СОДЕРЖАНИЕ

НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКИЙ РАЗДЕЛ

Лобанов Л. М., Кирьян В. И., Кныш В. В., Проко-пенко Г. И. Повышение сопротивления усталостисварных соединений металлоконструкцийвысокочастотной механической проковкой (Обзор) .................... 3Грецкий Ю. Я. Основные аспекты свариваемостиконструкционных чугунов (Обзор) .............................................. 12Скульский В. Ю. Влияние степени легированияхромистых теплоустойчивых сталей на твердостьметалла в зоне сварных соединений ......................................... 22Шонин В. А., Машин В. С., Хаскин В. Ю., НедейТ. Н. Остаточные напряжения в соединенияхтонколистового сплава АМг6, вызванные дуговой илазерно-дуговой сваркой ........................................................... 26Денисевич Е. А. Расчетная методика определенияпараметров кристаллизации паяных швов ................................. 32Ульшин В. А., Харламов М. Ю., Борисов Ю. С.,Астахов Е. А. Динамика движения и нагрева порошкапри детонационном напылении покрытий ................................. 37

ПРОИЗВОДСТВЕННЫЙ РАЗДЕЛ

Ланкин Ю. Н., Москаленко А. А., Тюкалов В. Г.,Куран Р. И., Попов С. В. Электрошлаковая сваркакорпуса доменной печи ............................................................. 44Позняков В. Д., Касаткин С. Б., Довженко В. А.Структура и хладостойкость сварных соединений стали09Г2С после ремонтной сварки ................................................. 46Климпель А., Лисецки А., Яницки Д., Стано С.Сварка алюминиевого сплава EN AW-1050Aвысокомощным диодным лазером ............................................. 53

КРАТКИЕ СООБЩЕНИЯ

Козулин С. М., Сущук-Слюсаренко И. И. , ЛычкоИ. И. Влияние режимов ЭШН на качествовосстановленных зубьев шестерен ............................................ 57Новости ...................................................................................... 61По зарубежным журналам .......................................................... 62

ХРОНИКА

Технический семинар на Каховском заводеэлектросварочного оборудования ............................................. 66Наши поздравления ................................................................... 67

ИНФОРМАЦИЯ .......................................................................... 68

Разработано в ИЭС ...........................................................11, 21, 31, 43, 52

РЕДАКЦИОННАЯ КОЛЛЕГИЯ:

Главный редакторБ. Е. ПАТОН

Ю. С. Борисов, Н. М. Воропай,В. Ф. Грабин, А. Т. Зельниченко,А. Я. Ищенко, И. В. Кривцун,

С. И. Кучук-Яценко,Ю. Н. Ланкин,

В. К. Лебедев (зам. гл. ред.),В. Н. Липодаев (зам. гл. ред.),Л. М. Лобанов, А. А. Мазур,

В. И. Махненко, В. Ф. Мошкин,О. К. Назаренко, И. К. Походня,

И. А. Рябцев, Б. В. Хитровская (отв. секр.),В. Ф. Хорунов, К. А. Ющенко

МЕЖДУНАРОДНЫЙ РЕДАКЦИОННЫЙ СОВЕТ:

Адрес редакции:03680, Украина, Киев-150, ул. Боженко, 11

Институт электросваркиим. Е. О. Патона НАН УкраиныТел.: (38044) 287 6302, 529 2623

Факс: (38044) 528 0486E-mail: journal@paton.kiev.uаhttp://www.nas.gov.ua/pwj

Редакторы:Е. Н. Казарова, Т. В. Юштина

Электронная верстка:И. С. Баташева, А. И. Сулима,И. Р. Наумова, И. В. Петушков

Свидетельство о государственнойрегистрации КВ 4788 от 09.01.2001

Журнал входит в переченьутвержденных ВАК Украины изданийдля публикации трудов соискателей

ученых степеней.При перепечатке материалов ссылка

на журнал обязательна. За содержание рекламных материаловредакция журнала ответственности

не несет.

Цена договорная.

© НАН Украины, ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины, МА «Сварка», 2006

№ 9 (641)

Сентябрь 2006

Международный научно-технический и производственный журнал

Учредители: Национальная академия наук Украины Издатель: Международная ассоциация «Сварка» Институт электросварки им. Е. О. Патона Международная ассоциация «Сварка»

Издается с 1948 года

Н. П. АлешинБ. БрейтвейтД. фон Хофе

К. БушеГуань ЦяоУ. Дилтай

П. ЗайффартА. С. Зубченко

Т. ИгарК. Иноуэ

Н. И. НикифоровБ. Е. ПатонЯ. ПилярчикЧжан ЯнминВ. К. Шелег

(Россия)(Великобритания)(Германия)(Франция)(Китай)(Германия)(Германия)(Россия)(США)(Япония)(Россия)(Украина)(Польша)(Китай)(Беларусь)

CONTENTS

SCIENTIFIC AND TECHNICAL

Lobanov L. M., Kiryan V. I., Knysh V. V., Prokopenko G. I. In-creasing fatigue resistance of welded joints in metal structures byhigh-frequency mechanical peening (Review) ...................................... 3Gretsky Yu. Ya. Main aspects of weldability of structural castirons (Review) ................................................................................... 12Skulsky V. Yu. Effect of the degree of alloying of heat-resistantchromium steels to increase hardness of metal within the joiningzone ................................................................................................. 22Shonin V. A., Mashin V. S., Khaskin V. Yu., Nedej T. N. Resid-ual stresses in joints on thin-sheet alloy AMg6 induced by arc andlaser-arc welding .............................................................................. 26Denisevich E. A. Calculation procedure for evaluation of solidifi-cation parameters of brazed welds ................................................... 32Ulshin V. A., Kharlamov M. Yu., Borisov Yu. S., AstakhovE. A. Dynamics of motion and heating of powder in detonationspraying of coatings .......................................................................... 37

INDUSTRIAL

Lankin Yu. N., Moskalenko A. A., Tyukalov V. G., Kuran R. I.,Popov S. V. Electroslag welding of blast furnace casing .................... 44Poznyakov V. D., Kasatkin S. B., Dovzhenko V. A. Structureand cold resistance of welded joints in steel 09G2S after repairwelding ............................................................................................. 46Klimpel A., Lisetzki A., Yanitzki D., Stano S. Welding of alu-minium alloy EN AW-1050A using high-power diode laser .................. 53

BRIEF INFORMATION

Kozulin S. M., Sushchuk-Slyusarenko I. I., Lychko I. I. Effectof ESC parameters on quality of restored gear teeth .......................... 57News ............................................................................................... 61Review of foreign journals ................................................................. 62

NEWS

Workshop at Kakhovka factory for welding equipment ........................ 66Our congratulations .......................................................................... 67

INFORMATION ............................................................................ 68

Developed at PWI ..................................................... 11, 21, 31, 43, 52

EDITORIAL BOARD:

Editor-in-Chief B.E.PATON

Yu. S. Borisov, N. M. Voropai,V. F. Grabin, A. T. Zelnichenko,A. Ya. Ishchenko, I. V. Krivtsun,

S. I. Kuchuk-Yatsenko,Yu. N. Lankin,

V. K. Lebedev (vice-chief ed.),V. N. Lipodaev (vice-chief ed.),

L. M. Lobanov, A. A. Mazur,V. I. Makhnenko, V. F. Moshkin,

O. K. Nazarenko, I. K. Pokhodnya,I. A. Ryabtsev,

B. V. Khitrovskaya (exec. secr.),V. F. Khorunov, K. A. Yushchenko

THE INTERNATIONALEDITORIAL COUNCIL:

Address:The E. O. Paton Electric Welding Institute

of the NAS of Ukraine,11 Bozhenko str., 03680, Kyiv, Ukraine

Tel.: (38044) 287 63 02, 529 26 23 Fax: (38044) 528 04 86

E-mail: journal@paton.kiev.uahttp://www.nas.gov.ua/pwj

Editors:E. N. Kazarova, T. V. Yushtina

Electron galley:I. S. Batasheva, A.I.Sulima,

I. R. Naumova,I. V. Petushkov

State Registration CertificateKV 4788 of 09.01.2001

All rights reserved.This publication and each of the articles

contained here in are protectedby copyright.

Permission to reproduce materialcontained in this journal must be obtained

in writing from the Publisher.

© NAS of Ukraine, PWI, International Association «Welding», 2006

Avtomaticheskaya Svarka (Automatic Welding)

WELDING — CUTTING — SURFACING — BRAZING — COATING

№ 9 (641) September 2006 Published since 1948

Journal «Avtomaticheskaya Svarka» is published in English under the title «The Paton Welding Journal». Concerning publication of articles, subscription and advertising, please, contact the editorial board.

International Scientific-Technical and Production Journal

Founders: The National Academy of Sciences of Ukraine Publisher: International Association «Welding»

The E. O. Paton Electric Welding Institute

International Association «Welding»

N. P. AlyoshinB. Braithwaite

C. BoucherD. von HofeGuan QiaoU. Dilthey

P. SeyffarthA. S. Zubchenko

T. EagarK. Inoue

N. I. NikiforovB. E. Paton

Ya. PilarczykZhang Yanmin

V. K. Sheleg

(Russia)(UK)(France)(Germany)(China)(Germany)(Germany)(Russia)(USA)(Japan)(Russia)(Ukraine)(Poland)(China)(Belarus)

УДК 621.791.052:539.43

ПОВЫШЕНИЕ СОПРОТИВЛЕНИЯ УСТАЛОСТИСВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ МЕТАЛЛОКОНСТРУКЦИЙ

ВЫСОКОЧАСТОТНОЙ МЕХАНИЧЕСКОЙ ПРОКОВКОЙ (Обзор)Академик НАН Украины Л. М. ЛОБАНОВ, чл.-кор. НАН Украины В. И. КИРЬЯН,

В. В. КНЫШ, канд. физ.-мат. наук (Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины),Г. И. ПРОКОПЕНКО, д-р техн. наук (Ин-т металлофизики им. Г. В. Курдюмова НАН Украины)

Обобщены результаты исследований эффективности применения высокочастотной механической проковки (ВМП)для повышения сопротивления усталости сварных соединений сталей различного класса прочности и алюминиевыхсплавов. Установлены общие закономерности изменения сопротивления усталости сварных соединений в результатеВМП, определяемые механическими свойствами материала, уровнем концентрации рабочих напряжений, асимметриейцикла внешнего нагружения, величиной и знаком формируемых обработкой остаточных напряжений в зоне кон-центраторов. Разработана методика расчетного прогнозирования эффективности ВМП в зависимости от указанныхвыше факторов.

К л ю ч е в ы е с л о в а : стали, алюминиевые сплавы, сварныесоединения, концентрация напряжений, остаточные напря-жения, сопротивление усталости, высокочастотная меха-ническая проковка, ультразвуковая обработка

Высокочастотная механическая проковка (ВМП)является развитием технологий поверхностногопластического деформирования металла. К такимтехнологиям относят наклеп дробью, обкатку ро-ликом, чеканку одно- и многобойковыми инстру-ментами с пневматическим или электромехани-ческим приводом, пластическое обжатие, взрыв-ную обработку и др. [1–5]. В основном они при-меняются для повышения сопротивления усталос-ти деталей машин и сварных соединений конс-трукций различного назначения.

Впервые возможность использования ультраз-вуковой (УЗ) технологии для улучшения служеб-ных свойств сварных конструкций обоснована вМВТУ им. Н. Э. Баумана в 1959 г. в работе [6],посвященной обработке сварных соединений уль-тразвуком с целью перераспределения остаточныхнапряжений. В последующем исследования поснижению остаточных напряжений в сварных со-единениях УЗ обработкой получили развитие вработах [7–11] и в основном были направленына обеспечение размерной стабильности элемен-тов сварных конструкций при эксплуатации. На-ряду с этим исследовано влияние УЗ колебанийна изменение внутренних напряжений в сталях,ударного воздействия инструмента на степень уп-рочнения металла, его износостойкость, форми-рование на поверхности остаточных напряжений[12–15]. В работе [16] изучен механизм УЗ удар-ной обработки. В отдельных работах предпри-няты попытки использования УЗ технологий для

повышения сопротивления усталости деталей ма-шин [17, 18], коррозионно-усталостной прочностистали [19], а также наплавленных гребных валов[20].

УЗ технология представляет собой ударнуюобработку поверхности металла высокопрочнымибойками, механические колебания которых воз-буждаются УЗ генератором через излучатель (пре-образователь электрических колебаний в механи-ческие). При этом в зависимости от решаемыхтехнологических задач применяются стандартныеили специально разработанные УЗ генераторы иинструменты на базе магнитострикционных илипьезокерамических излучателей с выходной мощ-ностью 0,3…2,5 кВт [10, 21–24 ].

Поверхностное пластическое деформированиеударами, следующими с высокой частотой, можетосуществляться по трем схемам (рис. 1). В первомслучае (рис. 1, а) рабочий инструмент в виде за-каленного шара, твердосплавного или алмазногонаконечника жестко связан с торцом УЗ концен-тратора. Вся колебательная система поджимаетсяк поверхности с силой Fcт ≈ 100…200 Па и сво-бодно скользит в направляющих. При обработкепрочных материалов происходит отскок инстру-мента от поверхности детали, поэтому для эф-фективной обработки требуются значительные си-лы поджатия Fст и остаточная мощность УЗ из-лучателей. Во втором случае (рис. 1, б) рабочийинструмент не связан жестко с концентратороми удерживается в специальных оправках. Он на-зывается промежуточным ударным элементом. Вконце 1960-х — начале 1970-х годов такой способобработки предложили ученые США, Украины иРоссии. В данном случае весь излучатель такжесвободно скользит в направляющих и поджима-

© Л. М. Лобанов, В. И. Кирьян, В. В. Кныш, Г. И. Прокопенко, 2006

9/2006 3

ется к поверхности детали с силой Fст, однакоона значительно меньше, чем в первом случае,и обычно составляет 30…50 Па. При этом воз-никают вынужденные колебания промежуточногоэлемента в определенном зазоре (~0,01 мм), ко-торый автоматически устанавливается при воз-буждении УЗ колебаний. Из схемы видно, что на-личие зазора является необходимым условием воз-никновения колебаний деформирующего элемента.Исследования показали, что при таком способе пе-редачи УЗ энергии в обрабатываемое изделие про-исходит интенсивная пластическая деформация по-верхности металлов. Известен также способ повер-хностной обработки с помощью ультразвука (рис. 1,в). В данном случае излучатель жестко закреплен(например, в суппорте станка), между промежуточ-ным элементом и поверхностью детали устанавли-вается фиксированный зазор h ≈ 0,01 мм, а самэлемент поджимается к торцу УЗ волновода с не-большой силой порядка 10 Па. При включенииУЗ колебаний элемент начинает колебаться в за-зоре с определенной частотой. Из рис. 1 видно,что во втором и третьем случаях эта частота су-

щественно ниже частоты УЗ колебаний и состав-ляет в среднем 1...3 кГц. При использовании мно-гобойковых инструментов с количеством ударни-ков 3…10 шт. и более суммарная частота ударовможет быть выше этих значений из-за того, чтоударники колеблются не в фазе и их колебанияв зазоре носят стохастический характер. Тем неменее собственно УЗ обработкой может считатьсялишь первый случай, когда инструмент колеблет-ся с УЗ частотой. Во втором и третьем случаяхультразвук служит лишь приводом для вынуж-денных колебаний инструмента в определенномзазоре. Такой тип обработки называют УЗ ударнойобработкой (УЗУО). В иностранной литературеиспользуют термин УЗ пиннинг. Однако посколь-ку инструмент совершает колебания в зазоре сболее низкой частотой, чем УЗ, более уместноиспользовать термин «высокочастотная механи-ческая проковка» (ВМП).

Впервые исследования оценки возможностиприменения УЗ технологии для повышения соп-ротивления усталости сварных соединений былипроведены в ИЭС им. Е. О. Патона в 1982 г. Всварных соединениях с помощью ВМП обраба-тывали склонную к усталостным повреждениямзону перехода от шва к основному металлу посхеме, приведенной на рис. 1, б. В качестве бойкаиспользовали шарик диаметром 16 мм. Его ме-ханические колебания создавали серийным маг-нитострикционным преобразователем ПМС-15А-18 и УЗ генератором УЗГ-10М. Частота УЗ ко-лебаний составляла 27,5 кГц. Такой вид ВМП вы-зывал интенсивную пластическую деформациюметалла на глубину до 0,3…1 мм в зависимостиот вида материала и его механических свойств.Это приводило к обеспечению более плавного пе-рехода от шва к основному металлу и, как след-ствие, снижению концентрации рабочих напря-жений в соединении. Кроме того, в поверхностныхслоях обработанного участка возникали сжима-ющие остаточные напряжения. В результате такойобработки циклическая долговечность стыковыхсоединений низкоуглеродистой стали увеличива-лась в 18…20 раз.

По инициативе Б. Е. Патона в 1983 г. в ИЭСим. Е. О. Патона были начаты систематическиеисследования, связанные с разработкой техноло-гичного в использовании способа повышения соп-ротивления усталости сварных соединений высо-копрочной стали применительно к судостроитель-ным корпусным конструкциям. Они выполнялисьсовместно с ЦНИИ «Прометей» (г. Санкт-Петер-бург, Россия) и Северным машиностроительнымпредприятием — СМП (г. Северодвинск, Россия).Исследования проводили на двух типах сварныхсоединений — стыковом и с поперечными угло-выми швами. Для УЗУО сварных соединений наСМП использовали компактный ручной инстру-

Рис. 1. Схемы реализации процесса ВМП [10]: а — жесткоезакрепление деформирующего элемента (боек) с поджатиемакустической системы усилием Fст; б — то же, но при пас-сивном деформирующем элементе; в — с колебаниями де-формирующего элемента в зазоре h; 1 — излучатель; 2 —волновод; 3 — деформирующий элемент; 4 — обрабатывае-мая деталь

4 9/2006

Эффективность ВМП сварных соединений

№ п/пМарка сва-риваемогометалла

σпр,МПаТолщи-на, мм

Типсоединения

Условия испытания σR, МПапри N = 2⋅106, цикл ∆σR,

МПа/%Источник инфор-мации, примечаниевид нагру-

жения Rσисходное состояние

после об-работки

1 Ст.3сп 458 20 Стыковое Растяжение 0 140 220 80/57 [3, 25–28, 43, 55]

2 Высоко-прочная

>1000 20 » » Изгиб –1 180 300 120/66 [3, 25–28, 43, 55]

3 >1000 20 » » » » –1 140 260 120/86 [3, 25–28, 43, 55]

4 >1000 20 » » Растяжение 0 110 140 30/27 То же, выпуклостишвов превышалидопуски стандартов

5 >1000 20 » » Изгиб 0,6 135 175 40/30 [3, 25–28, 43,55, 56], σR при N = 5⋅106 цикл

6 >1000 30 С попе-речныммребрами,

привареннымиугловымишвами

То же –1 80 240 160/200 [3, 26–28, 43,55, 56], σR при N = 5⋅106 цикл

7 >1000 30 То же » » 0 110 230 120/109

8 >1000 30 » » » » 0,6 80 105 25/31

9 Аусте-нитная

— 80 » » » » 0 110 205 95/86 [25, 35, 43],σR при

N = 4⋅106 цикл

10 — 80 С про-дольнойпланкой,

привареннойугловымишвами

» » 0 100 190 90/90 [25, 35, 43],соединение с

полным проваром

11 Е690 823...876 9,5 Тавровое » » 0,1 135 397 260/192 [33]

12 836 9,5 Стыковое Растяжение 0,1 129 224 95/74 [34]

13 Е460 589 10 Тавровое Изгиб 0,1 168 290 122/73 [34]

14 Алюми-ниевыйсплав

6061Т6

290 8 Стыковое Растяжение 0,1 71 86 15/21 [34]

15 Алюми-ниевыйсплавАА5083

335 8 Нахлес-точное спопереч-ными

угловымишвами

» » 0,1 19,8 35,1 15,3/78 [53]

16 335 8 С продоль-ными

планками,приварен-ными

угловымишвами

» » 0,1 35 68 33/95 [53]

17 WELDOX420

573 20 С попереч-ными

ребрами,приварен-ными

угловымишвами

Изгиб 0,1 198 327 129/65 [47], диаметрдеформирующегоэлемента 5 мм

18 573 20 То же » » 0,1 198 341 143/72 [47], диаметрдеформирующегоэлемента 3 мм

19 ТМСР σт = 420 20 » » » » 0,1 178 351 173/97 [46]

20 Ст3сп 460 30 » » Растяжение 0,0 113 167 54/49 Данные ИЭС

9/2006 5

мент с магнитострикционным преобразователеми многоэлементным рабочим органом [21, 22]. Ис-точником возбуждения колебаний служило УЗ ти-ристорное генераторное устройство УТГУ-1,2-27с выходной мощностью до 1,2 кВт. При выпол-нении исследований изменяли следующие пара-метры ВМП: амплитуду колебаний УЗ излучателя;скорость перемещения инструмента; количествопроходов инструмента; ширину обрабатываемойзоны. Установлена высокая эффективность ВМПсварных соединений высокопрочных конструк-ционных сталей при различных видах нагруженияв широком диапазоне изменения коэффициентаасимметрии цикла (таблица, № 2-8). При этом из-менение ширины обрабатываемой зоны соедине-ний не оказывало влияния на циклическую дол-говечность соединений. В качестве оптимальныхрежимов упрочнения ширина обрабатываемой зо-ны выбрана в пределах 4…7 мм, а скорость пе-ремещения инструмента около 0,5 м/мин. Глав-ными причи- нами, вызыващими повышение цик-лической долговечности и предела выносливостисварных соединений при ВМП, оказались следу-ющие:

снятие растягивающих и создание в зонах кон-центраторов благоприятных остаточных напряже-ний сжатия;

уменьшение концентрации рабочих напряже-ний;

деформационное упрочнение поверхностногослоя металла.

Следует отметить, что работы Института элек-тросварки им. Е. О. Патона НАН Украины посозданию способа и технологии ВМП, а такжеоценке эффективности их применения для повы-шения сопротивления усталости сварных соеди-нений выполнены совместно ЦНИИ «Прометей»и СМП [25–31].

Результаты этих исследований использованыв ЦНИИ «Прометей» при составлении техноло-гических рекомендаций по применению ВМП дляповышения сопротивления усталости сварных со-единений корпусных корабельных конструкций.

