц гранулята и гранулометрического состава при изготовлении МХП [86].

В ходе эксперимента были изготовлены партии МХП с различной концентрацией модифицирующей добавки TiO2 (0,1%; 0,3%; 0,6%; 3%; 6%) по существующей технологии с применением цилиндрического низкоэнергетического смесителя и по разработанной технологии в высокоэнергетической планетарной мельнице. Смешивание производили с использованием максимальных значения вводимой энергии при смешивании для каждой из установок (для планетарной мельницы – 400 об/мин, для смесителя – 60 об/мин), в течение 5 минут.

Затем из каждой партии МХП были отобраны частицы гранулята, опудренные диоксидом титана, и проанализирована боковая и торцевая поверхность с помощью фотографий, сделанных цифровой камерой Nikon Coolpix 3700 при увеличении в 18-23 раз на микроскопе МИР-12.

Динамику взаимодействия частиц диоксида с поверхностью гранулята можно проследить по изменению рельефа торцевой поверхности со следами от режущего инструмента (Рис. 3.8) [86]. Из приведённых фотографий следует, что с увеличением исходной концентрации TiO2 в смеси возрастает количество частиц, осевших в углублениях и трещинах поверхности гранулята (Рис. 3.4). При обработке МХП в смесителе диоксид титана полностью закрывает следы резания при его концентрации в смеси более 3 % (масс). Обработка в планетарной мельнице обеспечивает закрытие следов резания на торцевой поверхности при концентрации TiO2 на порядок меньшей (0,3 %) (Рис. 3.8).

Распределение частиц TiO2 по размерам в состоянии поставки, после обработки в смесителе и планетарной мельнице, исследовали на гранулометрическом анализаторе Analysette 22 NanoTec фирмы Fritsch с диапазоном измерения от 10 нм до 2000 мкм. Тонкоизмельчённая двуокись титана, вследствие высокой поверхностной энергии частиц, подвержена комкованию, поэтому исследуемые порошки перед гранулометрированием диспергировали в воде ультразвуковой обработкой. Результаты гранулометрического анализа представлены на Рис. 3.9 [86].

Из этих данных следует, что распределение частиц по размерам в порошке в исходном состоянии и после обработки в смесителе мало различается и близко к Гауссовскому с незначительным увеличением числа частиц размером менее 1 мкм и максимумом в районе 1,5 мкм. Обработка в смесителе практически не изменила ни форму гистограммы, ни район максимума. Это свидетельствует о том, что обработка смеси в «пьяной бочке» практически не влияет ни на размеры, ни на форму частиц TiO2. При обработке смеси в планетарной мельнице её гранулометрический состав в корне отличается от двух предыдущих случаев. До 60 % возрастает количество частиц размером менее 1 мкм, а частицы крупнее 1 мкм распределены в диапазоне 1-8 мкм. Таким образом, при обработке МХП в планетарной мельнице происходит значительное измельчение частиц TiO2.

Оценка термодинамической вероятности протекания окислительно-восстановительных реакций при сварке сталей под флюсом с металлохимической присадкой

Как уже было отмечено, при фактической концентрации ТіОг = 0,4 % при изготовлении МХП по новой технологии в планетарной мельнице достигается максимальная стабилизация механических свойств и повышение на 20 - 25 % значений ударной вязкости металла шва.

Для анализа структуры металла шва были сварены образцы 14x300x1000 мм из стали 10ХСНД. При сварке использовали присадочный материал, вводимый в зазор стыка и изготовленный по трём технологическим вариантам: 1. гранулят из проволоки марки Св-ЮНМА, 0 2 мм без добавки ТЮг (образец №1); 2. МХП с фактической добавкой 0,4 % (вес) ТіОг, изготовленная по технологии, применяемой на производстве (в стандартном смесителе) (образец №2); 3. МХП с фактической добавкой 0,4 % (вес) ТіОг, изготовленная в планетарной мельнице (образец №3).

Анализ макро- и микроструктуры сварных стыковых соединений проводили с помощью микроскопа МИМ-10 на микрошлифах, изготовленных из образцов №1, 2, 3 и протравленных в 4% спиртовом растворе азотной кислоты. Твёрдость сварных соединений определяли на приборе Виккерса ТП-7Р-1. Исследование микроструктуры проводили в соответствии с ГОСТ 5693. Поверхность исследуемых образцов исследовали при разных увеличениях х 100 и х 397 по основным зонам сварного соединения согласно схеме, представленной на Рис. 4.13.