Дальнейшие исследования ИЭС им. Е. О. Па-тона по расширению областей применения ВМПдля повышения сопротивления усталости сварныхконструкций проводил совместно с предприя-тиями и организациями Минтяжмаша, Минави-апрома, Минтрансстроя, Государственной адми-нистрации железнодорожного транспорта Украи-ны и других ведомств. Ряд работ выполнен сов-местно с Северной научно-технологической ком-панией — СНТК (г. Северодвинск, Россия), ГИП-РОНИИАВИАПРОМ (г. Москва, Россия), НКМЗ(г. Краматорск, Украина), Институтом сварки(Франция) и др. Результаты этих и других экс-периментальных исследований эффективностиприменения ВМП для повышения сопротивления

Окончание таблицы

№ п/пМарка сва-риваемогометалла

σпр,МПаТолщи-на, мм

Типсоединения

Условия испытания σR, МПа при N = 2⋅106 ∆σRИсточник инфор-мации, примечаниеВид нагру-

жения Rσ

В исход-ном состо-

янииПосле об-работки МПа/%

21 Ст3сп 460 30 С попереч-ными

ребрами,приварен-ными

угловымишвами

Растяжение 0,0 113 164 51/48 Данные ИЭС.Инструмент с

пьезокерамическимпреобразователем.

Диаметрдеформирующегоэлемента 3 мм

22 460 30 То же » » 0,0 113 164 51/48 То же, диаметрдеформирующегоэлемента 2 мм

23 09Г2СЮЧ 550 14 С продоль-ными

ребрами,приварен-ными

угловымишвами

» » 0,0 96 156 60/62 Данные ИЭС

24 15ХСНД 520 14 То же » » 0,0 86 180 94/110 » »

25 WELDOX700

800 6 » » » » 0,1 86 190 104/120 [54]

26 Q235B 435,5 8 Стыковое » » 0,1 148,5 234 85,5/57 [52], инструмент спьезокерамическимпреобразователем27 435,5 8 Кресто-

образноеЧетырехто-чечныйизгиб

0,25 142,5 234 91,5/64

28 435,5 8 То же То же –0,5 165 282 117/71

6 9/2006

усталости сварных соединений сталей различныхклассов прочности и алюминиевых сплавов при-ведены в таблице. Среди них выполненные Ин-ститутом сварки Франции в 1990–1991 гг. экспе-риментальные исследования на образцах с попе-речными угловыми швами (высокопрочная сталь),упрочненными с помощью ВМП в ИЭС им. Е.О. Патона. Результаты этой работы отражены всовместной публикации [32]. В дальнейшем ана-логичные исследования продолжены Институтомсварки Франции на сварных соединениях низко-углеродистой стали и алюминиевого сплава [33,34]. Они показали, что эффективность ВМП свар-ных соединений снижается с уменьшением проч-ности стали (см. таблицу, № 11, 13).

В 1992–1993 гг. в ИЭС им. Е. О. Патона сов-местно с ГИПРОНИИАВИАПРОМ выполненыисследования обоснования целесообразности при-менения ВМП сварных узлов из аустенитных ста-лей при создании криогенной аэродинамическойтрубы. Установлено, что в сварных соединениях,подвергнутых ВМП, очагами зарождения усталос-тных трещин становятся незаваренные щели вкорне угловых швов, а не как обычно зона пе-рехода от металла шва к основному материалу.На основе полученных результатов исследований(см. таблицу, № 9, 10) даны рекомендации по кон-структивному оформлению сварных узлов и при-менению ВМП в наиболее нагруженных элемен-тах проектировавшейся криогенной аэродинами-ческой трубы [35].

В 1987–1993 гг. в ИЭС им. Е. О. Патона сов-местно с НКМЗ (г. Краматорск) выполнены ис-следования сопротивления усталости сварных со-единений при циклическом сжатии. Такой виднагружения характерен для несущих элементовстрел экскаваторов-драглайнов. Показано, что пе-рераспределение остаточных сварочных напряже-ний в зонах концентраторов в результате ВМПисключает образование усталостных трещин всварных узлах, характерных для несущих элемен-тов стрел [36, 37].

Обоснование применения ВМП для повыше-ния сопротивления усталости сварных узлов изтруб относится к 1991–2001 гг. При этом техно-логию ВМП выбирали с учетом особенностей нап-ряженно-деформированного состояния в зоне при-мыкания раскоса к поясу элементов трубных кон-струкций. Установлено, что положительное вли-яние ВМП начинает сказываться в области дол-говечностей более 104 циклов и приводит к по-вышению предела выносливости в 2 раза. Поло-жительное влияние ВМП трубчатых узлов про-является как по критерию зарождения трещин, таки по критерию полного разрушения [38, 39]. Вработе [40] обоснована целесообразность приме-нения и установлена высокая эффективность ВМПдля продления ресурса эксплуатируемых узловых

соединений решетчатых сварных конструкций изтруб, работающих при переменном нагружении.При этом положительный эффект достигается не-зависимо от степени накопленного усталостногоповреждения конструкцией на стадии ее эксплу-атации до применения ВМП.

На основе результатов усталостных испытанийкрупномасштабных сварных моделей узловсплошностенчатых пролетных строений новоготипа для железнодорожных мостов [41], получен-ных в ИЭС им. Е. О. Патона, и опытной проверкина Воронежском мостовом заводе и эксперимен-тальном кольце ВНИИ железнодорожного тран-спорта ВМП рекомендована к применению в мос-тостроении. По решению Технического совета Го-садминистрации железнодорожного транспортаУкраины УкрПРОЕКТСТАЛЬКОНСТРУКЦИЯвключила этот вид обработки в проектную до-кументацию опытных типовых сварных пролет-ных строений мостов для железных дорог Укра-ины. С учетом конструктивных особенностейсварных узлов пролетных строений осуществленанеобходимая корректировка технологических па-раметров ВМП.

В работе [26] установлено, что анизотропияпластических свойств, обусловленная локальнымпластическим деформированием металла ВМП, неприводит к снижению вязкости разрушения свар-ных соединений, характеризуемой критическимраскрытием вершины трещины при низких тем-пературах. Это дало основание отнести ВМП кспособам упрочнения, не представляющим опас-ности для несущей способности сварных конс-трукций, эксплуатируемых при пониженных кли-матических температурах. Более того, в условияхнизких климатических температур (до –60 °С), какпоказано в работе [42] при повторно-ударном наг-ружении, ВМП сварных соединений низколеги-рованных сталей является наиболее эффективноймерой повышения их сопротивления усталости посравнению с другими видами обработок (меха-ническое снятие усиления шва, аргонодуговая,взрывная).

С 1994–1995 гг. результаты исследований поповышению сопротивления усталости сварных со-единений под действием ВМП и созданию соот-ветствующего технологического оборудованияпредставляются на конгрессах Международногоинститута сварки (МИС) [43, 44]. В 1997–1999 гг.в рамках кооперативной программы МИС «Ис-пытание методов упрочняющих обработок свар-ных соединений» [45] отделом прочности сварныхконструкций ИЭС им. Е. О. Патона по договорамс СНТК (г. Северодвинск) выполнены две работы,в которых показаны преимущества ВМП по срав-нению с пневмопроковкой, дробеструйной обра-боткой и аргонодуговым оплавлением [46, 47]. Ис-следования проводили на сварных соединениях

9/2006 7

шведской низколегированной стали WELDOX420. Для получения максимального эффекта тех-нологические параметры ВМП корректировали(см. таблицу, № 17, 18).

Рассмотренные результаты исследований по-лучены на сварных соединениях, ВМП которыхвыполняли с использованием оборудования набазе магнитострикционных преобразователей [21,22, 30–32, 44]. Вместе с тем, длительное времяв Украине выполняются такие работы, связанныес созданием технологического оборудования дляВМП металлов и сварных соединений с исполь-зованием пьезокерамических преобразователей [4,23, 24, 48]. Применение пьезокерамических из-лучателей имеет ряд преимуществ, главные из ко-торых: увеличение КПД установок, снижение ихмассы и энергопотребления, отсутствие водяногоохлаждения. Такая установка создана в Киеве напредприятии «Ультрамет» с участием сотрудни-ков ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины [49–51].Оптимальная мощность генераторов и излучате-лей на пьезокерамике находится в диапазоне0,3…0,5 кВт. Установка опробована в ИЭС им.Е. О. Патона на сварных соединениях высокоп-рочной и низкоуглеродистой стали с поперечнымиугловыми швами. Для сопоставления однотипныеобразцы подвергали ВМП инструментами как смагнитострикционным, так и с пьезокерамичес-ким преобразователями, причем оба типа инстру-мента имели головки с иглами-ударниками диа-метром 3 мм. Отличительные особенности голо-вок инструментов на пьезокерамических преоб-разователях защищены патентами [48–50] и ав-торскими свидетельствовами СССР [23]. Техно-логические параметры (скорость перемещения ин-струмента, количество проходов, ширина обраба-тываемой зоны, усилие прижатия инструмента,амплитуда УЗ колебаний торца волновода) обра-ботки соединений принимали идентичными дляобоих типов инструмента. Образцы из высокоп-рочной стали испытывали на трехточечный изгиб,а из низкоуглеродистой — при осевом нагру-

жении. Исследования показали, что при приме-нении низкоуглеродистой стали использованиеинструмента с магнитострикционным и пьезоке-рамическим преобразователями по сравнению сисходным состоянием приводит практически кодинаковому повышению пределов выносливостисварного соединения (см. таблицу, № 20, 21).Вполне вероятно ожидать несколько высшую эф-фективность ВМП при обработке сварных сое-динений высокопрочной стали с помощью инс-трумента с магнитострикционным преобразовате-лем. Здесь подтверждена также существенная за-висимость эффекта ВМП от ее технологическихпараметров. Положительные результаты также по-лучены в Китае при использовании оборудованияс пьезокерамическими преобразователями дляВМП сварных соединений [52] (см. таблицу,№ 26–28).

ВМП может применяться для повышения соп-ротивления усталости сварных соединений сталейразличных классов прочности, в том числе и алю-миниевых сплавов. Однако для соединений алю-миниевых сплавов оптимальные параметры ВМПотличаются от параметров обработки сварных со-единений сталей. Так, при оптимальных парамет-рах ВМП сварных соединений алюминиевыхсплавов получено повышение пределов выносли-вости нахлесточных соединений с поперечнымии продольными швами при N = 2⋅106 циклов со-ответственно на 78 и 95 % (см. таблицу, № 15,16) [53]. В то же время обработка сварных сое-динений алюминиевых сплавов по технологии, со-ответствующей однотипным сварным соединени-ям сталей, приводит к повышению предела вы-носливости на 21 % (см. таблицу, № 12, 14) [34].

В работе [53] установлено, что эффективностьВМП стыковых соединений алюминиевого сплаваАМг-6 зависит от мощности УЗ генератора и пре-образователя, диаметра применяемых игольчатыхбойков и асимметрии цикла внешнего нагруже-ния. Один из важных выводов этих исследованийсостоит в том, что применительно к сварным со-

Рис. 2. Зависимость наведенных ВМП оптимальных остаточных напряжений сжатия σостсж в зоне концентратора напряжений

от коэффициента асимметрии цикла внешнего нагружения Rσ, при которых достигается максимальное повышение пределоввыносливости: а — стыковое соединение; б — соединение с поперечными угловыми швами: 1–3 — соответственно низкоуг-леродистая, низколегированная и высокопрочная стали

8 9/2006

единениям алюминиевых сплавов лучшие резуль-таты дает использование УЗ установки с пьезо-керамическим преобразователем (потребляемаямощность 0,3 кВт) по сравнению с магнитост-рикционным.

Априори считают, что наибольший эффектВМП достигается при формировании в зоне кон-центратора остаточных напряжений сжатия, рав-ных или превышающих предел текучести сталиσт. В ИЭС им. Е. О. Патона разработана методикарасчетного определения эффективности способовповышения сопротивления усталости сварных со-единений, позволяющая устанавливать оптималь-ное значение формируемых остаточных напря-жений сжатия в зоне концентратора, при которомдостигается максимальное повышение пределавыносливости сварного соединения [3]. В данномслучае учитываются механические свойства ма-териала, концентрация рабочих напряжений,асимметрия цикла внешнего нагружения, величи-на формируемых обработкой остаточных напря-жений сжатия в зоне концентратора. Анализ по-казал, что в большинстве случаев значение оста-точных напряжений сжатия должно находитьсяв диапазоне (0,5…0,7)σт. На рис. 2 приведено из-менение оптимальных значений остаточных нап-ряжений сжатия для двух типов сварных соеди-нений (стыкового и с поперечными угловымишвами) сталей трех классов прочности — низ-коуглеродистой (σт = 300 МПа), низколегирован-ной (σт = 400 МПа) и высокопрочной (σт == 600 МПа) в зависимости от коэффициентаасимметрии цикла внешнего нагружения Rσ.Представленные данные свидетельствуют о су-щественном влиянии Rσ на оптимальное значениеформируемых с помощью ВМП в зонах концен-траторов остаточных напряжений сжатия, обес-печивающих максимально возможное повышениепределов выносливости и увеличение цикличес-кой долговечности сварных соединений. В облас-ти воздействия знакопеременных напряжений оп-тимальное значение формируемых обработкой ос-таточных напряжений сжатия значительно нижеσт соответствующей стали. И только при нулевомцикле (Rσ = 0) оно достигает предела текучестистали. Таким образом, оптимизация параметровВМП позволяет получить максимальный эффектпри существенном снижении ее трудоемкости.

В заключение следует отметить, что ВМП яв-ляется производительным и экономичным спосо-бом повышения сопротивления усталости свар-ных соединений сталей различного класса проч-ности и алюминиевых сплавов. ЭффективностьВМП сварных соединений увеличивается:

с повышением прочности исходного матери-ала. В случае стыковых соединений низкоугле-родистой стали повышение предела выносливости

∆σR составляет 57 (см. таблицу, № 1), а высо-копрочной 74 % (таблица, № 12). На соединенияхс поперечными угловыми швами повышение ∆σRсоставляет 65…72 (таблица, № 17, 18), а высокоп-рочной 109 % (таблица, № 7);

для сварных соединений с высокой исходнойконцентрацией рабочих напряжений, обусловлива-емой формой шва. Если для стыкового соединениявысокопрочной стали ∆σR = 66 (таблица, № 2), тов случае соединения с поперечными угловыми шва-ми ∆σR = 200 % (таблица, № 6);

со снижением коэффициента асимметрии цик-ла внешнего нагружения Rσ. Изменение Rσ от +0,6до –1,0 приводит к повышению ∆σR сварного со-единения высокопрочной стали с поперечнымиугловыми швами от 31 до 200 % (таблица, № 6–8).Такая же закономерность сохраняется и на сты-ковых соединениях высокопрочной стали (∆σRвозрастает от 30 до 86 %, таблица, № 2, 3, 5).

Уровень повышения сопротивления усталостисварных соединений существенно зависит от па-раметров ВМП. Путем их подбора (в ИЭС им.Е. О. Патона разработана соответствующая ме-тодика) может быть достигнуто весьма сущест-венное повышение предела выносливости ∆σR.

ВМП сварных соединений с использованиемоборудования на базе магнитострикционных ипьезокерамических преобразователей при иден-тичных технологических параметрах обработкиприводит к практически одинаковому повышениюсопротивления усталости сварных соединенийсталей низкой и средней прочности. Преимущес-тво магнитострикционных преобразователей мо-жет наблюдаться в случае высокопрочных сталей.

В результате пластического деформированияпри ВМП локальное упрочнение металла в зонеперехода от шва к основному материалу не при-водит к снижению вязкости разрушения сварногосоединения в целом, устанавливаемой по пока-зателю нелинейной механики разрушения (кри-тическое раскрытие вершины трещины) при низ-ких климатических температурах (до –60 °С). Этопозволяет рекомендовать технологию ВМП дляповышения сопротивления усталости сварных со-единений металлоконструкций, эксплуатируемыхпри температурах до –60 °С.

Полученные результаты экспериментальныхисследований эффективности применения ВМПдля повышения сопротивления усталости сварныхсоединений сталей различных классов прочностии алюминиевых сплавов, опыт ее применения всудостроении, опытно-промышленные проверки вмостостроении применительно к вновь изготав-ливаемым и эксплуатируемым пролетным строе-ниям и в других отраслях могут служитьоснованием для включения данного вида повер-

9/2006 9

хностного наклепа в нормы проектирования и из-готовления сварных конструкций.

1. Патон Б. Е. Современные направления повышенияпрочности и ресурса сварных конструкций // Автомат.сварка. — 2000. — № 9/10. — С. 3–9.

2. Труфяков В. И. Повышение сопротивления усталостисварных соединений и конструкций // Там же. — 1998.— № 11. — С. 11–19.

3. Trufiakov V. I., Mikheev P. P., Kudryavtsev Y. F. Fatiguestrength of welded structures. Residual stresses and improve-ment treatments. — London: Harword Acad. publ., 1995. —100 p.

4. Лурье Г. Б., Штейнберг Я. И. Упрочняюще-отделочнаяобработка рабочих поверхностей деталей машин поверх-ностным пластическим деформированием.— М.: Маши-ностроение, 1971. — 232 с.

5. Кудрявцев И. В., Науменков Н. Е. Усталость сварныхконструкций. — М.: Машиностроение, 1976. — 270 с.

6. Мордвинцева А. В. Обработка сварных соединений уль-тразвуком с целью снятия остаточных напряжений. При-менение ультразвука в сварочной технике // Тр. МВТУим. Н. Э. Баумана. — 1959. — Вып. 45. — С. 32–43.

7. Снижение остаточных сварочных напряжений УЗ обработ-кой / И. Г. Полоцкий, А. Я. Недосека, Г. И. Прокопенко идр. // Автомат. сварка. — 1974. — № 5. — С. 74–75.

8. Янченко Ю. А., Сагалевич В. М. Влияние УЗ обработкина снижение остаточных напряжений и деформацийсварных соединений из высокопрочных сталей // Вестн.машиностроения. — 1978. — № 1. — С. 60–63.

9. Холопов Ю. В. Обработка сварных соединений металловультразвуком с целью снятия остаточных напряжений //Свароч. пр-во. — 1973. — № 12. — С. 20–23.

10. Разработка и оптимизация оборудования и процесса УЗударной обработки сварных соединений с целью сниженияостаточных напряжений / Г. И. Прокопенко, А. Я. Недосе-ка, А. А. Грузд, Т. А. Красовский // Техн. диагностика и не-разруш. контроль. — 1995. — № 3. — С. 14–22.

11. Кривко В. П., Прокопенко Г. И. Ультразвуковая обработ-ка сварных соединений // Свароч. пр-во. — 1979. — № 5.— С. 32.

12. Погодина-Алексеева К. М., Кремлев Е. М. Влияние УЗколебаний на снятие внутренних напряжений в некото-рых сталях // Ультразвуковая техника. — 1967. —Вып. 4. — С. 28–33.

13. Нерубай М. С. Влияние УЗ колебаний инструмента нанаклеп и остаточные напряжения поверхности // Вестн.машиностроения. — 1968. — № 10. — С. 65–67.

14. Остаточные напряжения при упрочнении сварных сое-динений стали ЮЗ ультразвуковым инструментом удар-ного действия / В. Г. Степанов, Е. Ш. Статников, М. И.Клестов и др. // Технология судостроения. — 1974. —№ 7. — С. 32–34.

15. Муханов И. И., Голубев Ю. М. Упрочнение стальных де-талей шариком, вибрирующим с УЗ частотой // Вестн.машиностроения. — 1966. — № 11. — С. 52–53.

16. Механизм УЗ ударной обработки сварных соединений /В. Г. Бадалян, В. Ф. Казанцев, Е. Ш. Статников, Е. М.Шевцов // Там же. — 1979. — № 8. — С. 56–58.

17. Марков А. И. Применение ультразвука при механичес-кой обработке и поверхностном упрочнении труднооб-рабатываемых материалов // Применение ультразвука впромышленности / Под ред. А. И. Маркова. — М.: Ма-шиностроение; София: Техника, 1975. — С. 172–179.

18. Кулемин А. В., Кононов В. В., Стебельков И. А. Повыше-ние усталостной прочности деталей путем УЗ поверх-ностной обработки // Пробл. прочности. — 1981. — № 1.— С. 70–74.

19. Коррозионно-усталостная прочность стали ЮЗ при уп-рочнении ультразвуковым инструментом / В. Г. Степа-нов, Е. Ш. Статников, М. И. Клестов и др. // Технологиясудостроения. — 1975. — № 1. — С. 70–74.

20. Повышение сопротивления усталости наплавленных ва-лов УЗ обработкой / Т. Г. Кравцов, Н. Ф. Рыжов, Е. Ш.

Статников и др. // Автомат. сварка. — 1981. — № 10. —С. 35–38.

21. А. с. 472782 СССР. Ультразвуковая головка для дефор-мационного упрочнения и релаксационной обработки /Е. Ш. Статников, Л. В. Журавлев, А. Ф. Алексеев. —1975. — Бюл. № 21.

22. Статников Е. Ш., Шевцов Е. М., Куликов В. Ф. Ультраз-вуковой ударный инструмент для упрочнения сварныхшвов и уменьшения остаточных напряжений // Новыефизические методы интенсификации технологическихпроцессов. — М.: Металлургия, 1977. — С. 27–29.

23. А. с. 1143 СССР. Ультразвуковой многобойковый инс-трумент / Г. И. Прокопенко, В. П. Кривко. — 1978. —Бюл. № 13.

24. Пат. 8366 Украина. Устройство для УЗ обработки / Т. А.Красовский, Г. И. Прокопенко, А. Ф. Твердохлеб. —Опубл. 29.03.96, Бюл. № 1.

25. Повышение сопротивления усталости сварных соедине-ний металлоконструкций ультразвуковой ударной обра-боткой / В. И. Труфяков, П. П. Михеев, Е. Ш. Статникови др. — Киев, 1989. — Информ. письмо / АН УССР.Ин-т электросварки им. Е. О. Патона; [4 с.]. (Сер. Сварн.конструкции).

26. Михеев П. П. Повышение сопротивления усталости свар-ных соединений конструкций ультразвуковой ударнойобработкой // Пробл. сварки и спец. электрометал-лургии: Сб. науч. тр. ИЭС им. Е. О. Патона. — Киев: На-ук. думка, 1990. — С. 41–47.

27. Эффективность применения ультразвуковой обработкидля повышения сопротивления усталости сварных сое-динений / П. П. Михеев, А. Я. Недосека, И. В. Пархомен-ко // Автомат. сварка. — 1984. — № 3. — С. 4–7.

28. Повышение сопротивления усталости сварных соедине-ний УЗ ударной обработкой / П. П. Михеев, А. Я. Недо-сека, И. В. Пархоменко и др. // Ультразвуковые колеба-ния и их влияние на механические характеристикиконструкционных материалов / Под ред. В. А. Кузьмен-ко. — Киев: Наук. думка, 1986. — С. 42–46.

29. А. с. 1420035 СССР. Способ обработки сварных метал-локонструкций / Е. Ш. Статников, В. И. Труфяков, П. П.Михеев и др. — Заявл. 23.02.87; Опубл. 30.08.88, Бюл.№ 32.

30. Пат. 2031144 Россия. Способ ультразвуковой ударнойобработки и операционный технологический комплексдля его осуществления / Б. Е. Патон, Л. М. Лобанов,Е. Ш. Статников и др. — Заявл. 11.05.90; Опубл. 1995,Бюл. № 8.

31. Пат. 12741 Україна. Спосіб ультразвукової ударної об-робки і операційний технологічний комплекс для йогореалізації / Б. Є. Патон, Л. М. Лобанов, Є. Ш. Статніковта ін. — Заявл. 11.05.90; Опубл. 28.02.97, Бюл. № 1.

32. Пат. 105608 Франция. Procede de ravail par chocs auxultra-sons ensemble technologi ue operationnel pour le trava-il par cyocs aux ultra-sons / B. E. Paton, L. M. Lobanov,E. Sh. Statnikov et al. — Заявл. 08.05.90; Опубл. 22.11.91.

33. Le martelage par ultrasons des soudures en acier HLE /P. Castellucci, V. I. Trufiakov, P. P. Mikheev, E. Sh. Statni-kov // Soudage et Technigues connexes. — 1991. — 45, 5/6.— P. 31–37.

34. Improvement of fatigue strength in welded joint (in HSS andin aluminium alloy) by ultrasonic hammer peening / I. I. Ja-nosh, H. Koneczny, S. Debiez et al. — S. l. — [1995]. —21 p. — (Intern. Inst. of Welding; Doc. XIII 1594–95).

35. Способы повышения сопротивления усталости сварныхузлов аэродинамических труб / В. И. Труфяков, П. П.Михеев, А. З. Кузьменко и др. // Исследование характе-ристик сталей для криогенной аэродинамической трубы:Тр. ГИПРОНИИАВИАПРОМ. — 1993. — Вып. 33. —С. 68–84.

36. Повышение сопротивления усталости несущих элемен-тов сварных конструкций при циклическом сжатии /А. Г. Буренко, Е. К. Добыкина, П. П. Михеев, Ю. Ф. Куд-рявцев // Автомат. сварка. — 1993. — № 3. — С. 8–12.

37. Increasing the fatigue strength of welded joints in cycliccompression / Y. F. Kudryavtsev, V. I. Trufiakov, P. P. Mik-

10 9/2006

heev et al. — S. l. — [1994]. — 5 p. — (Intern. Inst. of Wel-ding; Doc. XIII-1569–94).

38. Повышение сопротивления усталости сварных узлов изтруб ультразвуковой ударной обработкой / П. П. Михе-ев, Э. Ф. Гарф, А. З. Кузьменко и др. // Автомат. сварка.— 1992. — № 11/12. — С. 32–35.

39. Improvement of fatigue resistance of tubular welded connec-tions by ultrasonic peening / P. P. Mikheev, E. F. Garf, F. Z.Kuzmenko et al. // Intern. of Offshore and Polar Eng. —1996. — 6. — P. 304–307.

40. Гарф Э. Ф., Литвиненко А. Е., Смирнов А. Х. Оценкадолговечности трубчатых узлов, подвергнутых ультраз-вуковой ударной обработке // Автомат. сварка. — 2001.— № 2. — С. 13–16.

41. Кудрявцев Ю. Ф., Коршун В. Ф., Кузьменко А. З. Повы-шение циклической долговечности сварных соединенийультразвуковой ударной обработкой // Там же. — 1989.— № 7. — С. 24–28.

42. Дегтярев В. А., Шульгинов Б. С. Оценка эффективностиметодов повышения сопротивления усталости сварныхсоединений при ударном нагружении в условиях низкойтемпературы // Пробл. прочности. — 2000. — № 6. —С. 115–123.

43. Ultrasonic impact treatment of welded joints / V. I. Trufia-kov, P. P. Mikheev, Y. F. Kudryavtsev, E. Sh. Statnikov. —S. l. — [1995]. — 11 p. — (Intern. Inst. of Welding; Doc.XIII-1609–95).

44. Specification for welded toe improvement by ultrasonic im-pact treatment / E. Sh. Statnikov, V. I. Trufiakov, P. P. Mik-heev, Y. F. Kudryavtsev. — [1996]. — 10 p. — (Intern. Inst.of Welding; Doc. XIII-1617–96).

45. Haagensen P. I. Collaborative test program on improvementmethods. — S. l. [1994]. — 21 p. — (Intern. Inst. of Wel-ding; Doc. XIII-WG2-30–94).

46. The efficiency of ultrasonic impact treatment for improvingthe fatigue strength of welded joints / V. I. Trufiakov, E. Sh.Statnikov, P. P. Mikheev, A. Z. Kuzmenko. — [1998]. —12 p. — (Intern. Inst. of Welding Doc. XIII-1745–98).

47. Comparison of ultrasonic impact treatment (UIT) and otherfatigue life improvement methods / E. Sh. Statnikov, V. O.

Muktepavel, V. I. Trufiakov et al. — [2000]. — 30 p. — (In-tern. Inst. of Welding; Doc. XIII-1817–00).

48. Пат. 13936 Украина. Ультразвуковая головка для повер-хностного упрочнения металлических поверхностей /Г. И. Прокопенко, А. В. Козлов. — Опубл. 25.04.97, Бюл.— № 2.

49. Пат. 47536 Україна. Пристрій для ультразвукової удар-ної обробки металів / Г. І. Прокопенко, Я. І. Клейман,О. В. Козлов та ін. — Опубл. 15.07.2002, Бюл. № 7.

50. Pat. 6467321.2002 USA. Device for ultrasonic peening ofmetals / G. Prokopenko, J. Kleiman, O. Kozlov et al.

51. Пат. 60390 Україна. Спосіб обробки зварних з’єднаньметалоконструкцій високочастотною проковкою / Л. М.Лобанов, П. П. Міхеєв, Г. І. Прокопенко та ін. — Опубл.15.10.2003, Бюл. № 10.

52. Lixing H., Dongpo W., Yujeng Zh., Junmei Ch. Investigationon improving fatigue properties of welded joints by ultraso-nic peening method. — [2000]. — 10 p. — (Intern. Inst. ofWelding; Doc. XIII-1812–00).

53. Применение высокочастотной механической проковкидля повышения сопротивления усталости стыковых сое-динений алюминиевых сплавов / В. И. Труфяков, В. А.Шонин, В. С. Машин, Д. С. Романовский // Автомат.сварка. — 2001. — № 7. — С. 7–11.

54. Haagensen P. J., Statnikov E. Sh., Lopez-Martinez L. Intro-ductory fatigue tests on welded joints in high strength steeland aluminium improved by various methods including ul-trasonic impact treatment (UIT). — [1998]. — 12 p. — (In-tern. Inst. of Welding; Doc. XIII-1748–98).

55. Михеев П. П., Статников Е. Ш., Кузьменко А. З. Повы-шение сопротивления усталости сварных соединенийметаллоконструкций ультразвуковой ударной обработ-кой // Тез. докл. Междунар. науч.-техн. конф. «Ультраз-вук в технологии машиностроения-91». — Архангельск,1991. — С. 14–17.

56. Арановский Д. Е., Статников Е. Ш., Михеев П. П. Иссле-дование эффективности УЗ ударной обработки типовыхсварных соединений // Там же. — С. 10–13.

The results of studying the effectiveness of application of high-frequency mechanical peening (HFMP) to increase thefatigue resistance of welded joints on steels of different strength classes and aluminium alloys have been generalized.General regularities are established of variation of fatigue fracture resistance of welded joints as a result of HFMP,determined by the mechanical properties of the material, level of concentration of working stresses, asymmetry of externalloading cycle, magnitude and sign of the residual stresses induced by treatment in the concentrator zone. A procedureis developed for calculation-based prediction of the effectiveness of HFMP, depending on the above factors.

Поступила в редакцию 15.07.2005

ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКАЯ МИКРОПРОЦЕССОРНАЯ СИСТЕМАКОРРОЗИОННОГО МОНИТОРИНГА МАГИСТРАЛЬНЫХ ТРУБОПРОВОДОВ

Защита магистральных трубопроводов от коррозии является чрезвычайно актуальной пробле-мой. В комплексе мер по борьбе с коррозией трубопроводов важное место занимает диагностикакоррозионного состояния трубопроводов. В лаборатории коррозии ИЭС им. Е. О. Патона разра-ботана электрохимическая микропроцессорная система (ЭХМС) для коррозийного мониторингатрубопроводов. В состав ЭХМС входит измерительный блок ЭХМС-ИБ с системой GPS, преры-ватели тока катодной защиты ПТКЗ-30, катушка провода (1000 м) со счетчиком метража, медно-сульфатные электроды сравнения, датчики скорости коррозии, устройство для углубления датчикаскорости коррозии, ЗИП.

С помощью ЭХМС можно измерять электрохимические потенциалы (поляризационного, кор-розионного, суммарного с омической составляющей, поперечного и продольного градиентовпотенциалов по всей длине трубопровода), а также скорость коррозии металла трубопровода свнешней и внутренней поверхности трубы.

Контакты: 03680, Украина, Киев-150, ул. Боженко, 11Институт электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины Тел.: (38044) 287 66 79; е-mail: reservoir@paton.kiev.ua

9/2006 11

УДК 621.791:669.13

ОСНОВНЫЕ АСПЕКТЫ СВАРИВАЕМОСТИКОНСТРУКЦИОННЫХ ЧУГУНОВ

Ю. Я. ГРЕЦКИЙ, д-р техн. наук (Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины)

Рассматривается роль химического состава, структуры и механических свойств в чугунных отливках с позициисварки. Названы главные факторы, определяющие значительные затруднения в получении плотнопрочных и лег-кообрабатываемых сварных соединений при сварке чугунных изделий без высокого предварительного подогреваи последующей термической обработки. Отмечено влияние графитной фазы и продуктов окисления металлическойосновы на принципиальную способность чугуна образовывать сварное соединение. Анализируются условиякристаллизации и формирования структуры в зоне сплавления. Обобщаются результаты исследований влияниятермического цикла дуговой сварки на структуру и свойства чугунов в металле ЗТВ. Описаны представления оприроде околошовных трещин и принципы предотвращения отрывов и микротрещин в металле ЗТВ. Приведеныисходные положения для выбора состава наплавленного металла и соответствующих электродных материалов,меры снижения склонности металла шва на основе никеля к образованию пор. Определяется комплекс требованийк качеству дуговой сварки чугунов, обобщаются металлургические и технологические меры обеспечения сплошности,герметичности, прочности и обрабатываемости сварных соединений.

К л ю ч е в ы е с л о в а : конструкционный чугун, химическийсостав, структура, механические свойства, свариваемость,дуговая сварка, сварное соединение, зона сплавления, зонатермического влияния, металл шва, околошовные трещины,пористость, качество соединений, технология сварки

Чугуны относят к числу трудносвариваемых кон-струкционных материалов из-за высокой склон-ности сварных соединений к образованию раз-личных дефектов, трудности получения плотных,равнопрочных основному металлу, а также, каклегкообрабатываемых сварных соединений. Вмес-те с тем необходимость применения сварки чу-гунных отливок и деталей машин, постоянное по-вышение качества металла и соответственноужесточение требований к сварным соединениямспособствуют развитию работ в этом направлении[1–4].

Согласно стандарту ДСТУ 3761.1–98 [5] «ма-териал считается свариваемым до установленнойстепени при данном способе и для данной цели,если при соответствующей процедуре сварки дос-тигается сплошность металла, гарантирующая со-ответствие требованиям, предъявляемым к свар-ным соединениям как в отношении их собствен-ных свойств, так и в отношении их влияния наконструкцию, составной частью которой они яв-ляются».

В связи с этим целью работы является обоб-щение сложившихся представлений о физико-ме-таллургических особенностях образования соеди-нений конструкционных чугунов и формированияих свойств, формулировка исходных положенийпо созданию и выбору рациональной технологиисварки. Склонность соединений чугунов к обра-зованию разного рода дефектов в наибольшей сте-

пени проявляется в условиях дуговой сварки безподогрева или с невысоким местным подогревом,поэтому названные выше вопросы отнесены толь-ко к таким условиям.

Оценка состава, структуры и механическихсвойств конструкционных чугунов с позицийсварки. Чугун — это поликомпонентный высо-коуглеродистый сплав железа, кристаллизующий-ся с образованием эвтектики, весьма чувствитель-ный к условиям охлаждения и подверженный об-разованию неравновесных структур, которые рез-ко повышают твердость, ухудшают обрабатыва-емость сварных соединений и снижают их тех-нологическую прочность [6–9]. Состав чугуновпромышленных марок в машиностроительномлитье отличается не только высоким содержаниемуглерода (2,5…3,8 %), но и достаточно большойконцентрацией кремния (1,2…3,8 %), фосфора (до0,3 %), серы (до 0,15 %). В тонкостенном литьеспециального назначения содержание фосфораможет достигать 0,5…0,7 % [10]. Характерной осо-бенностью структуры конструкционных чугунов яв-ляется наличие графитных включений и большойдоли эвтектической составляющей, в том числе ифосфидно-цементитной эвтектики (рис. 1).

Особенность кристаллизации чугунов связанас существованием двух высокоуглеродистых фаз:графита (стабильная) и цементита (метастабиль-ная фаза). Непосредственное выделение графитаиз жидкого раствора вероятно только при оченьмедленном остывании расплава — до 0,5 °С/с [6].Ясно, что условия сварки не способствуют фор-мированию аустенитно-графитной эвтектики. Эв-тектоидное, как и эвтектическое, превращение вчугунах, по стабильной системе осуществляетсяпри таких малых скоростях охлаждения в интер-вале температур наименьшей устойчивости аус-© Ю. Я. Грецкий, 2006

12 9/2006

тенита, которые в реальных условиях сварки прак-тически недостижимы.

С особенностью химического состава и нали-чием в структуре включений графита и фосфид-но-цементитной эвтектики связана характернаязависимость механических свойств во всем диа-пазоне температур термического цикла сварки[11]. На ветви нагрева (начиная с 400 °С) пределпрочности резко снижается и уже к 700…800 °Ссоставляет лишь 15…20 % исходного значения(рис. 2). Изначально низкое относительное удли-нение при температуре выше 900…950 °С прак-тически становится нулевым. Следовательно,нижняя граница ТИХ (950 °С) существенно нижеравновесного солидуса чугуна (1130 °С) и прак-тически совпадает с температурой плавления фос-фидно-цементитной эвтектики (954 °С).

Рассматривая особенности чугуна как свари-ваемого материала, необходимо отметить его вы-сокую газонасыщенность. Из простых газов в чу-гунах чаще встречаются водород, кислород и азот,

из сложных — различные их соединения CO, CO2,CmHn, нитриды [10]. В составе газовой фазы, вы-деляющейся из чугуна при его плавлении, наиболеевысокое содержание водорода: 32 % Н2, 15 % N2,28 % CO, 14 % CO2 и 11 % CH4 [12]. В серыхчугунах водород концентрируется главным обра-зом в графитных включениях и его содержаниевозрастает с увеличением количества графита[13]. Остаточное содержание малодиффузионныхформ водорода в доменных чугунах оцениваетсязначением 30 см3/100 г и более, в серых чугунахваграночной плавки 0,7…30 см3/100 г, в ковкихпосле отжига 0,6…12 см3/100 г [10]. Концентра-ция кислорода в обычном сером чугуне не пре-вышает 0,01 %, концентрация азота оцениваетсязначением 0,001…0,015 % (в большинстве случаевдо 0,008).

Принципиальная способность чугуна обра-зовывать сварное соединение. С этой точки зре-ния прежде всего следует выделить влияние гра-фитных включений [14, 15], представляющих со-

Рис. 1. Микроструктура чугунов в отливках ( 250): а — серого перлитного с пластинчатым графитом; б — высокопрочногоперлитного с шаровидным графитом; в — серого с фосфидно-цементитной эвтектикой

Рис. 2. Характер изменения предела прочности (1) и относительного удлинения (2) чугунов в диапазоне температур процессаформирования металла ЗТВ серого с пластинчатым графитом (а) и высокопрочного с шаровидным графитом (б)

9/2006 13

бой, по сути, неплавящуюся составляющую струк-туры основного металла. В связи с очень высокойтемпературой полного разрушения решетки гра-фита (свыше 4000 °С) и устойчивостью в расплавеего комплексов крупные включения затрудняютпроплавление основного металла дугой, а затемухудшают смачивание оплавленной поверхностиметаллом сварочной ванны. В своей совокупностиграфитные включения создают реальный барьермежду металлической основой оплавленного чу-гуна и жидким металлом ванны. Важным усло-вием качественного сплавления является интен-сивное очищение оплавленной поверхности отграфитных включений путем растворения их ме-таллом ванны. Согласно теоретическим оценкам[16] на первоначальном этапе образования сое-динения чугуна во взаимодействии сварочной ван-ны с графитом у межфазной поверхности лими-тирующим звеном является дисперсность графит-ных включений. За реальное время взаимодейс-твия 1…2 с могут быть растворены все попада-ющие на межфазную поверхность тонкие графит-ные включения пластинчатой формы, свойствен-ные перлитным чугунам.

Конструкционные чугуны имеют самую разно-образную структуру, отличаются размерами и ха-рактером распределения графита. Оценочные рас-четы показывают [16], что для универсальностисоздаваемый или рекомендуемый готовый элек-тродный материал должен обеспечивать значениепредельной растворимости углерода сварочнойванной на уровне 3,5…4,5 %. В этом отношениипредпочтительны электродные материалы на же-лезоникелевой и никелевой основе [15].

Дополнительно к графиту отрицательное вли-яние на свариваемость оказывают продукты сквоз-ного окисления чугуна в результате его длитель-ной эксплуатации в условиях высоких температур,особенно с частыми теплосменами и с доступомводяного пара. Основная их составляющая —сложное кремнеземсодержащее соединение фая-лит 2FeO⋅SiO2, которое не растворяется сварочнойванной [17]. На основании анализа тройных ок-сидных систем и диаграмм их плавкости [18] мож-но объяснить, почему для улучшения сплавленияэффективно присутствие шлака, в составе кото-рого имеется оксид кальция. В результате взаи-модействия такого шлака с продуктами газовойкоррозии, покрывающими оплавленную поверх-ность чугуна, в присутствии оксидов железа об-разуется тройная система CaO–FeO–SiO2, имею-щая эвтектику с температурой затвердевания1030 °С ниже солидуса чугуна. Такая мера спо-собствует процессу очищения матрицы от тугоп-лавких включений фаялита. На этом основаниирекомендовано и успешно проверено на практике[1, 17] применение электродных материалов с кар-бидно-флюоритной шлаковой защитой для дуго-

вой сварки чугунных изделий после их длитель-ной высокотемпературной газовой коррозии.

Особенности условий кристаллизации иформирования структуры металла в зонесплавления. Зона сплавления состоит из участкачастичного расплавления основного металла иучастка переменного состава со стороны металлашва [19]. Исходя из этого можем условно считать,что в момент образования собственно соединениязона сплавления находится между изотермами со-лидуса основного металла и металла шва. Соот-ношение температур солидуса металла сварочнойванны и свариваемого материала может сущест-венным образом определять механизм формиро-вания соединения на первоначальных этапах. Сог-ласно сложившимся представлениям при квазис-тационарном процессе дуговой сварки от уста-новившейся границы раздела твердый — жидкийметалл начинается затвердевание металла ванны,что справедливо, если температуры кристалли-зации основного металла и металла ванны прак-тически одинаковы. Однако в случае существен-ного превышения солидуса металла ванны надликвидусом свариваемого металла возможно зат-вердевание первых слоев сварного шва при су-ществовании двухфазного участка околошовнойзоны [20, 21].

Такая ситуация весьма вероятна при сварке чу-гунов стальными и железоникелевыми швами из-за существенной разницы температур затверде-вания (таблица). Справедливость этого утвержде-ния применительно к чугунам доказывается в ра-боте [22] с привлечением диаграммы состоянияFe–C. При сварке чугуна сталью в участке пере-менного состава резко снижается концентрацияуглерода и соответственно столь же резко повы-шается значение ликвидуса. В то же время ин-тервал кристаллизации жидкости расширяется,так как значение температуры затвердевания эв-тектики остается неизменным. В силу этого соз-даются условия для концентрационного переох-лаждения жидкости в зоне переменного составана некотором удалении от границы раздела ос-новной металл–ванна. Здесь вероятно появлениетвердой фазы с одновременным возникновениемприлегающих к ней со стороны основного металламикроучастков зоны сплавления, в которых зат-вердевание завершится с некоторым запаздыва-нием. Это отрицательно скажется на технологи-ческой прочности основного металла на участкечастичного расплавления прежде всего по при-чине низкой его сопротивляемости нарастающимнапряжениям в формирующемся соединении.

При использовании высоконикелевых элект-родных материалов ситуация в зоне сплавлениясущественно меняется. Никель — сильный гра-фитизирующий элемент, повышающий темпера-туру стабильного эвтектического превращения в

14 9/2006

чугунах и одновременно снижающий температуруметастабильного превращения. В присутствии ни-келя уменьшается концентрация углерода в эв-тектике вплоть до 2,2 % в системе Ni–C. Коэф-фициент диффузии никеля в чугунах весьма высоки составляет 8,7⋅10–5 см2/с [23], по диффузионнойподвижности в железоуглеродистых сплавах онпочти идентичен углероду. Поэтому никель дос-таточно глубоко проникает в зону диффузионногоперемешивания и тем глубже, чем выше градиентего концентрации. Обеспечивая состав металлашва на основе никеля, можно достичь высокуюстепень графитизации металла в зоне сплавления(рис. 3) и избежать образования участков замед-ленного затвердевания в околошовной зоне.

Формирование структуры в металле ЗТВ.Исходя из общепринятого определения, следовалобы считать, что ЗТВ чугунов образуется в резуль-тате нагрева основного металла вплоть до тем-пературы плавления графитной или аустенитно-цементитной эвтектики (1130…1140 °С). В такомслучае чугун в металле ЗТВ оставался бы тольков твердом состоянии. Однако из-за наличия гра-фитных включений и рассеянных в металле мик-роучастков фосфидно-цементитной эвтектики вметалле ЗТВ (на некотором удалении от видимойграницы сплавления) фиксируются не только про-дукты анизотермического распада аустенита мат-рицы, но и закристаллизовавшиеся с отбелом мик-роучастки металла вокруг графитных включений,где происходило контактное плавление матрицы(рис. 4). Обнаруживаются также продукты про-цесса расплавления-кристаллизации включенийфосфидно-цементитной эвтектики и сегрегациифосфора на границах зерен вокруг этих включе-ний. Фактически участок частичного расплавле-ния металла ЗТВ очерчивается изотермой 950 °С,соответствующей температуре плавления фосфид-но-цементитной эвтектики.