Схема анализируемых зон образцов №1, 2, 3 при микроструктурном анализе: 1 - основной металл; 2 - центр корневого шва; 3 - металл шва вблизи линии сплавления; 4 - основной металл в ЗТВ (корневая зона); 5 - центр облицовочного шва; 6 - металл облицовочного шва вблизи линии сплавления; 7 металл облицовочного шва вблизи линии сплавления; 8 - основной металл в ЗТВ (лицевая зона)

Металлографические исследования макрошлифов при увеличении х20 показали, что макроструктура металла шва в анализируемых образцах №1, 2, 3 плотная, без дефектов и мало отличается друг от друга, имеет крупнокристаллическое столбчатое строение (Рис. 4.14, а, б, в, соответственно). Отдельные дендриты, видимые невооруженным глазом, направлены от линии сплавления с основным металлом к центральной части шва (4-5 мкм). В центральной и нижней части шва наблюдается участок с вертикально расположенными кристаллитами. Мелкие столбчатые кристаллиты представляют собой колонию дендритов со строго ориентированными главными осями. Группа мелких столбчатых кристаллитов образует макроструктурный столб. Дендриты, составляющие столбчатый кристаллит, характеризуются сравнительно малой разветвленностью осей. При этом из-за избирательного процесса кристаллизации они неоднородны по химическому составу [107].

Исследование микроструктуры сварных соединений выполняли при увеличении х 100 и х 397. Исходная структура стали 10ХСНД (Таблица 16, Рис. 4.13, зона №1) строчечная: феррит и перлит располагаются в виде полос с размером зерна 9 баллов. При аустенизации в условиях сварочного термического цикла отмеченная неоднородность частично сохраняется и затем проявляется в неоднородном распределении продуктов превращения аустенита.

В верхней части сварного шва образцов №1, 2, 3 (Таблица 16, Рис. 4.13, зона №5, 6, 7, 8) структура представляет собой перлит с небольшим количеством феррита, которы й рас положе н по границам бывших аустенитны х зере н. След ует отметит ь, что дисперсность перлитной структуры образцов №1, 2 практически одинакова, а игольчатость и направленность выражены чётче в образце №3, а также в образце №3 в большей степени присутствуют выделения полигонального феррита.

Структура в нижней части сварного шва образцов №1, 2 (Таблица 16, Рис. 4.13, зона 2, 3, 4) представляет собой равноосные зерна феррита с перлитными участками. Такая структура является следствием перекристаллизации металла шва при наложении второго прохода. Механические свойства для данного типа структуры удовлетворительные. Структура металла шва образца №3 более дисперсная, чем у обр. №1, 2 и более равномерная, что является предпосылкой более высоких механических свойств, в том числе ударной вязкости.

Структура металла ЗТВ (зона термического влияния) образцов №1, 2, 3 одинаковая и представляет собой перлит и феррит с размером равноосных зерен феррита 1-2 мкм. Структура грубая, пакетного типа с небольшой разоориентировкой (Таблица 16, Рис. 4.13, зона 3, 4, 8). Перечисленные особенности структуры являются неблаго приятными факторами, облегча ющими разрушен ие по границам зерен в области ЗТВ. Однако разупрочнение практически не сказывается на работоспособности сварного соединения и требуемые механические свойства (KCU) обеспечиваются. Исследование первичной структуры при больших увеличениях позволило сопоставить первичную микроструктуру со вторичной. Сравнение микрострукт ур показы вает, что вторичн ая структура (зерна феррита) значител ьно мельче первичной (дендриты). Сетка границ ферритных зерен «дробит» дендриты независимо от их химической неоднородности. Металлографический анализ показал, что наиболее распространенными морфологическими формами феррита в структуре металла швов являются: блочный феррит (BF), пластинчатый феррит (FP), внутризеренный игольчатый феррит (IAF), феррит Видманштетта (FV), верхний бейнит (UB) и нижний бейнит (LB). Процентное содержание каждой из морфологических форм в исследованных швах образцов приведено в Таблица 17.