В ИЭС им. Е. О. Патона изучены особенностианизотермического распада аустенита матрицычугунов с пластинчатым и шаровидным графитом

[24–27]. Имитировались условия нагрева и охлаж-дения образцов по термическому циклу одноп-роходной сварки тонких пластин без подогревас помощью быстродействующего дилатометраконструкции ИЭС им. Е. О. Патона. Анализ пос-троенных термокинетических диаграмм (рис. 5)показал, что в диапазоне реальных скоростей ох-лаждения 2…50 °С/с при T < Ac3 распад аустенитав чугуне происходит в перлитной и мартенситнойобластях. Применительно к условиям сварки кри-тические скорости охлаждения в интервале наи-меньшей устойчивости аустенита имеют очень ма-лые значения — для серых чугунов 9…10, длявысокопрочных 2…3 °С/с. Оценивая эти данныеприменительно к условиям сварки, можно конс-татировать, что формирование мартенсита в ме-талле ЗТВ неизбежно. Мартенситное превращениеначинается при относительно низких температу-рах (190…220 °С) и не заканчивается с охлажде-нием до комнатной температуры. С повышениемскоростей нагрева и охлаждения уменьшается

Значения равновесного солидуса и ликвидуса конструкционных чугунов и металла однопроходного шва на железнойи железоникелевой основе [22]

МатериалСреднее содержание, мас. % Температура, °С

Fe C Si Ni Прочие солидус ликвидус

Чугуны:СЧ 20 Основа 3,2 1,7 0,12 0,11 Cr 1125 1185ВЧ 45-5 » » 3,1 1,8 0,40 0,07 Mg 1095 1170

Металл шва, сваренный электродом:УОНИИ-13/45 » » 1,2 0,7 — — 1365 1480ЦЧ-4 » » 1,0 0,6 — 8 V 1345 1435ОЗЖН-1 60 0,8 — 35 — 1240 1350Castolin 2240 20 1,2 0,5 осн. — 1230 1295

Рис. 3. Микроструктура металла зоны сплавления без ледебу-рита в сварном соединении, выполненном высоконикелевымэлектродом без подогрева и последующей термообработки,

250

9/2006 15

полнота структурных изменений в металле ЗТВ,возрастает количество остаточного аустенита иснижается доля структурных составляющих, воз-никающих в результате контактного плавленияматрицы у графитных включений [27]. В этомсмысле увеличение жесткости термических цик-лов сварки следует рассматривать как положи-тельный фактор. Основными технологическимиприемами для выполнения этого условия явля-ются концентрация энергии источника нагрева иснижение погонной энергии сварки за счет всехее составляющих: тока сварки, напряжения дуги,коэффициента полезного действия и скоростисварки. Благодаря такому комплексу мер дости-гается также высокий градиент температур в око-лошовной зоне, что необходимо для уменьшенияширины ЗТВ.

Природа и принципы предотвращения око-лошовных трещин. Следует различать трещины

в металле зоны сплавления и ЗТВ. Первые, какправило, являются продольными и приводят к от-рывам (рис. 6). Вторые представляют собой мик-родефекты, имеющие разнообразную ориентацию.Отрывы обнаруживаются сразу после сварки в пе-риод выравнивания температуры в соединении.Их образование происходит без звукового эффек-та. Металлографические исследования соедине-ний с дефектами свидетельствуют, что макро- имикротрещины в зоне сплавления проходят поучасткам с эвтектикой. Из рассмотрения особен-ностей образования соединений чугунов приболее высоком значении температуры кристалли-зации металла сварочной ванны следует, что взоне сплавления в этих условиях полное затвер-девание металла может завершаться в последнююочередь [22]. Изучение температурной зависимос-ти характеристик прочности и пластичности кон-струкционных чугунов показало, что нижняя гра-

Рис. 4. Типичная микроструктура ( 250) чугуна в ЗТВ с продуктами кристаллизации жидкой фазы после контактногоплавления матрицы серого перлитного с пластинчатым (а), высокопрочного перлитного с шаровидным графитом (б) ивысоколегированного аустенитного с графитными включениями компактной формы (в)

Рис. 5. Термокинетические диаграммы превращения аустенита матрицы перлитных чугунов с пластинчатым (а) и шаровидным(б) графитом после нагрева до температуры 1100 °С

16 9/2006

ница ТИХ находится в районе 950 °С [27], чтона 300…400 °С меньше солидуса металла свароч-ной ванны на железной и железоникелевой основе.

Указанные факты позволяют отнести трещиныв зоне сплавления к горячим. Экспериментальныеданные о структуре, свойствах и характере раз-рушения позволили сформулировать представле-ние о природе трещин этого типа [28]. Зона сплав-ления в период формирования сварного соедине-ния оказывается участком с самой низкой проч-ностью. Нарастающие напряжения могут быстроисчерпать слабую деформационную способностьметалла зоны сплавления, который находится вТИХ. Зарождение трещин облегчается наличиемпоследних порций жидкой фазы. Из-за относи-тельно малого значения нижней границы ТИХ чу-гуна разрушение может развиваться и при под-солидусных температурах. Такая ситуация наи-более вероятна при высоких значениях погоннойэнергии, когда в деформационный процесс вов-лекаются значительные площади околошовногометалла.

Следовательно, для предотвращения отрывовшва необходимо обеспечить, по крайней мере, од-новременность двух процессов — выхода металлазоны сплавления в определенном сечении из сос-тояния с очень низкими его прочностными ха-рактеристиками и завершения кристаллизации ме-талла шва в этом же сечении. Серия эксперимен-тов с технологической пробой Лихайского уни-верситета дала представление об области опти-мальных значений погонной энергии сварки(0,5…0,8 МДж/м) [28, 29]. При сварке наиболееподверженных отрывам тонкостенных чугунныхдеталей (4…6 мм) это условие удовлетворяетсялишь при механизированной сварке проволокоймалого диаметра (до 1,2 мм) в узкую разделку.

Таким образом, подходами, на которых дол-жны базироваться работы по созданию эфектив-ных технологических процессов, являются повы-шение температуры кристаллизации эвтектики взоне переменного состава (за счет диффузионногопроникновения никеля и снижения солидуса ме-талла сварочной ванны).

Склонность чугунов к образованию трещин вметалле ЗТВ зависит от исходной структуры мат-рицы, формы графитной фазы и строения эвтек-тики. Это исключает возможность описания при-роды трещин в металле ЗТВ по единому меха-низму, относя их, например, к горячим или хо-лодным. Очагами разрушения являются границызерен между вершинами близкорасположенныхпластин графита и в местах скопления графитныхглобулей, эвтектические розетки, участки с меж-дендритным графитом, включения фосфидно-це-ментитной эвтектики (рис. 7). Из-за неоднород-ности структуры механизмы образования трещинотличаются на различных микроучастках. Вместе

с тем главный из них, связанный с особенностямисостава и структуры чугуна данного типа, опре-деляет процесс зарождения и развития локальногоразрушения.

В серых чугунах пластинчатые включения вы-полняют роль концентраторов напряжений. Еслиоколо их вершин исчерпывается деформационнаяспособность металлической основы, в погранич-ных микроучастках начинается образование тре-щины. Шаровидный графит не оказывает стольсильного ослабляющего действия, поэтому глав-ный механизм разрушения высокопрочных чугу-нов иной. К описанию природы трещин в металлеЗТВ в общем применимы сложившиеся воззренияна процесс замедленного разрушения закаливаю-щихся сталей, только в чугунах с шаровиднымграфитом разрушение наступает значительнораньше. Оно может случиться еще в период вы-равнивания температуры в сварном соединении.Аустенитным чугунам также присуще межкрис-таллитное разрушение, природа которого связанав основном с сегрегацией вредных примесей.

Чем позже начинает деформироваться металлв ЗТВ при остывании сварного соединения, темменьше вероятность образования очагов разруше-ния и развития трещин. Снижение температурыплавления металла шва — эффективная мерауменьшения как темпа нарастания напряжений,так и их уровня. В этом отношении очевидно пре-имущество аустенитного высоконикелевого ме-талла шва по сравнению с ферритным.

Исходные положения по выбору основы сос-тава металла шва. Исходя из приведенных вышепринципов управления структурой и свойствамиметалла околошовной зоны и мер предотвращенияв нем трещин, радикальное решение проблемыполучения высококачественных соединений придуговой сварке без общего высокого предвари-тельного нагрева изделий должно базироваться насоздании и применении электродных материаловна основе никеля. Содержание никеля в одноп-

Рис. 6. Фрагмент микроструктуры зоны сплавления сварногосоединения серого чугуна с продольной трещиной (отрывом),

150

9/2006 17

роходных швах на тонкостенных изделиях или вмногослойных швах при сварке массивных отли-вок должно быть не ниже 50 % [30]. При этомдля снижения температуры плавления сварочныхматериалов целесообразно дополнительное их ле-гирование марганцем и медью.

Без специального модифицирования графитнаяфаза в швах на никелево-железной основе сос-редотачивается на границах зерен в виде тонкихпрослоек, снижая пластичность металла шва. Эф-фективное модифицирование обеспечивается вве-дением редкоземельных элементов. Остаточноесодержание РЗМ 0,05…0,12 % является оптималь-ным — обеспечивается равномерное распределе-ние графитных включений, которые при этом име-ют вид только точечных и шаровидных [31]. Ме-талл шва с такой формой графита не подверженобразованию горячих трещин.

Выбор электродных материалов на никелевойоснове зависит от уровня прочности свариваемогочугуна. Для изделий из сравнительно низкопроч-ных серых чугунов, особенно тонкостенных, болеепригодны никелевые электроды и проволоки (до98 % Ni). При их использовании металл шва дос-таточно прочен (σв = 250…300 МПа) при хорошихпоказателях его пластичности (δ = 25…30 %) итвердости (НВ 160…180) и легко проковывается.Для чугунов повышенной и высокой прочности(σв ≤ 500 МПа) и их сочетаний со сталью в боль-шей степени подходят электродные материалы наникелево-железной основе (50…70 % Ni). В этомслучае обеспечивается прочность металла шва науровне 350…500 МПа при приемлемых значенияхотносительного удлинения (15…20 %) и твердос-ти (до НВ 210 МПа). Такой металл поддается про-

ковке, необходимой для снижения уровня оста-точных напряжений.

Предотвращение пористости в высоконике-левых швах и зоне сплавления. Высокая газо-насыщенность чугунов, скачкообразное уменьше-ние растворимости водорода и других простыхгазов при затвердевании металла, протекание ме-таллургических реакций с обильным выделениемоксидов углерода и паров воды, малая продол-жительность существования сварочной ванны —факторы, способствующие нарушению плотностиметалла шва и зоны сплавления сварных соеди-нений чугунов. Подробно их роль рассматрива-ется в работе [32].

Известна высокая склонность швов на нике-левой основе к образованию пор [33, 34]. Дляих предотвращения при сварке чугуна необходимоослабление вредного влияния реакции восстанов-ления оксида никеля водородом с образованиемН2О в период кристаллизации сварочной ванны.Полезное металлургическое воздействие на рас-плавленный металл обеспечивается при введениив сварочную ванну сильных раскислителей(рис. 8) — алюминия, титана и особенно РЗМ,которые во всем диапазоне температур сварочногопроцесса имеют большее сродство к кислороду,чем остальные компоненты расплава [35, 36]. Ктому же в этих условиях оксиды названных эле-ментов не являются газообразными соединения-ми. Введение в электродную проволоку на нике-левой основе в определенных количествах РЗМпозволяет даже отказаться от защитного газа, вы-полняя сварку открытой дугой швов на тонкос-тенных чугунных деталях за один проход или внесколько проходов на массивных отливках приузкой разделке кромок [37].

Рис. 7. Микроструктура соединений ( 150) чугунов в металле ЗТВ с очагами разрушения а–в — границы зерен междуграфитными включениями соответственно в серых, высокопрочных и аустенитных чугунах (показано стрелками); г —эвтектические розетки; д — междендритный графит; е — фосфидно-цементитная эвтектика

18 9/2006

Комплекс мер обеспечения качества соеди-нений при дуговой сварке без предваритель-ного подогрева и последующей термической об-работки. Высокое качество сварных соединенийконструкционных чугунов возможно при выпол-нении следующих условий:

предел прочности соединений при испытаниина растяжение должен быть не ниже 80% задан-

ного минимального предела прочности сварива-емого чугуна [38];

соединения, выполненные с жестким закреп-лением элементов или непосредственно на кор-пусной детали, должны быть непроницаемымипри их испытании керосиновой пробой или гид-равлическим давлением соответственно назначе-нию изделия;

обработка соединений режущим инструментомне должна вызывать существенных затруднений.

При дуговой сварке без высокого предвари-тельного подогрева изделия и последующей тер-мической обработки названный комплекс условийдостижим только путем использования высоко-никелевых электродных материалов, осуществляясварку на предельно низких режимах и не до-пуская даже локальных разрушений в зоне сплав-ления. Решая в основном металлургические воп-росы, способ ручной сварки высоконикелевымиштучными электродами исчерпал свои возмож-ности для снижения тепловложения и уменьшенияобъемов металла шва. Что касается нежелатель-ного высокого уровня погонной энергии сварки(3,2…3,8 МДж/м), то этот недостаток частичнокомпенсируют путем особой техники выполненияпротяженных швов, которую можно отождествитьс осуществлением множества коротких прихватокс немедленной последующей их проковкой. В от-ношении радикального (в 4…5 раз) снижения по-гонной энергии очевидны преимущества механи-зированной сварки тонкой проволокой.

Рис. 8. Изменение энергии Гиббса с температурой для основ-ных элементов состава сварочной ванны при сварке чугунаэлектродными материалами на основе никеля

Рис. 9. Меры повышения качества и производительности дуговой сварки чугунных изделий без высокого предварительногоподогрева и последующей термообработки по сравнению с ручной сваркой покрытыми электродами на основе цветныхметаллов

9/2006 19

Обобщая изложенные выше основные положе-ния, вытекающие из них практические рекомен-дации и накопленный опыт [38–40], комплекс меробеспечения указанного выше сложного уровнятребований к качеству соединений можно пред-ставить схемой, приведенной на рис. 9. Метал-лургические меры обеспечиваются в основномпутем выбора состава электродного материала,технологические — выбором оптимальных пара-метров режима сварки и специальной подготовкойк сварке мест повреждения. В настоящее времяспособом дуговой сварки без подогрева или с не-высоким (до 200 °С) местным подогревом, вомногом отвечающим позициям приведенной схе-мы, является механизированная сварка высокони-келевой тонкой проволокой в защитном газе илиоткрытой дугой. Для этой цели Институт элект-росварки им. Е. О. Патона разработал проволокумарки ПАНЧ-11 ТУ 48-21-593–77 сплошного се-чения из никелевого сплава специального состава[41, 42]. Соотношение содержания никеля и ле-гирующих добавок обеспечивает пониженнуютемпературу плавления электродной проволоки,высокую стойкость швов против горячих трещини достаточную степень графитизации наплавлен-ного металла. Введение в состав сплава оптималь-ного количества РЗМ гарантирует высокуюустойчивость горения дуги и позволяет выполнятьсварку без использования защитного газа. Широкоевнедрение в промышленность способа механизи-рованной сварки чугуна открытой дугой, без по-догрева и без последующей термической обработкипозволило радикально решить проблему качествен-ного массового ремонта корпусных чугунных де-талей машин и механизмов во всех республикахбывшего Советского Союза [37, 43–45].

1. Стеренбоген Ю. А., Хорунов В. Ф., Грецкий Ю. Я. Сваркаи наплавка чугуна. — Киев: Наук. думка, 1966. — 215 с.

2. Иванов Б. Г., Журавицкий Ю. И., Левченков В. И. Сваркаи резка чугуна. — М.: Машиностроение, 1977. — 208 с.

3. Cottrell C. L. M. Welding cast irons. — Abington, Cambrid-ge, The Welding Inst., 1985. — 22 p.

4. American Welding Society: welding of cast iron / A selectionof papers. — Miami, Florida: AWS, 1985. — 358 p.

5. ДСТУ 3761.–98. Зварювання та споріднені процеси. —Ч. 1. Зварність. Визначення. — К.: Держстандарт Ук-раїни, 1999. — С. 5–10.

6. Богачев И. Н. Металлография чугуна. — Свердловск:Металлургиздат, 1962. — 392 с.

7. Гиршович Н. Г. Кристаллизация и свойства чугуна в от-ливках. — М.; Л.: Машиностроение, 1966. — 562 с.

8. Бунин К. П., Малиночка Я.Н., Таран Ю. Н. Основы ме-таллографии чугуна. — М.: Металлургия, 1969. — 416 с.

9. Металлография сварных соединений чугуна / В. Ф. Гра-бин, Ю. Я. Грецкий, Г. М. Крошина и др. — Киев: Наук.думка, 1987. — 192 с.

10. Справочник по чугунному литью / Под ред. Н. Г. Гиршо-вича. — Л.: Машиностроение, 1978. — 758 с.

11. Грецкий Ю. Я., Крошина Г. М., Шекера В. М. Механи-ческие свойства околошовной зоны после сварки конс-трукционных чугунов // Автомат. сварка. — 1980. —№ 1. — С. 71–72.

12. Елистратов П. С. Сварочные свойства чугуна. — М.:Машгиз, 1959. — 148 с.

13. Леви Л. И., Александрова А. Н. Склонность чугунов кпоглощению и выделению водорода // Основы образова-ния литейных сплавов: Тр. XIV совещ. по теории литей-ных процессов. — М.: Наука, 1970. — С. 213–216.

14. Грецкий Ю. Я. Образование соединения при дуговойсварке конструкционных чугунов. Сообщ. I. Роль гра-фитной фазы основного металла // Автомат. сварка. —1980. — № 6. — С. 1–4.

15. Грецкий Ю. Я. Образование соединения при дуговойсварке конструкционных чугунов. Сообщ. II. Условиякачественного сплавления // Там же. — 1980. — № 8. —С. 27–29.

16. Грецкий Ю. Я., Демченко В. Ф. Взаимодействие металласварочной ванны с графитом у границы сплавления придуговой сварке чугунов // Там же. — 1986. — № 5. —С. 30–32.

17. Грецкий Ю. Я., Стеренбоген Ю. А. Свариваемость чугу-на после высокотемпературной газовой коррозии // Тамже. — 1967. — № 9. — С. 35–38.

18. Вольский А. Н., Сергиевская Е. М. Теория металлурги-ческих процессов. — М.: Металлургия, 1968. — 344 с.

19. Петров Г. Л. Сварочные материалы. — Л.: Машиност-роение, 1972. — 280 с.

20. Никитин В. М. Особенности кристаллизации металлашва при сварке плавлением разнородных материалов //Свароч. пр-во. — 1973. — № 5. — С. 53–54.

21. Макаров Э. Л. Холодные трещины при сварке легиро-ванных сталей. — М.: Машиностроение, 1981. — 247 с.

22. Грецкий Ю. Я. Влияние состава сварочной ванны на ус-ловия кристаллизации металла у границы сплавленияпри дуговой сварке чугуна // Автомат. сварка. — 1980.— № 12. — С. 18’23.

23. Эллиот Д. Ф., Глейзер М., Рамакришна В. Термохимиясталеплавильных процессов. — М.: Металлургия, 1969.— 252 с.

24. Грецкий Ю. Я., Васильев В. Г., Крошина Г. М. Формиро-вание структуры околошовной зоны при сварке серогоперлитного чугуна // Автомат. сварка. — 1979. — № 12.— С. 22–25.

25. Грецкий Ю. Я., Крошина Г. М., Васильев В. Г. Влияниетермического цикла дуговой сварки на структуру и ме-ханические свойства высокопрочных чугунов // Там же.— 1981. — № 6. — С. 9–12.

26. Влияние термического цикла сварки на структуру и ме-ханические свойства низколегированного высокопроч-ного ферритного чугуна / Ю. Я. Грецкий, Г. М. Кроши-на, В. Г. Васильев и др. // Там же. — 1988. — № 8. —С. 6–8, 18.

27. Грецкий Ю. Я., Новикова Д. П., Крошина Г. М. Проч-ность и пластичность перлитных чугунов при температу-рах, характерных для ЗТВ при сварке // Там же. — 1986.— № 3. — С. 15–17, 20.

28. Грецкий Ю. Я. Механизм образования трещин в зонесплавления при сварке чугуна сталью и железоникелевы-ми сплавами // Там же. — 1981. — № 4. — С. 19–22.

29. Грецкий Ю. Я., Новикова Д. П., Крошина Г. М. Влияниетермического цикла на стойкость чугунов против обра-зования трещин при сварке без подогрева // Там же. —1986. — № 4. — С. 1–4, 13.

30. Грецкий Ю. Я., Тихоновская Л. Д. Выбор рациональногосодержания никеля в швах сварных соединений чугуна //Там же. — 1979. — № 7. — С. 35–38.

31. Грецкий Ю. Я., Тихоновская Л. Д. Модифицирование ме-талла высокоуглеродистых железоникелевых швов свар-ных соединений чугуна // Там же. — 1980. — № 3. —С. 16–18.

32. Грецкий Ю. Я., Борисов А. И. Металлургические особен-ности дуговой сварки конструкционных чугунов // Тамже. — 1991. — № 5. — С. 7–13.

33. Медовар Б. И., Латаш Ю. В. Влияние водорода и кис-лорода на образование пор при сварке стабильноаусте-нитных сталей и никеля // Там же. — 1974. — № 10.— С. 5–6.

20 9/2006

34. Багрянский К. В., Кузьмин Г. С. Сварка никеля и егосплавов. — М.: Машгиз, 1963. — 164 с.

35. Аверин В. В., Лопухов Г. А. Направления исследований вметаллургии. — М.: ВИНИТИ, 1981. — С. 6–98. — (Ито-ги науки и техники. Сер. Теория металлургических про-цессов; Т. 4).

36. Даркен Л. С., Гурри Р. В. Физическая химия металлов. —М.: Металлургиздат, 1960. — 584 с.

37. Грецкий Ю. Я. Механизированная сварка чугуна самоза-щитной проволокой ПАНЧ-11 без подогрева // Свароч.пр-во. — 1976. — № 11. — С. 12–13.

38. Guide for welding iron castings: An American NationalStandard ANSI / AWS D11.2-89. — Miami, Florida: AWS,1989. — 110 p.

39. Аснис А. Е., Грецкий Ю. Я. Состояние и перспективысварки чугуна // Автомат. сварка. — 1978. — № 8. —С. 39–42.

40. Грецкий Ю. Я. Исходные положения при разработке вы-сокоэффективной технологии дуговой сварки чугуна безподогрева // Там же. — 1978. — № 11. — С. 41–45.

41. А. с. 492394 СССР. Сварочная проволока / А. Е. Аснис,Ю. Я. Грецкий, Е. П. Кузнецов и др. — Опубл. 1975,Бюл. № 43; (пат. 390253 США, опубл. 30.09.1975; пат.

742635 Франция, опубл. 18.12.1975; пат. 2434122 ФРГ,опубл. 12.04.1976; пат. 893724 Япония, опубл.27.08.1977).

42. Аснис А. Е., Грецкий Ю. Я., Мельниченко И. М. Самоза-щитная проволока ПАНЧ-11 для механизированнойсварки чугуна // Автомат. сварка. — 1976. — № 2. —С. 69.

43. Грецкий Ю. Я., Демченко Ю. В. Восстановление чугун-ных базисных деталей двигателей механизированнойсваркой проволокой ПАНЧ-11 // Сварщик. — 1998. —№ 4. — С. 11.

44. Грецкий Ю. Я., Демченко Ю. В. Восстановление чугун-ных деталей механизированной сваркой проволокойПАНЧ-11 // Тяж. машиностроение. — 2000. — № 2. —С. 23–24.

45. Грецкий Ю. Я. Современные возможности для качест-венного восстановления сваркой литых чугунных истальных деталей железнодорожного транспорта //Залізн. транспорт України. — 2005. — № 3. — С. 285–288.

Features of the composition, structure and mechanical properties of cast irons in castings are considered from the viewpoint of welding. The main factors are given, which determine considerable difficulties in making the composite andreadily workable welded joints in welding cast iron products without high preheating or subsequent heat treatment. Theinfluence of the graphite phase and metal base oxidation products on the basic possibility of cast iron to form a weldedjoint is considered. Conditions of solidification and structure formation in the fusion zone are analyzed. Results of studyingthe influence of the thermal cycle of arc welding on the structure and properties of cast irons in the HAZ metal areanalyzed. The concepts of the nature of near-weld cracks are presented, the principles of prevention of tears and microcracksin the HAZ metal are set forth. The initial postulates for selection of the composition of the deposited metal and respectiveelectrode consumables, and measures for lowering the susceptibility of nickel-based weld metal to pore formation arepresented. A set of requirements to the quality of arc welding of cast irons is determined, and metallurgical and technologicalmeasures for ensuring the continuity, tightness, strength and treatability of welded joints are generalized.

Поступила в редакцию 09.02.2006

СВАРКА И РЕМОНТ МЕДНЫХ КРИСТАЛЛИЗАТОРОВВ ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины разработаны высокоэффективные технологические

процессы автоматизированной, механизированной и ручной сварок меди больших (свыше 25 мм)и средних (10…25 мм) толщин для изготовления и ремонта кристаллизаторов печей электрош-лакового и вакуумно-дугового переплавов.

В зависимости от свариваемой толщины металла и конструктивных особенностейкристаллизаторов применяются следующие способы сварки:

автоматизированная: под слоем флюса, плазмен-но-дуговая, плавящимся электродом в среде защитныхгазов;

механизированная: плавящимся электродом всреде защитных газов;

ручная: неплавящимся электродом в средезащитных газов, покрытыми электродами.

Для обеспечения требуемого качества швов, ваку-умной плотности, высоких тепло- и электропроводности созданы специальные сварочныематериалы (флюсы, электродные и присадочные проволоки, покрытые электроды и др.).Применение оптимальных режимов и специальных методов выполнения процессов обеспечиваетоднопроходную сварку меди указанных толщин без предварительного и сопутствующего подог-ревов (плазменно-дуговая сварка и сварка под флюсом) или с невысоким подогревом (многоп-роходная сварка в среде защитных газов и сварка покрытыми электродами).

Контакты: Украина, 03680, г. Киев, ул. Боженко, 11,ИЭС им. Е. О. Патона НАНУ,

Тел.: (044) 287 24 66

9/2006 21

УДК 621.791:669.14/.15

ВЛИЯНИЕ СТЕПЕНИ ЛЕГИРОВАНИЯ ХРОМИСТЫХТЕПЛОУСТОЙЧИВЫХ СТАЛЕЙ НА ТВЕРДОСТЬ МЕТАЛЛА

В ЗОНЕ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙВ. Ю. СКУЛЬСКИЙ, канд. техн. наук (Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины)

Рассмотрена связь между степенью легирования хромистых теплоустойчивых сталей (с 2,25…13 % Cr), температуроймартенситного превращения Ms и результирующей твердостью закаленного металла сварных соединений. Показано,что уровень твердости зависит от температуры Ms и связан с длительностью периода самоотпуска мартенсита настадии остывания металла от температуры превращения.

К л ю ч е в ы е с л о в а : дуговая сварка, теплоустойчивыестали, сварные соединения, легирование, мартенсит, само-отпуск, твердость

Одной из главных причин возникновения холод-ных трещин является образование закалочныхструктур в металле ЗТВ. С увеличением общегосодержания легирующих элементов в сваривае-мой стали склонность к трещинообразованию воз-растает, что лежит в основе оценки свариваемостипо величине углеродного эквивалента Сэкв или па-раметрическому показателю Ито – Бессио Pcm [1,2]. Ориентировочным показателем склонности ктрещинообразованию может служить также твер-дость металла ЗТВ (считается, что риск образованияхолодных трещин возникает при твердости болееHV 350…400 [2, 3]). Иногда при сравнении тех-нологических характеристик современных высоко-хромистых теплоустойчивых сталей отмечают, чтостали с 12 % Сr более склонны к образованию хо-лодных трещин, чем стали с 9 % Cr, поскольку упервых мартенситное превращение происходитпри более низкой температуре, в результате чегометалл приобретает более высокую твердость (до

HV 650 по сравнении с HV 450 у сталей с 9 %Cr) [3, 4]. При низком содержании хрома прев-ращение аустенита сдвигается в сторону более вы-сокой температуры с проявлением склонности кпромежуточному превращению, что вызывает по-лучение металла с относительно низкой твер-достью. Эти особенности отражены в термоки-нетических диаграммах превращения аустенита,полученных для конкретных сталей. В силу раз-розненности таких данных нет определенногопредставления об общем характере влияния ле-гирования на поведение сталей в условиях распадаперегретого аустенита.

В настоящей работе рассмотрено влияние сте-пени легирования хромистых теплоустойчивыхсталей на температуры начала распада аустенитаи ориентировочную твердость металла со структу-рой закалки. При проведении анализа использованыданные о характере превращения аустенита в сталяхс содержанием хрома от 2,25 до 13 % [3, 5–9]. Сос-тавы сталей приведены в таблице.

Для обобщенной оценки степени легированияиспользован подход, заложенный в методах приб-лиженного определения фазового состава сталей

© В. Ю. Скульский, 2006

Химический состав анализируемых сталей

Тип, марка сталиМассовая доля элементов, %

C Si Mn P S Cr Ni Mo V W Nb N Прочие

2,25Cr–1Mo [5] 0,1 0,34 0,48 0,017 0,013 2,16 0,96

7CrMoVTiB10–10 [3] 0,081 0,21 0,53 0,004 0,004 2,44 0,18 0,95 0,26 0,002 0,007 0,04 Al;0,004 B;0,053 Ti3Cr–1Mo [5] 0,1 0,4 0,4 3 1

3Cr–1,5Mo [5] 0,1 0,4 0,4 3 1,5

P91 [6] 0,1 0,34 0,47 0,018 0,003 8,52 0,28 0,93 0,20 0,072 0,06 0,011 Al

E911 [3] 0,115 0,2 0,51 0,017 0,002 8,85 0,24 0,94 0,22 0,95 0,069 0,084 0,007 Al

HCM12A [7] 0,13 0,31 0,50 0,014 0,001 10,65 0,35 0,35 0,22 1,92 0,06 0,061 0,009 Al

X20CrMoV121 [8] 0,18 0,28 0,54 0,020 0,005 12,7 0,63 0,90 0,32 0,030

20X13 [9] 0,24 0,37 0,27 13,32 0,32 0,06

22 9/2006

с помощью известных диаграмм Шеффлера илиДе Лонга по расчетным значениям Crэкв и Niэкв,поскольку эти параметры учитывают влияние эле-ментов, оказывающих основное влияние на струк-турообразование. В данном случае степень леги-рования «активными» структуроопределяющимиэлементами выражалась обобщающим парамет-ром PС = Crэкв + Niэкв, где

(Crэкв = % Cr + % Mo + 1,5% Si + 0,5% Nb ++ {2⋅(% Ti + % Al) + % W},

Niэкв = % Ni + 30(% C + % N)+ 0,5% Mn + {12% B}).

В фигурных скобках дополнительно введеныэлементы с коэффициентами по данным [10].

Особенностью теплоустойчивых сталей с по-вышенным содержанием хрома (9…12 %) явля-ется высокая стабильность аустенита в условияхпереохлаждения, что приводит к образованиюмартенсита при различных скоростях охлажденияна спокойном воздухе. На диаграммах это выра-жено наличием широкой временной области су-ществования чисто мартенситного превращения(рис. 1). Например, в стали Р91 с 9 % хрома [4]

начало диффузионного распада аустенита с об-разованием перлита возможно при нахождении настадии охлаждения в интервале 800…500 °С в те-чение 30000…40000 с (8,3…11 ч), что соответс-твует скорости охлаждения w8/5 порядка0,01…0,008 °С/с и характерно для остывания навоздухе трубы с толщиной стенки 80 мм. Обычнопри сварке скорости охлаждения гораздо выше.В зависимости от способа (мощности дуги), теп-лового режима сварки и толщины металла реальныескорости охлаждения могут изменяться примерноот 10 до 30 °С/c и выше (последнее более характернодля выполнения первых корневых проходов в тол-стостенных стыковых соединениях с пониженнойтемпературой предварительного подогрева или безнего), т. е. в условиях сварки сталей с 9 % хромаследует ожидать образования в металле ЗТВ чистомартенситной структуры. Поскольку из-за требо-вания обеспечения однородности физико-механи-ческих свойств сварных соединений швы должныиметь легирование, аналогичное основному ме-таллу, закалку с образованием мартенсита будутпретерпевать сварные соединения в целом.

Рис. 1. Термокинетические диаграммы превращения аустенита в теплоустойчивых сталях с различным содержанием хрома:а — сталь Р91 [6]; б — Е911 [3]; в — X20CrMoV121 [8]; г — сталь с 2,25 % Cr (7CrMoVTiB10-10) [3] (А — аустенит; F —феррит; М — мартенсит; Ms, Mf — начало и конец мартенситного превращения)

9/2006 23

В общем случае начало мартенситного прев-ращения зависит от степени упрочнения кристал-лической решетки аустенита углеродом и введен-ными легирующими элементами, которые, созда-вая внутренние искажения и поля упругих нап-ряжений, обусловливают увеличение сопротивле-ния кристаллической системы сдвиговой перест-ройке в порядке расположения атомов. В резуль-тате в сталях с повышенным содержанием леги-рующих элементов мартенситное превращениепроисходит в условиях накопления усадочных нап-ряжений при более низкой температуре, чем в менеелегированной стали. Так, у сталей с 12 % Cr посравнению со сталями с 9 % Cr (см. рис. 1, в)точка Ms расположена примерно на 100°С ниже— на уровне 280 °С (553 К) [8]. У сталей с низкимсодержанием хрома (типа 2,25 % Cr–1Mo) (см.рис. 1, г) мартенситное превращение происходитпри более высокой температуре — около 460 °С(733 К). При этих температурах достаточно быс-тро развиваются диффузионные процессы и призамедлении охлаждения происходит промежуточ-ное бейнитное превращение [3].

Результаты анализа влияния степени легиро-вания хромистых сталей на начало мартенситногопревращения Ms представлены на рис. 2. Темпе-ратуры Ms определяли по диаграммам распада аус-тенита [3, 5–9] и расчетным путем с использо-ванием следующей зависимости [11]:

Ms (°C) = 539 – 423 (% C) – 30,4 (% Mn) –– 12,1 (% Cr) – 17,7 (% Ni) – 7,5 (% Mo).

Необходимо отметить, что существуют и дру-гие модели для оценки значений Ms. Дополни-тельно может учитываться также сдвиг точки Msвверх в зависимости от содержания карбидооб-разующих элементов или углерода, что достигаетнескольких десятков градусов при малых его со-держаниях (например, в одной из моделей с по-мощью параметра «+4,2/С»). Выбранная модельдает хорошую сходимость результатов расчетов

и практических измерений, хотя в отдельных слу-чаях и есть заметные расхождения. Кроме того,в данной работе преследуется цель не определенияс максимальной точностью значений Ms толькопутем расчетов, а с помощью набора эксперимен-тальных и расчетных данных прослеживание тен-денции изменения температур начала фазовогопревращения в сталях с различным легированиеми связи между значениями Ms и твердостью за-каленного металла.

В целом расчетные значения и эксперимен-тальные результаты отражают общую закономер-ность в снижении точки мартенситного превра-щения с увеличением степени легирования хро-мистых сталей. Существенное изменение в зна-чениях Ms происходит при увеличении содержа-ния хрома от 2,5…3 до 12 %. Имеется также за-метная разница в температурах мартенситногопревращения у сталей с 9 и 12 % Cr. При этомтемпературы Ms у сталей с 9 % Cr находятся приб-лизительно посередине между температурами Msсталей с 2,5 и 12 % Cr. Такое различие в темпе-ратурах начала мартенситного превращения кор-релирует с результирующей твердостью закален-ной структуры.

Наблюдается четкое различие в уровнях твер-дости металла после распада аустенита, соответс-

Рис. 2. Влияние степени легирования хромистых сталей Pc натемпературу начала мартенситного превращения Ms

Рис. 3. Влияние повышенной (а) и пониженной (б) скоростейохлаждения w6/5 на твердость металла ЗТВ теплоустойчивыхсталей различного легирования (темные точки — результатыИЭС)

24 9/2006

твующее степени его легирования хромом (рис. 3).Условно стали по уровню твердости можно раз-бить на три категории: ~ HV 550 (стали с 12 % Cr);~ HV 450 (9 % Cr); ~ HV 350 (2…3 % Cr). Чемвыше точка мартенситного превращения, тембольше длительность пребывания при повышен-ных температурах металла с закаленной струк-турой, что создает условия для достижения боль-шей степени самоотпуска мартенсита. Результи-рующая твердость в большей мере отпущенногопри охлаждении мартенсита становится ниже, чтодолжно благоприятно сказываться на стойкостипротив образования холодных трещин.

В сталях с чисто мартенситным превращением(9…12 % Cr) при изменении скорости охлаждениятвердость изменяется мало и остается высокой.Только в диапазоне очень малых скоростей ох-лаждения (w6/5 < 0,5…0,2 °С/c), когда достигаютсяусловия для частичного распада аустенита по рав-новесному (диффузионному) механизму, наблю-дается более резкое уменьшение твердости (рис. 3,б). Однако такие малые скорости при сварке плав-лением не достигаются. В реальных условиях не-которое снижение твердости металла ЗТВ можетнаблюдаться в результате развития самоотпускамартенсита после принятия специальных мер позамедлению охлаждения сварных соединений.

В сталях с малой степенью легирования(2,25 % Cr) аустенит не обладает такой стабиль-ностью при переохлаждении, как в высокохро-мистых. В результате распада при самой высокой(из рассматриваемых здесь материалов) темпера-туре (примерно 460 °С) интенсивная диффузияуглерода затрудняет образование чистого мартен-сита и большее развитие приобретает бейнитноепревращение. Последующий самоотпуск структу-ры закалки обеспечивает получение металла с ре-зультирующей низкой твердостью. При w6/5 << 16 °С/с твердость снижается более резко вслед-ствие перехода от преимущественно мартенсит-ного к бейнитному превращению.

Таким образом, полученные результаты пока-зывают, что металл сварных соединений сталейс 9…12 % хрома при любых скоростях охлажде-ния в процессе сварки будет претерпевать закалкус образованием мартенсита. Твердость такого ме-талла будет тем выше, чем больше легирующих

элементов содержит сталь, поскольку с увеличе-нием степени легирования температура началамартенситного превращения снижается и придальнейшем охлаждении процесс самоотпускамартенсита сдерживается. При сварке с замедле-нием охлаждения возможно обеспечение некото-рого снижения твердости металла ЗТВ и швовпри развитии процесса самоотпуска. Однако в ус-ловиях обычных тепловых режимов сварки су-щественного снижения твердости не происходит.Поэтому для обеспечения стойкости против об-разования холодных трещин в сварных соедине-ниях требуется дополнительно ограничиватьдействие других вредных факторов — снижатьуровень водорода, исключать появление концен-траторов напряжений.

1. Петров Г. Л., Тумарев А. С. Теория сварочных процес-сов. — М.: Высш. шк., 1977. — 392 с.

2. Гривняк И. Свариваемость сталей. — М.: Машинострое-ние, 1984. — 216 с.

3. Current state of development of advanced pipe and tube ma-terials in Germany and Europe for power plant components /W. Bendick, K. Haarmann, M. Rigg, M. Zschau // VGBConf. (Cottbus, 8–9 Oct., 1996). — Lectures. — Mannes-mann Rohr, 1996. — 25 p.

4. Zschau M., Niederhoff K. Construction of piping systems inthe new steel P91 including hot induction bends // VGBKraftwerkstechnik. — 1994. — 74, № 2. — P. 142–149.

5. Lundin C. D., Khan K. K. Fundamental studies of the metal-lurgical causes and mitigation of reheat cracking in 11/4 Cr–1/2 Mo и 21/4 Cr–1 Mo steels // WRС Bulletin. — 1996. —№ 409. — Р. 117.

6. Назначение и свойства новой теплоустойчивой стали с9 % хрома / В. Ю. Скульский, А. К. Царюк, Ю. Н. Вах-нин, В. Г. Васильев // Сб. тр. Междунар. конф. «Совре-менные проблемы сварки и ресурса конструкций», Киев,24–27 нояб. 2003. — Киев: ИЭС им. Е. О. Патона НАНУкраины, 2003. — С. 73–74.

7. Zeman M., Brozda J., Pasternak J. Ocena spawalnosci staliHCM12A przeznaczenej na elementy kotlow energetycznychpracujаce przy parametrach nadkrytycznych // Przeglad Spa-walnictwa. — 1999. — LXXI, № 6. — S. 1–7.

8. Gnirb G. Present situation of the use of P91(X10CrMoVNb91) in German power stations. — [1994]. —14 p. — (Intern. Inst. of Welding; Dос. XI-617/94).

9. Попов А. А., Попова Л. Е. Изотермические и термокине-тические диаграммы распада переохлажденного аусте-нита. — М.: Металлургия, 1984. — 216 с.

10. Грабин В. Ф. Металловедение сварки плавлением. — Ки-ев: Наук. думка, 1982. — 416 с.

11. Microstructure-property relationships in HAZ of new 13%Cr martensitic stainless steels / O. M. Akselsen, G. Rorvik,P. E. Kvaale et al. // Welding J. — 2004. — 83, № 5. —P. 160–167.

An interrelation is considered between the degree of alloying of heat-resistant chromium steels (with 2.25...13 % Cr),martensite transformation temperature, Ms, and the resultant hardness of the hardened metal of welded joints. It is shownthat the level of hardness depends on temperature, Ms, and is associated with the duration of the period of martensiteself-tempering at the stage of metal cooling from the transformation temperature.

Поступила в редакцию 26.06.2005

9/2006 25

УДК 621.791.052:539.4.014

ОСТАТОЧНЫЕ НАПРЯЖЕНИЯ В СОЕДИНЕНИЯХТОНКОЛИСТОВОГО СПЛАВА АМг6, ВЫЗВАННЫЕ ДУГОВОЙ

И ЛАЗЕРНО-ДУГОВОЙ СВАРКОЙВ. А. ШОНИН, В. С. МАШИН, В. Ю. ХАСКИН, кандидаты техн. наук, Т. Н. НЕДЕЙ, инж.

(Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины)

Приведены результаты экспериментальных исследований остаточных деформаций и напряжений в стыковыхсоединениях сплава АМг6 толщиной 1,9 мм, полученных сваркой МИГ и МИГ + лазерный пучок. Установлено,что при шестикратном увеличении скорости сварки (гибридный процесс) обеспечивается двукратное уменьшениепоперечного сечения шва, полуторное — околошовной зоны с продольными остаточными напряжениями и болеечем четырехкратное — поперечных остаточных напряжений.

К л ю ч е в ы е с л о в а : алюминиевые сплавы, сварка плавле-нием, стыковые соединения, тонколистовые конструкции,околошовная зона, остаточные деформации, остаточныенапряжения

В процессе сварки листовых конструкций в ме-талле шва и околошовной зоне происходит не-избежное накопление термопластических дефор-маций, что обусловливает образование продоль-ных и поперечных остаточных деформаций и нап-ряжений [1]. Известно, что поперечные растяги-вающие остаточные напряжения в зоне концен-траторов напряжений от выпуклой формы шваснижают сопротивление усталости соединенийпри поперечном действии переменных напряже-ний внешней нагрузки [2]. Эти остаточные нап-ряжения уравновешены в сечении стыкового со-единения, проходящем вдоль сварного шва, изависят от размеров соединяемых элементов, ско-рости сварки и длины сварного шва. К тому же,при сварке тонколистовых элементов остаточныедеформации и напряжения вызывают потерю ус-тойчивости при сжатии основного металла вслед-ствие воздействия усадочных сил в шве и зоне тер-мического влияния (ЗТВ). Возникающие оста-точные деформации изгиба являются причинойзначительной неравномерности распределения ос-таточных напряжений по толщине металла и по-вышенной остаточной напряженности в поверхнос-тных слоях околошовной зоны соединения. В связис этим при изготовлении сварных листовых конс-трукций следует уделять должное внимание сни-жению поперечных растягивающих остаточныхнапряжений в соединениях.

Одним из эффективных путей снижения ос-таточных деформаций и напряжений, возникаю-щих в тонкостенных конструкциях, является при-менение высокопроизводительных процессовсварки, обеспечивающих минимальное тепловло-

жение. В этом плане заслуживают внимания гиб-ридные способы сварки, получившие в последниегоды широкое развитие [3–5]. Они основаны налокализации тепловой энергии в зоне плавления,что позволяет значительно увеличивать скоростьсварки и глубину проплавления при уменьшениитепловложения в основной металл. Наиболее пер-спективным для соединения тонколистовых алю-миниевых сплавов является способ сварки пла-вящимся электродом (МИГ) с применением ла-зерного пучка (ЛП), который может обеспечитьповышенную скорость сварки с низкой погоннойэнергией, и как следствие, уменьшение попереч-ных остаточных деформаций и напряжений. Од-нако пока не имеется данных о влиянии скоростисварки на уровень остаточных напряжений и де-формаций для тонколистовых алюминиевых кон-струкций.

Цель настоящей работы — установить уровнии характер распределения остаточных деформа-ций и напряжений в стыковых соединениях тон-колистового алюминиевого сплава АМг6, полу-ченных гибридным МИГ+ЛП и традиционнымМИГ способами сварки.

Методика проведения исследований. Иссле-дования проводили на образцах стыкового сое-динения, состоящего из двух пластин размером300 (125+125) 1,9 мм из сплава АМг6, сварен-ных стыковым швом за один проход. Длину иширину пластин выбирали исходя из условия по-лучения максимально возможных остаточныхнапряжений. За основу принимали принцип по-добия крупногабаритным образцам большойтолщины, в которых образуются максимальныеостаточные напряжения. Для этого их длину иширину уменьшали пропорционально изменениютолщины металла.

© В. А. Шонин, В. С. Машин, В. Ю. Хаскин, Т. Н. Недей, 2006

26 9/2006

Сварку образцов выполняли в нижнем поло-жении на формирующей подкладке из нержаве-ющей стали сварочной проволокой АМг6 диамет-ром 1,2 мм. Образцы при сварке закрепляли в жес-тком кондукторе. Для сварки плавящимся элек-тродом в инертных газах применяли типовое обо-рудование «Fronius TPS-2700» и промышленныйCO2-лазер ЛТ-104. Защитной средой являлся ар-гон. Сварку МИГ выполняли на следующем ре-жиме: ток сварки Iсв = 90 А; напряжение на дугеUд = 17,8 В; скорость сварки vсв = 50 м/ч; скоростьподачи проволоки vп.пр = 5,9 м/мин. Сварку гиб-ридным способом осуществляли при полезноймощности лазера 2,5 кВт на следующем режимесварки МИГ: Iсв = 185 А; Uд = 23,3 В; vсв = 300 м/ч;vп.пр = 11,8 м/мин. На рис. 1 приведены габарит-ные размеры стыковых соединений и профилишвов, построенные методом профилометрирова-ния.

Для экспериментальной оценки остаточных де-формаций в околошовной зоне применяли разру-шающий метод тензометрирования, основанныйна измерении упругих деформаций в локальномучастке исследуемого металла сварного соедине-ния при его полной разгрузке [6]. Указанный ме-тод отличается высокой точностью и позволяетопределять остаточные деформации как на повер-хности стыкового соединения, так и усредненныепо толщине образца. Разгрузку осуществляли пу-тем механической вырезки участка металла с тен-зорезисторными датчиками, наклеенными на ли-цевой и обратной поверхностях соединения. Дляэтого из каждой серии сваренных образцов вы-бирали один образец-свидетель, на котором вы-полняли измерения остаточных деформаций инапряжений.

Значения остаточных деформаций определялис лицевой и обратной стороны поверхности сты-кового соединения в направлениях, параллельныхоси шва (сечения I–I и III–III) и перпендикулярныхко шву (II–II и IV–IV) (рис. 1). Продольные се-чения I–I и II–II проходили вдоль ЗТВ на рас-стоянии 5…7 мм от оси шва, а поперечные III–III,IV–IV — на расстоянии 152 и 172 мм от началашва (рис. 1). Тензодатчики сопротивления (про-волочные типа ПКБ и ПКП и фольговые типаКФ) прикрепляли клеем типа циакрин. Для се-чений I–I использовали датчики ПКБ с базой20 мм, для II–II — ПКП с базой 10 мм, для III–III— КФ с базой 10 мм, а для IV–IV — ПКБ и ПКПс базой 5 мм. Расположение датчиков отвечалопринятым направлениям двух компонент напря-жений, ориентированных вдоль σост(x) (сечения I–Iи III–III) и поперек σост(y) (II–II и IV–IV) шва. Длякаждого образца использовали до 80 тензомет-рических датчиков.

Измерения деформаций выполняли с помощьюприбора ИСД-3. Температурную компенсациюосуществляли путем использования однотипныхдатчиков, наклеенных на ненагружаемые пласти-ны из указанного сплава. Тензодатчики из партиикаждого типа проверяли на тарировочном уст-ройстве с применением контрольной балки раз-мером 400 30 10 мм из сплава АМг6 для сжатияи растяжения поверхностных слоев металла принагружении чистым изгибом. Погрешность зна-чений деформаций, полученных при измерении,по сравнению с расчетными не превышала ±4 %.

После измерения исходных значений сопро-тивления датчиков разгрузку металла начиналис зоны активных растягивающих остаточных нап-ряжений. С этой целью сначала высверливали от-

Рис. 1. Схема образца стыковых соединений сплава АМг6 (а) и профили сварных швов, выполненных сваркой МИГ (б) иМИГ+ЛП (в): L — длина образца; LI, LII — расстояние от начала шва до места установки датчика; B — ширина свариваемыхпластин; δ — толщина основного металла; b — ширина шва с его лицевой стороны; h — высота шва (все размеры даны вмиллиметрах); I–IV — сечения

9/2006 27

верстия диаметром 10 мм по металлу сварногошва вдоль его длины с шагом 30…50 мм, что даловозможность значительно снизить уровни актив-ных растягивающих остаточных напряжений. За-тем выпиливали поочередно участки пластины снаклеенными датчиками. Измеренные значениясопротивления датчиков до и после разгрузки ввиде ε = ∆о.е.д⋅10–5 (здесь о.е.д — относительныеединицы деформации) представляли аппроксими-рующими линейными графиками, построеннымидля различных сечений и направленности оста-точных деформаций с отсчетом от середины (се-чения I–I и II–II) и начала (III–III и IV–IV) шва.С помощью этих графиков корректировали экс-периментальные данные о продольных и попе-речных деформациях при условном совмещениикоординат датчиков.

Расчеты поверхностных остаточных напряже-ний двухосного направления осуществляли позначениям остаточных деформаций, полученнымэкспериментально, с использованием известныхформул теории упругости [6]:

σx = E1 – µ2 (εx + µεy); σy = E

2 – µ2 (εy + µεx),

где σx и σy — продольные и поперечные напря-жения; E — модуль упругости (E = 69000 МПа);εx и εy — соответственно продольные и попереч-ные относительные деформации; µ — коэффици-ент Пуассона, µ = 0,33.

Усредненные по толщине продольные и по-перечные остаточные напряжения определяли извыражения

σост = σоств + σост

н

2 ,

где σоств — напряжения на верхней (лицевой) по-

верхности соединения; σостн — то же на нижней

(обратной) его поверхности. Кривые, характери-зующие распределение продольных и поперечныхостаточных напряжений в рассматриваемых се-чениях соединений, показаны на рис. 2. Нерав-номерность распределения остаточных напряже-ний по толщине металла, вызванная остаточнымизгибом, представлена (рис. 3) разницей междузначениями остаточных напряжений на лицевойи обратной поверхности соединения:

σизг = σоств – σост

н

2 .

Данные измерений тензометрическими датчи-ками на кривых распределений остаточных нап-ряжений обозначены точками.

Результаты исследований и обсуждение. Ус-редненные по толщине значения продольных ос-таточных напряжений σост(x) в поперечном се-чении I–I центральной части сварных образцовотвечают известному [2] характеру распределе-ний. Они уравновешены по сумме сил и моментов

Рис. 2. Средние значения остаточных напряжений продольной (а, б) соответственно в поперечном I–I и продольном III–IIIсечениях и поперечной компоненты (в, г) соответственно в поперечном II–II и продольном IV–IV сечениях: 1 — сварка МИГ;2 — МИГ+ЛП

28 9/2006

в плоскости их действия (рис. 2, а). Как следуетиз рис. 2, а, в, ширина околошовной зоны с ак-тивными растягивающими остаточными напряже-ниями при гибридном способе сварки в 1,5 разаменьше, чем в стыковых соединениях, получен-ных способом сварки МИГ. В сечении III–III зна-чения продольных растягивающих напряженийσост(x) достигают максимума в центральной частиобразца и уменьшаются до нуля в начале и концесоединения (рис. 2, б). В случае использованияспособа сварки МИГ+ЛП максимальные значенияпродольных растягивающих остаточных напряже-ний в середине образца незначительно превышаютσост(x) при сварке МИГ.

Усредненные по толщине поперечные остаточ-ные напряжения σост(y) вдоль сечения IV–IV имеютволновой характер распределения (рис. 2, г). В пер-вой волне, распространяющейся на начальном учас-тке шва длиной около 110 мм, максимальные зна-чения напряжений σост(y) достигают ±80 МПа присварке МИГ и не превышают ±20 МПа при сваркеМИГ+ЛП. Характер распределения поперечных ос-таточных напряжений σост(y) вдоль шва существенноотличается от широко описанного в литературе, нап-ример в [7], тем, что остаточные напряжения присварке уравновешиваются уже на начальном участкесоединения длиной 100…120 мм. Дальнейшее фор-мирование поперечных остаточных напряжений от-личается невысокими пиковыми значениями. Онилокально уравновешены и достигают максимальныхзначений только вблизи шва (рис. 2, в, г).

При сварке МИГ пиковые значения σост(y) впоследующих за первой волнах поперечных ос-таточных напряжений снижаются до ±30 МПа, чтообусловлено, очевидно, выравниванием градиентатемператур вдоль соединения. При гибридном

способе сварки МИГ+ЛП поперечные остаточныенапряжения σост(y) не достигают пиковых значенийвследствие увеличения в 6 раз скорости сварки иуменьшения в 1,5 раза погонной энергии этого про-цесса по сравнению со сваркой МИГ, посколькурежимы гибридной сварки определяют условия зна-чительного уменьшения градиентов температур впродольном направлении соединения.

Различие в уровнях и характере распределенияостаточных деформаций (искривления) соедине-ний, полученных сваркой МИГ и МИГ+ЛП, в зна-чительной мере связано с размерами зон активныхрастягивающих остаточных напряжений и формойсварного шва (см. рис. 1). Как уже отмечалосьвыше, при гибридном способе сварки МИГ+ЛПширина зоны с растягивающими остаточныминапряжениями в 1,5 раза меньше. Причем умень-шение (в 2 раза) площади сечения шва происходитв основном за счет заметного сокращения пло-щади сечения лицевой выпуклости шва. Это су-щественно сказывается на уменьшении уровня до-полнительных остаточных напряжений от про-дольного σизг(x) и поперечного σизг(y) искривленийобразца, полученного гибридным способом свар-ки (рис. 3).

При сварке МИГ остаточный изгиб соединенияв продольном направлении вызывает появлениена лицевой поверхности соединения дополнитель-ных сжимающих остаточных напряжений, а наобратной его стороне — растягивающих напря-жений σизг(x). В поперечном сечении I–I на ли-цевой поверхности соединения σизг(x) достигаютмаксимальных значений по краям образца и ми-нимальных — вблизи шва (рис. 3, а), а в про-дольном сечении III–III σизг(x) отличаются волно-вым распределением невысокого уровня (рис. 3,б). Соединения, полученные способом МИГ+ЛП,

Рис. 3. Напряжения изгиба на лицевой поверхности образцов в продольном направлении по оси х (а, б) соответственно длясечений I–I и III–III и в поперечном по оси y (в, г) направлениях соответственно для сечений II–II и IV–IV (1, 2 — см. рис. 2)

9/2006 29

в продольном направлении имеют обратное ис-кривление. При этом на лицевой поверхности об-разца дополнительно образуются продольные рас-тягивающие остаточные напряжения невысокогоуровня, а на его обратной стороне — сжимающиеостаточные напряжения изгиба σизг(x). В попереч-ном сечении I–I на лицевой поверхности соеди-нения они распределены равномерно, а в продоль-ном сечении III–III растягивающие напряжениясосредоточиваются преимущественно в серединеобразца (рис. 3, а, б).

Соединения, полученные сваркой МИГ в по-перечном направлении так же, как в продольном,имеют бo′льшие искривления, чем при сваркеМИГ+ЛП. В поперечном сечении II–II на лицевойповерхности стыкового соединения, полученногосваркой МИГ, дополнительные поперечные рас-тягивающие остаточные напряжения изгиба σизг(y)достигают высокого уровня преимущественно вобласти шва (70 МПа); вблизи краев образца онипреобразуются в сжимающие остаточные напря-жения, достигающие значений до –70 МПа (рис. 3,в, г). В продольном сечении IV–IV высокие по-перечные растягивающие остаточные напряженияизгиба σизг(y) действуют по всей длине околошов-ной зоны с некоторым спадом в конце шва (105МПа в начале и 55 МПа в конце шва). Для со-единений, полученных сваркой МИГ+ЛП, попе-речные остаточные напряжения изгиба σизг(y) всечении II–II на лицевой поверхности вблизи шваявляются сжимающими, а вблизи краев — рас-тягивающими, их значения не превышают±20 МПа (рис. 3, в). В соединениях, полученныхгибридным способом, поперечные остаточныенапряжения изгиба σизг(y) в продольном сеченииIV–IV в основном сжимающие, они действуют повсей длине околошовной зоны и их значения непревышают 40 МПа с заметным спадом в цент-ральной части образца до –10 МПа (рис. 3, г).

Таким образом, при сварке тонколистовых об-разцов стыковых соединений образуются средниепо толщине (номинальные) двухосные остаточныенапряжения, уравновешенные в поперечных се-чениях. На эти напряжения накладываются до-полнительные напряжения от изгиба, вызванныепотерей устойчивости пластин от действия сжи-мающих (уравновешивающих) остаточных напря-жений в околошовной зоне и дополнительных мо-ментов от усадки шва вследствие неравновесностилицевой и корневой выпуклостей и неравномер-ности пластических деформаций по толщине ЗТВ.Вследствие этого суммарное распределение оста-точных напряжений, измеренных только на по-верхности сварного соединения, имеет неуравно-вешенный характер.

Волновое распределение поперечной компо-ненты остаточных напряжений σост(y) в околошов-

ной зоне стыковых соединений, полученных свар-кой МИГ напроход, отмечалось ранее [2]. Очевидно,поперечная компонента напряжений стремится куравновешенному состоянию на более короткихрасстояниях, чем длина шва, что свидетельствуето независимости формирования продольной и по-перечной компонент остаточных напряжений. При-чем неравновесное состояние компонент остаточ-ных напряжений в двух взаимно перпендикулярныхсечениях сварного соединения определяется зако-ном о независимости упругих уравновешенных силпродольного и поперечного направлений. Это оз-начает, что как при внешней (упругой) нагрузкеобразца, так и при упругой разгрузке остаточныхнапряжений, две компоненты упругих продоль-ных и поперечных напряжений подчиняютсяпринципу суперпозиции (или независимости дейс-твия сил) [8]. Поэтому при разрезании образцавдоль шва происходит полная разгрузка попереч-ных сил и моментов и частичная разгрузка про-дольных сил и моментов, обусловленная прекра-щением действия противоположных моментов от-резанной части соединения. При разрезании образцапоперек шва поперечные остаточные напряжениясохраняют свои значения, если они в вырезаемыхучастках соединения локально уравновешены, апродольные остаточные напряжения снижаются ивблизи линии разрезки равны нулю.

Выводы1. В сравнении с традиционной сваркой МИГ гиб-ридная высокоскоростная сварка плавящимсяэлектродом в сочетании с CO2-лазером в аргонестыковых соединений тонколистового алюмини-евого сплава АМг6 способствует значительномууменьшению поперечных остаточных деформа-ций и напряжений за счет шестикратного увели-чения скорости сварки, 40%-го снижения ее по-гонной энергии и двукратного уменьшениясечения шва.

2. При традиционном способе сварки МИГ тон-колистовых алюминиевых сплавов в околошовнойзоне стыкового соединения формируются попе-речные остаточные напряжения, распределениекоторых носит волной характер. Их усредненныеэкстремальные значения составляют ±80 МПа впервой волне, которая распространяется на рас-стоянии 100…120 мм от начального участка шва.Поперечный остаточный изгиб инициирует до-полнительные поперечные остаточные напряже-ния, образующиеся на поверхности стыкового со-единения, равные ±105 в его начале и ±55 МПав конце.

3. При гибридной сварке МИГ+ЛП значенияпоперечных остаточных напряжения в околошов-ной зоне не превышают ±20 МПа, а дополнитель-ных поперечных остаточных напряжений от

30 9/2006

изгиба образца находятся в пределах ±40 МПа.Зона с продольными растягивающими остаточныминапряжениями сужается в 1,5 раза по сравнениюс соответствующими остаточными напряжениямив соединениях, полученных сваркой МИГ.

1. Гатовский К. М. Деформации и напряжения, возникаю-щие при сварке конструкций // Сварка судовых конс-трукций. — Л.: Судостроение, 1980. — С. 250–320.

2. Влияние размеров образца сварного соединения алюми-ниевого сплава на остаточную напряженность и сопро-тивление усталости / В. А. Шонин, О. И. Гуща, В. С. Ма-шин и др. // Автомат. сварка. — 2005. — № 2. —С. 21–31.

3. Штауфер Х., Хакль Х. Лазерно-дуговая сварка в автомо-бильной промышленности // Там же. — 2001. — № 12.— С. 29–32.

4. Dilthey U., Luеder F., Wieschemann A. Erweiterte Moеglich-keiten beim Schweiβen von Aluminiumlegierungen durchden Laser-MIG-Hybridprozeβ // Aluminium. — 1999. — 75,№ 1/2. — S. 64–75.

5. Shida T., Hirokawa M., Sato S. CO2-laser welding of alumi-num alloys (welding of aluminum alloys using CO2-laserbeam in combination with MIG arc) // Quarterly J. of Jap.Weld. Soc. — 1997. — 15, № 1. — P. 18–23.

6. Экспериментальные методы исследования деформацийи напряжений: Справоч. пособие / Б. С. Касаткин, А. Б.Кудрин, Л. М. Лобанов и др. — Киев: Наук. думка, 1981.— 584 с.

7. Винокуров В. А. Сварочные деформации и напряжения.— М.: Машиностроение, 1968. — 236 с.

8. Феодосьев В. И. Сопротивление материалов. — М.: Нау-ка, 1986. — 512 с.

The paper gives the results of experimental studies of residual welding strains and stresses in butt joints of AMg6 alloy1.9 mm thick made by MIG welding and MIG + laser beam welding. It is established that a six times increase of thewelding speed (hybrid process) provides a two times narrowing of the weld cross-section, one-and-a-half times narrowingof the HAZ with longitudinal residual stresses and more than four times reduction of the transverse residual stresses.

Поступила в редакцию 17.05.2005,в окончательном варианте 01.09.2005

ЛАЗЕРНАЯ РЕЗКА МЕТАЛЛИЧЕСКИХ И НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХЛИСТОВЫХ МАТЕРИАЛОВ

Предлагаемый процесс лазерной резки заключается в раскрое листового материала по лю-бому заданному контуру под действием лазерного излучения мощностью до 1 кВт. Продуктыэрозии при этом удаляются из зоны действия излучения струей воздушно-кислородной смеси.

В состав оборудования входят быстропроточный технологический СО2-лазер, трехкоордина-тный манипулятор, зеркала оптического тракта, резак с фокусирующим объективом.

Габариты разрезаемого листа зависят от размеровманипулятора и обычно составляют 1...2 м. Один из дей-ствующих в нашем отделе резательных комплексов пока-зан на рисунке. По сравнению с микроплазменной тех-нологией при лазерной резке значительно повышаетсяточность (порядка ±0,01 мм), отсутствует конусностьреза. Ширина реза достигает 0,7 мм, что значительносокращает количество отходов, делает технологию эко-логичной, улучшает условия труда. Отсутствуют такие ха-рактерные для плазменной резки вредные факторы, какшум, свечение электрической дуги, значительно снижа-ется выброс вредных аэрозолей. Можно резать неэлек-тропроводные материалы больших толщин. Произво-дительность – до 500 мм/мин при резке черной сталитолщиной 6 мм, до 2000 мм/мин при резке нержавеющейстали толщиной 1 мм.

Контакты: Институт электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины03680, Украина, Киев-150, ул. Боженко, 11, отд. № 77

Тел.: (38044) 261 52 28, 261 50 83, 269 19 11Факс: (38044) 227 15 66

E-mail: shelyagin@paton.kiev.ua

Общий вид комплекса для лазерной резки скомпьютерным управлением

9/2006 31

УДК 691.791.35

РАСЧЕТНАЯ МЕТОДИКА ОПРЕДЕЛЕНИЯ ПАРАМЕТРОВКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ПАЯНЫХ ШВОВ

Е. А. ДЕНИСЕВИЧ, канд. техн. наук (НТУУ «Киевский политехнический институт»)

Приведена расчетная методика определения условия стойкости плоского фронта кристаллизации паяных швов намеди М1 самофлюсующим припоем на основе легкоплавкого сплава системы Sn–Pb–Bi и поверхностно-активныхвеществ в качестве флюсующих компонентов паяльной композиции. Кристаллизация является конечным этапомобразования паяного шва и от условий ее протекания зависят эксплуатационные характеристики паяного соединения.Изучение процесса кристаллизации паяных швов расчетными методами открывает возможности для прогнозированиятехнологических параметров пайки изделий. Характеристики, получаемые в результате расчета, позволяют регу-лировать технологические условия пайки для повышения эксплуатационных характеристик паяных соединений.

К л ю ч е в ы е с л о в а : пайка, медь, кристаллизация, плос-кий фронт, расчетная методика

Специфика процесса пайки такова, что кристал-лизация паяных швов протекает с большой ско-ростью от поверхности паяемого металла, кон-тактирующей с расплавом припоя, и являетсянеравновесной. Неравновесные условиякристаллизации связаны с малымобъемом расплава припоя в зазоре и осо-бой геометрией прослойки расплава зат-вердевающего припоя, которая имеет не-большую толщину и заключена междутвердыми поверхностями. В процессекристаллизации паяных соединений про-исходит направленный отвод тепла внаправлении паяемого металла, не-значительный перегрев расплава припояв зоне соединения, так как температурапайки близка к температуре начала зат-вердения припоя.

Приведенные в работе расчеты усло-вия стойкости плоского фронта кристал-лизации низкотемпературного припоясистемы Pb–Sn–Bi для электромонтаж-ной пайки электротехнических изделийоснованы на фундаментальных работах[1, 2], в которых качественно и количес-твенно описаны процессы затвердеванияжидкой фазы в зависимости от ее составаи условий затвердевания.

Постановка задачи и теоретическиеобобщения. Расчет параметров кристал-лизации тройного сплава состава 22 %Pb–25 % Sn–53 % Bi начинают с анализадиаграммы состояния системы Pb–Sn–Bi,необходимые для расчетов харак-теристики определяют из справочных ма-териалов (таблица, рис. 1).

Многокомпонентные сплавы, как и двухком-понентные, могут образовывать плоский фронткристаллизации, если градиент температуры нафронте кристаллизации достаточно большой, аскорость роста кристаллов мала. Для этих сплавовмогут быть применены как критерии концентра-ционного переохлаждения, так и теория стойкости

© Е. А. Денисевич, 2006

Исходные данные для расчета параметров кристаллизации сплавасистемы Pb–Sn–Bi

Параметр Значения

Концентрация компонента в припое Спр, мас. %/ат. %:свинец 22/27олово 35/35висмут 53/38

Концентрация компонента в тройной эвтектике Сэ, мас. %/ат. %:олово 32/32свинец 16/22висмут 52/46

Концентрация компонента в двойной эвтектике, мас. %/ат. %:свинец в эвтектике Sn–Bi 42/57олово в эвтектике Pb–Bi 56/56

Температура плавления Тпл, °С:свинца 327,3олова 231,9висмута 271,0

Температура ликвидуса припоя TлPb–Sn–Bi 120,0

Температура плавления эвтектики Тэ, °СPb–Sn–Bi 96,0Pb–Bi 123,0Sn–Bi 137,0Pb–Sn 183,3

Теплота кристаллизации ∆Н, кДж/мольсвинца –4,772олова –7,07висмута –10,9

32 9/2006

фронта кристаллизации, как это сделано в работе[3] для трехкомпонентных сплавов.

При описании кристаллизации припоя состава22 % Pb–25 % Sn–53 % Bi условие стойкости плос-кого фронта кристаллизации состоит в том, чтоградиент фактической температуры на поверхнос-ти раздела твердой и жидкой фаз, определяемыйтехнологическими факторами, может быть рав-ным или большим, чем градиент температурыликвидуса в трехкомпонентной системе. Тройнойсплав состава 22 % Pb–25 % Sn–53 % Bi в процес-се кристаллизации может иметь одно-, двух- итрехфазную структуру.

Изотермическое сечение диаграммы состояниясистемы Pb–Sn–Bi при Tпл = 96 °С приведено нарис. 2.

Сплав состава 22 % Pb – 25 % Sn – 53 % Bi(точка O) начинает затвердевать с образованиемα-фазы — твердого раствора на основе олова.Обогащенная висмутом межкристаллитная жид-кость перемещается по мере затвердевания приб-лизительно радиально соответственно «оловянно-му» углу диаграммы, направляясь по линии крис-таллизации. Когда она пересекает линию двойнойэвтектики, при достижении точки О1, на линии

E2E начинается кристаллизация и рост двойнойэвтектики Sn–Bi (α + + β); состав жидкой фазыизменяется по кривой E2E вдоль линии двухфаз-ного равновесия к точке E — точке образованиятройной эвтектики при температуре 96 °С. Приэтой температуре оставшаяся жидкая фаза затвер-девает с образованием тройной эвтектики.

Рис. 1. Проекция поверхности ликвидуса тройной системы Pb–Sn–Bi: точка О соответствует составу припоя: Pb = 22 мас. %(27 ат. %); Sn = 25 мас. % (35 ат. % ); Bi = 53 мас. % (38 ат. %); Tл = 120 °С; точка E — состав тройной эвтектики в системеPb–Sn–Bi : Cэ

∆ = 16 % Sn (22 ат. % Sn); Cэ∆ = 32 % Pb (32 ат. % Pb); Cэ

∆ = 52 % Bi (46 ат. % Bi); Tпл = 96 °С

Рис. 2. Изотермическое сечение (Tпл = 96 °С) диаграммысостояния системы Pb–Sn–Bi

9/2006 33

Состав жидкой фазы в точке E, точке обра-зования тройной эвтектики, такой, мас. %: Pb == 32, Sn = 16, Bi = 52. В этой точке при постояннойтемпературе заканчивается кристаллизация.Сплав, который отвечает эвтектическому составу,наиболее легкоплавкий, температура начала иконца кристаллизации этого сплава Tэ = 96 °С.Тройная эвтектика α + β + δ состоит из трех твер-дых растворов; двойная эвтектика состоит из двухтвердых растворов α + β. В процессе кристал-лизации межкристаллитная жидкость чаще всегообогащается растворенным веществом до тех пор,пока ее состав не достигнет минимума на повер-хности ликвидуса, например состава тройной эв-тектики. В общем случае сначала образуется однафаза и по мере ее роста состав расплава и тем-пература изменяются, определяя тем самым путькристаллизации на поверхности ликвидуса, т. е.линию изменения химического состава жидкойфазы на диаграмме состояния. Когда эта линиядостигнет линии двойной эвтектики, начнется об-разование второй фазы. Путь кристаллизации сов-падает с линией двойной эвтектики до точки трой-ной эвтектики.

Результаты расчетов. Как и для двухкомпо-нентных сплавов, условие стойкости плоскогофронта кристаллизации в системе Pb–Sn–Bi сос-тоит в том, что градиент фактической темпера-туры на поверхности распределения твердой ижидкой фаз может быть равным или большим гра-диента температуры ликвидуса в тройной системе.

Критерий концентрационного переохлажде-ния, который определяет стойкость плоскогофронта кристаллизации, рассчитывается для на-чала процесса кристаллизации и для условий эв-тектической кристаллизации.

В начале кристаллизации критерий концент-рационного переохлаждения Gж/V определяетсяпри допущении равновесных условий на фронтекристаллизации:

GжV ≥

mлPbC0 Pb(1 – KPb)

KPbDPb – Bi – mл

SnC0 Sn(1 – KSn)

KSnDSn – Bi ,

где Gж — градиент температуры в расплаве нафронте кристаллизации; V — скорость роста крис-таллов; DPb – Bi, DSn – Bi — коэффициенты диф-фузии растворенных в расплаве элементов; KPb,KSn — равновесные коэффициенты распределениярастворенных элементов свинца и олова, опреде-ляемые как для двухкомпонентных сплавов; C0 Pb,C0 Sn — исходная концентрация растворенныхкомпонентов свинца и олова в расплаве припоя;mл

Pb, mлSn — наклон линии ликвидуса, определя-

емый из двойной диаграммы состояния.При кристаллизации трехфазных сплавов сос-

тав жидкости на фронте приблизительно равен

эвтектическому (CэPb и Cэ

Sn). Поэтому условиястойкости плоского фронта кристаллизации мож-но получить из предыдущего уравнения, если за-менить состав жидкости на фронте кристалли-зации эвтектическим составом:

GжV ≥

mлPb(Cэ Pb – Cэ Pb)

DPb – Bi – mл

Sn(Cэ Sn – C0 Sn)

DSn – Bi ,

где Cэ Pb, Cэ Sn — содержание компонентов в трой-ной эвтектике.

Некоторые трудности при расчетах связаны сналичием на диаграмме состояния поверхностиликвидуса, а не линии ликвидуса и возможностьюдиффузионного взаимодействия растворенныхкомпонентов. Использование критерия концент-рационного переохлаждения в этом случае болеесложно, так как для определения коэффициентовраспределения по диаграмме состояния необхо-димо использовать коноды, а они определенытолько для небольшого числа систем. Однако, ес-ли поверхности ликвидуса и солидуса — плос-кости, связанные конодами, коэффициенты рас-пределения KPb и KSn, а также наклоны поверх-ности ликвидуса mл

Pb и mлSn постоянны и могут

быть определены из соответствующих двойныхдиаграмм состояния.

Расчет параметров кристаллизации следует на-чинать с определения коэффициентов диффузиирастворенных компонентов для систем Pb–Bi, Pb–Sn и Sn–Bi по формуле [3, 4] :

Dж = D0exp(–Q/RT).

Определим коэффициенты диффузии в систе-мах Pb–Bi, Pb–Sn и Sn–Bi:

DPb – Bi = 1,83⋅10–5 exp ( –18,48,314⋅373

) =

= 1,829⋅10–5 (cм2/c),

DPb – Sn = 2,79⋅10–5 exp ( –88,314⋅373

) =

= 2,962⋅10–5 (cм2/c),

DSn – Bi = 2,61⋅10–5 exp ( –10,38,314⋅373

) =

= 2,601⋅10–5 (cм2/c).

Экспериментальные данные, приведенные вработе [3], свидетельствуют о некотором взаимо-действии компонентов: важными могут оказатьсяперекрестные коэффициенты диффузии DPb–Sn иDSn–Pb; возможно также, что коэффициенты рас-пределения, обусловленные направлением конод,зависят от состава расплава.

Наклон поверхности ликвидуса определяетсяпо формуле

34 9/2006

mл = ∆T/Cж max,

mлPb =

TэPb – Bi – Tпл

Pb

CэPb = 123 – 327

44 = –4,63 oC/ат. %,

mлSn =

TэBi – Sn – Tпл

Sn

CэSn = 137 – 231,9

57 = –1,66 oC/ат. %,

mлBi =

TэPb – Bi – Tпл

Bi

CэVi = 123 – 271

44 = –3,36 oC/ат. %.

Скорость роста кристаллов твердеющей фазыпри равновесной кристаллизации можно опреде-лить по формуле из работы [3]:

–V = ∆HBi

4TплBi (см/с), –V = 10,9

4⋅271,3 = 1⋅10–2 см/с.

Равновесный коэффициент распределения рас-творенного компонента на фронте кристалли-зации:

KPb = 1 – mл∆HPb

VTплPb2 = 1 – (–4,53)(–4,772)

(3272)1⋅10–2 =

= 1 – 0,02 = 0,98,

KSn = 1 – mл

Sn∆HSn

VTплSn2 = 1 – (–1,66)(–7,07)

(2322)1⋅10–2 =

= 1 – 0,02 = 0,98.

Критерий концентрационного переохлажденияна начальной стадии кристаллизации

CжV ≥

mлPbC0 Pb(1 – KPb)

KPbDPb – Bi – mл

SnC0 Sn(1 – KSn)

KSnDSn – Bi =

= –4,63⋅27⋅(1 – 0,98)0,98⋅1,83⋅10–5 – –1,66⋅35⋅(1 – 0,98)

0,98⋅2,65 =

= 1,84⋅105 оС/см2.

Сплавы, составы которых близки к тройнойэвтектике, легко могут образовывать плоскийфронт кристаллизации, если ограничения, кото-рые создаются кинетикой фронта, малы

GжV ≥

mэPb(Cэ

Pb – CэPb)

DPb – Bi – mл

Sn(CэSn – C0 Sn)

DSn – Bi =

= (–4,63)(32 – 27)1,829⋅10–5 – (1,66)(22 – 35)

2,601⋅10–5 =

= 4,39⋅105 оС/см2.

Состав жидкой фазы при условии равновесияна границе раздела твердой и жидкой фаз опреде-ляется положением поверхности ликвидуса на ди-

аграмме состояния. Концентрация компонента-рас-творителя в расплаве определяется в начале крис-таллизации, т. е. при охлаждении от T = 120 °С:

Cж120 = 1

mлBi (Tпл

120 – TплBi) =

= 1– 3,36(120 – 271) = 44,94 ат. % Bi.

Концентрация компонента-растворителя приэвтектической реакции увеличивается:

Cж96 = 1

mлBi (Tэ

96 – TплBi) =

= 1– 3,36(96 – 271) = 52,08 ат. % Bi.

Средний состав твердой фазы зависит от от-ношения Gж/V, соответственно концентрация ком-понентов в твердой фазе:

CmSn = Cэ +

DSn – BiCж

mлSnV

= 22 + 2,6⋅10–5⋅1,84⋅105

(–1,66) =

= 22 – 2,88 = 19,12 ат. % Sn,

CmSn = Cэ +

DSn – BiCж

mлSnV

= 22 + 2,6⋅10–5⋅4,35⋅105

(–1,66) =

= 22 – 6,80 = 15,2 ат. % Sn,

CmPb = Cэ +

DPb – BiCж

mлPbV

= 32 + 1,83⋅10–5⋅4,35⋅105

(–4,36) =

= 32 – 1,72 = 30,28 ат. % Pb.

По мере протекания процесса кристаллизациисодержание растворенного компонента в твердойфазе постепенно повышается до значения(Cт/C0) = 1, что отвечает равновесному распре-делению растворенного компонента.

Рассмотренный тип кристаллизации приводитк образованию кристаллов почти однородногосостава по всей ширине соединения (по экспе-риментальным данным автора), кроме начальныхи конечных переходных участков. Начальный пе-реходный участок образуется в тот период, когдасодержание растворенного компонента в погра-ничном слое еще не достигло максимального зна-чения, которое отвечает постоянному (стационар-ному) режиму (рис. 3, а).

Конечный участок кристаллизации паяногошва, т. е. середина шва (рис. 3, б) значительноменьше начального, поскольку она возникает врезультате быстрого затвердевания последнейпорции расплава, сильно обогащенной растворен-ным компонентом. Таким образом, ширина этогоучастка определяется характеристическим рассто-янием (размером) пограничного слоя или отно-шением коэффициента диффузии к скорости роста

9/2006 35

кристалла Dж/V. Содержание растворенного ком-понента на конечном участке постепенно увели-чивается от C к Cэ при затвердении, причем приконцентрациях, больших Cmax, паяный шов явля-ется двухфазным.

Окончательная микроструктура сплава состоит изтрех фаз: α, β, δ. α-Фаза составляет основную массув микроструктуре, причем около 20 % этой фазыпредставляют собой первичные кристаллы, другаячасть затвердевает в составе эвтектик (рис. 4).

При отношении Gж/V, которое недостаточнобольшое для сохранения стойкости плоскогофронта, ячейки или дендриты одной или двух фазпрорастают от фронта в жидкость.

Металлографические исследования микрост-руктуры сплава системы Pb–Sn–Bi, выполненныеавтором, показали, что при довольно больших зна-чениях Gж/V также для сплавов, которые сущест-венным образом отличаются от эвтектических, былиполучены структуры, подобные эвтектическим. Та-кое явление выявлено для всех сплавов, за исклю-чением близких к эвтектическим; для таких сплавовуже малые значения Gж/V обеспечивают стойкостьплоского фронта кристаллизации.

Выводы1. Определение условия устойчивости плоскогофронта кристаллизации паяных швов расчетнымиметодами. Характеристики, получаемые в резуль-тате расчета, позволяют регулировать техноло- ги-ческие условия пайки для повышения эксплуата-ционных характеристик паяных соединений.

2. Металлографический анализ паяных швовподтверждает соответствие результатов расчетахарактеру распределения образующихся в паяныхшвах структур.

1. Гуляев А. П. Металловедение. — 4-е изд. — М.: Оборон-гиз, 1963. — 460 с.

2. Флемингс М. Процессы затвердевания / Пер. с англ. —М.: Мир, 1977. — 424 с.

3. Хансен М., Андерко К. Структуры бинарных сплавов. —М.: Металлургиздат, 1962. — 1488 с.

4. Лариков Л. Н., Исайчев В. И. Диффузия в металлах исплавах: Справ. — Киев: Наук. думка, 1987. — 509 с.

Solidification is the final stage of formation of a braze weld and the conditions of its running determine the brazed jointperformance. The paper gives the calculation procedure for determination of the conditions of producing a flat front ofbraze weld solidification on M1 copper, using a self-fluxing brazing filler metal based on a low-melting alloy of SnЦPbЦBisystem and surfactants as fluxing components of the brazing composition.

Поступила в редакцию 25.05.2006

Рис. 3. Микроструктура ( 8400) паяного шва, угольная реп-лика: а — начальный участок; б — середина

Рис. 4. Микроструктура паяного шва ( 6400), угольная реп-лика

36 9/2006

УДК 533.9:621.793.7

ДИНАМИКА ДВИЖЕНИЯ И НАГРЕВА ПОРОШКАПРИ ДЕТОНАЦИОННОМ НАПЫЛЕНИИ ПОКРЫТИЙ

В. А. УЛЬШИН, д-р техн. наук, М. Ю. ХАРЛАМОВ, канд. техн. наук (Восточноукр. нац. ун-т им. В. Даля),Ю. С. БОРИСОВ, Е. А. АСТАХОВ, доктора техн. наук

(Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины)

Предложена математическая модель, описывающая взаимодействие частицами порошка с продуктами детонациивнутри ствола детонационной установки и в пространстве между срезом ствола и напыляемым изделием. Сопос-тавлены расчетные и экспериментальные результаты. Численно исследованы особенности поведения порошковыхчастиц при детонационном напылении.

К л ю ч е в ы е с л о в а : детонационное напыление, покры-тие, технологические режимы, оптимизация, математи-ческая модель, параметры потока частиц

Скорость и температура напыляемых частиц яв-ляются определяющими параметрами в формиро-вании структуры и свойств газотермических пок-рытий, в том числе детонационных. Экспери-ментальные исследования взаимодействия час-тиц порошка с продуктами детонации являютсятрудоемкими и дорогостоящими. Кроме того, ихпроведение осложняет некоторые особенности де-тонационного напыления покрытий (ДНП): вы-сокие скорости газовой и дисперсной фаз; малыеразмеры частиц используемого порошка; импуль-сный характер процесса ДНП и пр. С связи с этимактуальным становится создание математическихмоделей и разработка на их основе программныхкомплексов для исследований и оптимизации тех-нологических процессов ДНП.

В известных работах по ДНП обычно рассмат-ривается только одномерный разгон дисперснойсмеси в стволе детонационной установки (ДУ) [1–4]. Влияние зоны вне ствола на параметры потокаосвещено в работе [5]. Однако при этом сделанряд допущений, существенно снижающих точ-ность вычислений: пренебрегается влиянием дис-персной фазы на газ, для начального распреде-ления газового потока в стволе выбирается ав-

томодельное решение для плоской детонационнойволны (ДВ) и др.

Для оптимизации технологических режимовДНП необходимо изучить особенности нагрева иускорения напыляемых частиц порошка как внут-ри ствола ДУ, так и в пространстве между ними напыляемым изделием, в том числе при исполь-зовании стволов переменного по длине сечения.

Математическая постановка задачи выглядитследующим образом. Ствол ДУ длиной L, име-ющий цилиндрическую форму с внутренним ди-аметром d, либо ствол с переменным сечениеми выходным диаметром d частично или полнос-тью заполнен детонационно-способной смесьюгазов, имеющих начальные давление p0, плотностьρ0 и температуру T0. Внутри ствола в областиz1, z2 (0 ≤ z1 ≤ z2 ≤ L) находится газовзвесь твердыхсферических частиц диаметром dр. При иници-ировании у левого закрытого конца ствола фор-мируется ДВ, распространяющаяся по смеси соскоростью D (рис. 1). После достижения ДВ пра-вого открытого конца ствола начинается истече-ние продуктов детонации (ПД) и дисперсных час-тиц в окружающее газовое пространство.

При этом сделаны следующие допущения: дав-ление создается только газом, влиянием порош-ковых частиц пренебрегают; вязкость и теплоп-роводность фаз учитывается лишь в процессах

© В. А. Ульшин, М. Ю. Харламов, Ю. С. Борисов, Е. А. Астахов, 2006

Рис. 1. Схема ствола детона-ционной установки и расчет-ной области (см. обозначенияв тексте)

9/2006 37

межфазного взаимодействия; расстояние, на ко-тором параметры течения значительно меняются,много больше размера частиц и дистанции междуними; частицы сферические монодисперсные и невступают в химические реакции с ПД; дроблениеи столкновение частиц отсутствуют; ПД до началаистечения рассматриваются как реагирующая сре-да, имеющая в каждой точке равновесный хими-ческий состав, а после начала истечения — какинертный газ с постоянным показателем адиаба-ты; влияние частиц на характеристики ДВ не учи-тывается.

Система уравнений двумерного осесимметрич-ного нестационарного движения газовзвеси имеетвид [6]

∂ρi∂t

+ 1r ∂(rρivi)

∂r + ∂(ρiui)

∂z = 0,

∂(ρivi)

∂t + 1r

∂(rρivi2)

∂r + ∂(ρiviui)

∂z + εi

∂p∂r

= (–1)ifrn;

∂(ρiui)

∂t + 1r

∂(rρiviui)

∂r + ∂(ρiui

2)

∂z + εi

∂p∂z

= (–1)ifzn;

∂(ρ2e2)

∂t + 1r

∂(rρ2e2v2)

∂r + ∂(ρ2e2u2)

∂z = qn;

(1)

∑ i = 1

2⎡⎢⎣

∂(ρiEi)∂t

+ 1r

∂(rρiviEi)

∂r + 1

r ∂(rεipvi)

∂r +

∂(ρiuiEi)∂z

+ ∂(εipui)

∂z⎤⎥⎦ = 0,

ρi = εiρi0, Ei = ei + (vi

2 + ui2) ⁄ 2,

n = 6ε2 ⁄ (πdp

3), ε1 + ε2 = 1, ρ20 = const, i = 1, 2,

где vi и ui — составляющие скорости соответс-твенно в радиальном r и осевом z направлениях;ei, Ei — соответственно удельные внутренняя иполная энергии i-й фазы; fz, fr — составляющиесилового взаимодействия со стороны газа на дис-персную частицу в цилиндрических координатах;q — интенсивность притока тепла к поверхностиотдельной частицы; n — количество дисперсныхчастиц в единице объема смеси. Доля объема сме-си, занятая i-й фазой, характеризуется ее объем-ным содержанием εi. Каждой точке объема смесиставится в соответствие средняя плотность фазρi, характеризующая массу фазы в единицеобъема, и истинная плотность фаз ρi

0, характери-зующая плотность составляющих их веществ. Ин-дексы i = 1 принадлежат газовой, а i = 2 — дис-персной фазам.

Используется уравнение состояния идеальногогаза

p = ρ10RT1

⁄ µ1, (2)

где R — универсальная газовая постоянная; µ1 —молекулярная масса ПД; T1 — температура га-зовой фазы.

До начала истечения ПД для реагирующегопотока газа в стволе ДУ применяются уравнения,полученные для внутренней энергии газа e1(T1µ1)и химического равновесия µ1(ρ1, T1) [7, 8]. Посленачала истечения ПД для внутренней энергии газаиспользуется уравнение

e1 = ∫ T

0

Ti

c1(T)dT,(3)

где c1(T) — удельная теплоемкость газа при пос-тоянном его объеме; T0 = 273,15 К.

Уравнение для внутренней энергии дисперс-ной фазы учитывает возможный фазовый переход(плавление частиц):

e2 =

⎧

⎨

⎩

⎪⎪⎪⎪⎪

⎪⎪⎪⎪⎪

∫ T

0

T2

c2(T)dT, если T2 < T2пл,

∫ T

0

T2

c2(T)dT + (1 – m ⁄ m2)∆h, если T2 = T2пл,

∫ T

0

T2

c2(T)dT + ∆h, если T2 > T2пл,(4)

где с2(T) — удельная теплоемкость частиц; T2 —температура дисперсной фазы; T2пл — темпера-тура плавления дисперсной фазы; m/m2 — отно-сительная доля расплавленного слоя массой m вмассе частицы m2, m2 = (πdp

3ρ20) ⁄ 6; ∆h — удельная

теплота плавления.Система уравнений (1)–(4) замыкается путем за-

дания законов межфазового силового и тепловоговзаимодействия газовой и дисперсной фаз [9]:

fz = 12 Cdρ10∆ν(u1 – u2)

πdp2

4 ;

fr = 12 Cdρ10∆ν(ν1 – ν2)

πdp2

4 ;

q = πdpλ1Nu(T1 – T2);

∆ν = √⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯(ν1 – ν2)2 + (u1 – u2)

2 ,

(5)

где Cd(Re, M) — коэффициент сопротивления сфе-рических частиц диаметром dp; Re, M — числасоответственно Рейнольдса и Маха; λ1 — коэф-фициент теплопроводности газа; Nu — число Нус-сельта; ∆ν — модуль вектора относительной ско-рости газовой и дисперсной фаз.

38 9/2006

Выражения для Cd и Nu задаются в виде сле-дующих зависимостей [9]:

Cd = Cd0[1 + exp (–0,427M–4,63)] ε1

–k (k = const);

Cd0 = 24

Re + 4√⎯⎯⎯Re

+ 0,4 ≤ Re ≤ 2⋅105,

Re = ρ1

0∆dpη

, M = ∆νa1, a1

2 = γ pρ1

0;

Nu = 2 exp (–M) + 0,45Re0,55Pr0,33, Pr = γ c1η

λ1.

(6)

Здесь Cd0 — коэффициент аэродинамического

сопротивления одиночной сферической твердойчастицы для условий обтекания ее безграничнымстационарным потоком несжимаемой жидкости;k — коэффициент, учитывающий стесненностьпотока; Pr — число Прандтля; a1 и η — соот-ветственно скорость звука и динамическая вяз-кость газовой фазы; γ — показатель адиабаты газа.

Граничные условия задаются следующим об-разом. На оси симметрии и стенках ствола ДУставятся условия непротекания газа и дисперсныхчастиц. До тех пор, пока ДВ не достигла откры-того конца ствола, ее параметры находятся по со-отношениям для фронта ДВ [10] (правое гранич-ное условие), с условием Чепмена–Жуге D = u1 ++ a1. В плавносужающихся или расширяющихсястволах ДУ движение ДВ описывается уравнени-ем

dDdt =

⎛⎜⎝(D – u1)

∂ ln ρ1∂z

– ∂u1∂z

– u1 d ln Sdz

⎞⎟⎠ ⁄

d ln ρsdD , (7)

где S — площадь поперечного сечения ствола;ρs — плотность на фронте ДВ.

После достижения ДВ открытого конца стволаДУ на открытых границах расчетной области ABи BC (см. рис. 1) ставятся условия свободногопротекания фаз, на правой границе CF, согласно[11] — условие непротекания для газовой фазыи свободного проникновения для дисперсной фа-зы, т. е. достигший преграды порошок напыляетсяна нее. В зависимости от исследуемой задачи направой границе CF расчетной области может ста-

виться также условие свободного протекания фаз,как и на остальных открытых границах.

При изучении динамики поведения одиночныхчастиц порошка полагается, что ε2 = 0, а поведениечастицы в нестационарном потоке ПД описыва-ется уравнениями:

m2 ⎛⎜⎝

∂u2∂t

+ 1r ∂(ru2ν2)

∂r + ∂(u2

2)

∂z

⎞⎟⎠ = fz;

m2 ⎛⎜⎝

∂ν2∂t

+ 1r ∂(rν2

2)

∂r + ∂(u2ν2)

∂z

⎞⎟⎠ = fr;

m2 ⎛⎜⎝

∂e2∂t

+ 1r ∂(re2ν2)

∂r + ∂(e2u2)

∂z

⎞⎟⎠ = q.

(8)

Расчет температурного поля в сферическойчастице, движущейся в детонационно-газовойструе, осуществляется с использованием нестаци-онарного уравнения теплопроводности

ρ2c2(T) ∂Tp∂t

= 1rp2 ∂∂rp

⎛⎜⎝

⎜⎜rp2λ2(T)

∂Tp∂rp

⎞⎟⎠

⎟⎟, (9)

где Tp(rp, t) — пространственно-временное расп-ределение температуры; rp — пространственнаякоордината в симметричной сферической частице;λ2(T) — коэффициент теплопроводности частицы.

Начальные и граничные условия для уравнения(9) задаются в виде

Tp(rp, 0) = Tp0;

∂Tp∂rp

|rp = 0 = 0;

– ⎛⎜⎝

⎜⎜λ2

∂Tp∂rp

⎞⎟⎠

⎟⎟ |r

p = d

p ⁄ 2 = α(Ts – Tg),

(10)

где Tp0 — начальная температура частицы; Ts —

температура поверхности частицы; Tg — темпе-ратура ПД в точке нахождения частицы;α = λ2Nu ⁄ dp

2 — коэффициент теплоотдачи.Степень расплавления частицы определяется

совместным решением (9) и уравнения

ρ2∆h dfdt = λ2

∂Tp∂rp

|rp = f – 0 – λ2

∂Tp∂rp

|rp = f + 0, (11)

где f — координата фронта плавления. На границефазового перехода Tp(f, t) = T2пл.

Численное решение задачи динамики двухфаз-ного потока выполнено методом «крупных час-тиц» [11], задачи расчета температурного поля внапыляемой частице — методом конечных раз-ностей. При проведении вычислений для стволаДУ переменного по длине сечения использовалинеравномерную по ∆r расчетную сетку (рис. 2).

Рис. 2. Расчетная сетка для ствола переменного сечения

9/2006 39

На основе предложенной математической мо-дели разработан программный комплекс длякомпьютерного моделирования процесса детона-ционного напыления, который представляет собойнабор прикладных программ для расчета парамет-ров ДВ для газовых смесей, используемых приДНП, а также для моделирования процессов ус-корения и нагрева напыляемого порошка.

Экспериментальную проверку разработанноймодели поведения двухфазного потока при дето-национном напылении проводили на ДУ со ство-лом длиной 1,2 м и диаметром 20 мм. Для оп-ределения скорости частиц использовали фотодат-чики [12], для измерения температуры — термо-метры сопротивлений в виде пластинок из фольги[13, 14]. Рассмотрим некоторые результаты компь-ютерного моделирования и экспериментальногоисследования поведения порошковых частиц придетонационном напылении.

На рис. 3 представлены экспериментальные ирасчетные кривые изменения скорости частиц ни-келя от времени истечения ПД из ствола ДУ. Припроведении расчетов полагали, что длина исход-ного порошкового облака в стволе составляла0,2 м, а глубину загрузки отсчитывали от центраоблака газовзвеси. Некоторое несоответствие рас-четных и экспериментальных данных связано спогрешностями измерений при использовании фо-тодатчиков. Причиной ошибок, возникающих приопределении средней скорости движения частицпорошка, в основном является сложность регис-трации свечения двухфазного потока. Кроме того,различия в полученных экспериментальных и рас-четных значениях скорости частиц обусловленытакими факторами, как использование в реальныхусловиях полидисперсных порошков, имеющихнесферическую форму (при этом более мелкиечастицы фракции, движущиеся с более высокимискоростями, излучают интенсивнее крупных, чтотакже приводит к погрешностям), сложность точ-ной локализации порошкового облака в стволеДУ, принятые при моделировании допущения о

равномерном распределении частиц в исходномпорошковом облаке и др.

Имеется ряд экспериментальных работ [15, 16]и др., в которых динамику ускорения как оди-ночных частиц, так и порошкового облака, ис-следовали методами лазерной визуализации. Ре-зультаты экспериментов по метанию газовзвесичастиц оксида алюминия в цилиндрической пря-мой трубе и с расширяющимся соплом [16] и со-ответствующие им расчетные кривые приведенына рис. 4. Из рисунка следует, что использованноев работе [16] сопло ДУ увеличивает скорость час-тиц Al2O3 относительно прямой трубы прибли-зительно на 30 % в случае использования смесиC2H2 + 2,5 % О2.

Данные о температуре напыляемых частиц, по-лученные при эксперименте и моделировании,приведены на рис 5–8. Наблюдается их хорошеесоответствие, максимальное отличие по абсолют-ной величине составляет не более 15 %. Экспе-риментально измеренные значения температурынапыляемых частиц в среднем на 200 °С нижерасчетных. Одной из причин является то, что приэтом не учитывались процессы теплообмена меж-ду пластинкой с напыленным покрытием и ок-ружающей средой.

Из представленных данных видно, что разра-ботанная модель хорошо описывает поведение по-рошковых частиц при детонационном напылении.Погрешность в пределах 5 % для скорости частиц(по сравнению с данными, полученными методомлазерной визуализации) и 15 % для температурычастиц можно считать приемлемой для исследо-вания и отработки режимов нагрева и движениячастиц порошка в детонационно-газовой струе.

С помощью разработанной математическоймодели проведено исследование влияния началь-ного радиального расположения частиц порошкав стволе ДУ на их последующее поведение. Мо-делировали траекторию частиц оксида алюминия,загруженных на глубину 170 мм от среза ствола

Рис. 3. Зависимость скорости частиц никеля диаметром20…40 (1, 2) и 30 мкм (3, 4) от времени истечения ПД: 1, 2 —экспериментальные данные; 3, 4 — расчетные; 1, 3 — газоваясмесь C3H8 + 3,5 % О2; 2, 4 — С2Н2 + О2; ствол ДУ длиной1,2 м и диаметром 20 мм; навеска 150 мг; глубина загрузки600 мм; дистанция напыления 0,2 м

Рис. 4. Результаты экспериментов (1, 2) [16] и моделирования(3, 4), полученные при метании частиц оксида алюминия втрубе с расширяющимся соплом (1, 3) и прямой (2, 4): 1, 3 —ствол ДУ длиной 0,75 м с соплом длиной 0,2 м и угломобразующей 2,9°; 2, 4 — ствол ДУ длиной 0,95 м; газоваясмесь C2Н2 + 2,5 % О2; диаметр частиц 87 мкм; глубиназагрузки 300 мм; измеренения выполняли на расстоянии35 мм от среза ствола; время от начала истечения ПД

40 9/2006

и расположенных у стенки ствола, на его оси ив промежуточном положении между осью и стен-кой ствола. Результаты моделирования представ-лены на рис. 9.

Мелкодисперсный порошок, изначально рас-положенный у стенки ствола, при вылете в ок-ружающее газовое пространство увлекается рас-ширяющимся потоком газа, приобретая при этомрадиальную скорость (рис. 9, а). Угол между осьюствола и траекторией движения составляет приб-лизительно 3°, что находится в хорошем соот-ветствии с экспериментальными данными [17],полученными методом сверхскоростной фоторе-гистрации. Частицы, расположенные на оси ство-ла, от прямолинейной траектории движения от-клоняются незначительно так же, как и крупно-дисперсные частицы (рис. 9, б) и частицы с боль-шей плотностью, независимо от их начальногорадиального положения. Характер движения час-тиц в стволе прямолинейный.

С помощью нестационарного уравнения теплоп-роводности при расчетах получены пространствен-но-временное распределение температуры в напы-ляемой частице (рис. 10). Немонотонный характерраспределения температуры обусловлен изменени-ем скорости ПД в стволе ДУ и уменьшением тем-пературы газа, окружающего порошок. Быстроепадение скорости газового потока за фронтом ДВприводит к снижению числа Рейнольдса для час-тицы и соответственно числа Нуссельта, характе-ризующего теплообмен между частицами и газом(плато температуры на рис. 10). После выхода ДВна срез и последующего истечения ПД внутрьствола ДУ распространяется волна разряжения,обусловливающая рост скорости ПД и частиц иприводящая к интенсификации межфазового теп-лообмена. В дальнейшем по мере понижения тем-пературы ПД в процессе истечения из ствола рост

Рис. 5. Зависимость температуры частиц оксида алюминия отдистанции напыления: 1 — экспериментальные данные; 2 —расчетные; ствол ДУ длиной 1,2 м и диаметром 20 мм; газоваясмесь C2H2 + 1,5 % O2; диаметр частиц 10 мкм; глубиназагрузки 250 мм

Рис. 6. Зависимость температуры частиц никеля от диаметрачастиц: 1, 2 — см. рис. 5; ствол ДУ длиной 1,2 м и диаметром20 мм; газовая смесь C2H2 + O2 + 35 % N2; глубина загрузки200 мм; дистанция напыления 120 мм

Рис. 7. Зависимость температуры частиц оксида алюминия отобъемной доли кислорода в смеси C2H2 + O2: 1, 2 — см.рис. 5; ствол ДУ длиной 1,2 м и диаметром 20 мм; диаметрчастиц 10 мкм; глубина загрузки 250 мм; дистанция напыле-ния 120 мм

Рис. 8. Зависимость температуры частиц никеля от объем-ного соотношения азота в смеси C2H2 + O2 + N2: 1, 2 — см.рис. 5; ствол ДУ длиной 1,2 м и диаметром 20 мм; диаметрчастиц 30 мкм; глубина загрузки 200 мм; дистанция напы-ления 120 мм

9/2006 41

температуры напыляемых частиц становится ме-нее интенсивным.

Выводы1. Разработанная математическая модель позво-ляет определять пространственно-временные па-раметры потока напыляемых частиц как внутриствола ДУ, так и в пространстве между срезомствола и напыляемым изделием (в отличие от су-ществующих моделей), в том числе и при исполь-зовании стволов переменного сечения. Это даетвозможность прогнозировать параметры напыля-емых частиц непосредственно перед взаимодейс-твием с напыляемым изделием с учетом влияниядистанции напыления. Погрешность в экспери-ментальных и расчетных данных не превышает5 % для скорости и 15 % для температуры частиц,поэтому разработанную модель можно применятьпри проведении численных исследований и от-работке режимов нагрева и движения частиц по-рошка при детонационном напылении.

2. С уменьшением плотности материала частици их диаметра увеличивается степень их ради-ального отклонения от первоначального положе-ния. Степень радиального смещения частиц в про-цессе их движения зависит также от первоначаль-ного положения относительно оси ствола ДУ. Ра-диальное смещение частиц порошка, расположен-ных на оси ствола, незначительно, но существенновозрастает, если частицы расположены вблизистенок ствола.

3. Разгон и нагрев частиц при детонационномнапылении осуществляется в два этапа — за ДВи в волне разряжения. Уменьшение скорости га-зового потока за фронтом ДВ приводит практическик прекращению разгона частиц и уменьшению теп-лового потока между газом и частицами. После вы-хода ДВ на срез внутри ствола ДУ распространяетсяволна разряжения, приводящая к увеличению ско-рости ПД и частиц порошка, а также интенсифи-кации теплообмена.

4. Данная модель распространяется на случайчастичного заполнения ствола детонационнойсмесью, когда оставшуюся часть ствола занимаетнереагирующий газ. При этом после выхода ДВна контактную границу газовая смесь–нереагиру-ющий газ происходит распад ДВ на ударную, дви-жущуюся по нереагирующему газу, и разряжения,движущуюся в обратном направлении по ПД.

5. Модель движения и нагрева частиц порошкаможет быть использована в экспертных системахи системах поддержки принятия решений при про-ектировании технологических процессов детона-ционного напыления покрытий.

1. Гладилин A. М., Карпиловский Е. И., Корнев А. Д. Расчетпараметров двухфазной среды в стволе детонационнойустановки, используемой для нанесения покрытий // Фи-зика горения и взрыва. — 1978. — № 1. — С. 123–128.

2. Исследование динамики ускорения и нагрева металли-ческих частиц за детонационной волной / В. М. Бойко,В. В. Григорьев, С. А. Ждан и др. // Там же. — 1983. —№ 4. — С. 133–136.

Рис. 9. Зависимость траектории движения частиц диаметром 40 (а) и 85 мкм (б) от их начального радиального R расположенияот оси ствола ДУ: 1— R = 0; 2 — 5; 3 — 10 мм; газовая смесь C2Н2 + 2,5 % О2; ствол ДУ длиной 1,3 м и диаметром 20 мм;глубина загрузки 170 мм дистанция напыления 0,2 м; осевая координата отсчитывается от среза ствола

Рис. 10. Профили температуры поверхности (1, 3) и центра (2,4) частиц оксида алюминия диаметром 50 (1, 2) и 85 мкм (3,4) вдоль оси детонационно-газовой струи; газовая смесьC2Н2 + 1,5 % O2; ствол ДУ длиной 1,2 м и диаметром 21 м;глубина загрузки 340 мм; осевая координата отсчитываетсяот среза ствола

42 9/2006

3. Computational code for detonation spraying process / T. P.Gavrilenko, Yu. A. Nikolaev, V. Yu. Ulianitsky et al. // Proc.of the 15th Intern. thermal spray conf., Nice, France, May25–29, 1998. — Ohio, USA: Materials Park, 1998. —P. 1475–1483.

4. Долматов А. И., Жеманюк П. Д. Численное моделирова-ние динамики двухфазного потока в стволе детонацион-ной установки // Технолог. системы. — 2001. — № 4. —С. 12–16.

5. Кантор Л. А., Кантор С. А., Стронгин М. П. Расчет про-цесса детонационно-газового нанесения защитных пок-рытий // Физика горения и взрыва. — 1987. — № 4. —С. 131–135.

6. Нигматулин Р. И. Основы механики гетерогенных сред.— М.: Наука, 1978. — 336 с.

7. Ждан С. А., Феденюк В. И. Параметры равновесного га-зового потока в стволе детонационной установки // Фи-зика горения и взрыва. — 1982. — № 6. — С. 103–107.

8. Николаев Ю. А. Модель кинетики химических реакцийпри высоких температурах // Там же. — 1978. — № 4. —С. 73–76.

9. Ивандаев А. И., Кутушев А. Г., Нигматулин Р. И. Газо-вая динамика многофазных сред. Ударные и детона-ционные волны в газовзвесях. — М.: ВИНИТИ, 1981. —Т. 16. — С. 209–287. — (Итоги науки и техники. Сер.МЖГ).

10. Физика взрыва / Ф. А. Баум, Л. П. Орленко, К. П. Станю-кович и др. — М.: Наука, 1975. — 704 с.

11. Белоцерковский О. М., Давыдов Ю. М. Метод крупныхчастиц в газовой динамике. — М.: Наука, 1982. — 392 с.

12. Экспериментальное определение динамических характе-ристик двухфазного потока при детонационном напы-лении / В. С. Клименко, В. Г. Скадин, С. Ю. Шаривкер,Е. А. Астахов // Физика и химия обраб. материалов. —1978. — № 3. — С. 53–57.

13. Определение температуры неэлектропроводного порош-ка при детонационном напылении / В. С. Клименко, В. Г.Скадин, С. Ю. Шаривкер и др. // Порошк. металлургия.— 1978. — № 6. — С. 78–81.

14. Определение температуры электропроводного порошкапри детонационном напылении / В. С. Клименко, В. Г.Скадин, С. Ю. Шаривкер и др. // Там же. — 1978. —№ 7. — С. 74–77.

15. Быстродействующая лазерная визуализация частиц, ме-таемых детонационной волной / В. М. Бойко, Т. П. Гав-риленко, В. В. Григорьев и др. // Физика горения и взры-ва. — 1983. — № 3. — С. 126–133.

16. Григорьев В. В. Использование сопла при метании час-тиц потоком продуктов газовой детонации в трубах //Там же. — 1996. — № 5. — С. 21–29.

17. Зверев А. И., Шаривкер С. Ю., Астахов Е. А. Детона-ционное напыление покрытий. — Л.: Судостроение,1979. — 232 с.

A mathematical model was proposed, describing the interaction of powder particles and detonation products inside aD-gun barrel and in the space between the barrel edge and sprayed part. Design and experimental results are compared.Features of behaviour of powder particles in detonation spraying were studied by numerical methods.

Поступила в редакцию 02.06.2005

ЭЛЕКТРОШЛАКОВАЯ СВАРКА НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙРазработана технология ЭШС высоколегированных

сталей, в том числе нержавеющих, толщиной от 20 до450 мм с применением специальных высоколегирован-ных сварочных проволок. В сочетании с флюсом маркиАН-45 они обеспечивают стабильность процесса сварки,полный переход легирующих элементов в металл шва,удовлетворительное формирование шва и легкую от-делимость шлаковой корки. Технология обеспечиваеттребуемые свойства и высокое качество сварных сое-динений.

Назначение и области применения. Технологияпредназначена для сварки высоколегированных сталейбольших толщин, получения крупнотоннажных заготовоки изделий специального назначения из этих сталей.Применяется в энергетическом, химическом, криогенноми других областях машиностроения, при изготовленииизделий для атомной энергетики. ЭШС применяется приизготовлении имитатора космических условий, изо-термических резервуаров в ОАО «Криогенмаш», «Днеп-родзержинский химмаш», НПО «Атоммаш» и другихпредприятиях.

Контакты: 03680, Украина, Киев-150,ул. Боженко, 11

Институт электросваркиим. Е. О. Патона НАН Украины, отд. № 19Тел./факс: (38044) 289 90 87, 287 10 88

9/2006 43

УДК 621.791:621.926.2

ЭЛЕКТРОШЛАКОВАЯ СВАРКА КОРПУСА ДОМЕННОЙ ПЕЧИЮ. Н. ЛАНКИН, д-р техн. наук, А. А. МОСКАЛЕНКО, В. Г. ТЮКАЛОВ, инженеры

(Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины),Р. И. КУРАН, С. В. ПОПОВ, инженеры (ОАО «Южтеплоэнергомонтаж», г. Киев)

Обоснован выбор способа электрошлаковой сварки для выполнения вертикальных стыков обечаек корпуса доменнойпечи ДП-5 на Енакиевском металлургическом заводе. Приведены механические свойства металла сварного соединениястали 09Г2С толщиной 40…50 мм, выполненных способом электрошлаковой сварки с дополнительным сопутству-ющим охлаждением. Описана технологическая схема сборки и сварки с применением монтажного аппарата АД-381.

К л ю ч е в ы е с л о в а : электрошлаковая сварка, корпус до-менной печи, сталь 09Г2С, регулирование термическогоцикла, технология сборки и сварки, сварочный автомат

В 2005 г. на Енакиевском металлургическом за-воде выполнены основные работы по укрупни-тельной сборке и сварке корпуса доменной печи№ 5 вместимостью 1513 м3 и годовой произво-дительностью 1,05 млн т в год. Для изготовлениясварных конструкций корпуса печи применяли кон-струкционную низколегированную сталь 09Г2Столщиной 40…50 мм, не склонную к отпускнойхрупкости.

Типовым проектом на изготовление предусмот-рено горизонтальное расположение листов обечаеккорпуса печи со взаимным смещением вертикаль-ных стыков в каждом поясе. При таком располо-жении листов металла толщиной 40…50 мм вер-тикальные стыки поясов, объем которых состав-ляет 20 % общей протяженности швов корпусадоменной печи, могут быть выполнены электрош-лаковой сваркой.

Для предотвращения отрицательного влиянияразупрочнения на конструкционную прочностьсварных соединений электрошлаковая сварка ста-ли 09Г2С без последующей высокотемпературнойтермической обработки возможна только при ус-ловии регулирования термических циклов посред-ством сопутствующего принудительного охлаж-дения шва и металла ЗТВ при соответствующейскорости сварки [1].

Отработку режимов, производственную аттеста-цию технологии электрошлаковой сварки и провер-

ку ее соответствия требованиям нормативно-тех-нической документации проводили на контроль-ных сварных соединениях, выполненных из ма-териалов, применяемых при строительстве домны.

Данные механических испытаний контроль-ных сварных соединений приведены в таблице.Ударную вязкость металла сварного соединенияопределяли на образцах с круглым надрезом поМенаже при температуре 20 °С. Согласно требо-ваниям СНиП III-18–75 ее значение должно бытьне ниже 60 Дж/см2. На расстоянии 2,5 мм отлинии сплавления значение ударной вязкости со-ответствует 158…236, а на расстоянии 5 мм —193…324 Дж/см2.

Исследования макро- и микроструктуры пока-зали отсутствие в сечении сварного соединениянеметаллических включений, пор, трещин, неп-роваров. Структуры основного металла, металлашва и ЗТВ представляют собой ферритно-перлит-ную смесь с определенным количеством бейнитав металле шва и околошовной зоне.

Как показали результаты исследований, свойс-тва сварных соединений, выполненных электрош-лаковой сваркой по предложенной технологии, со-ответствуют требованиям СНиП III-18–75.

Разработку технологии сборки и сварки прово-дили ИЭС им. Е. О. Патона совместно со специ-алистами ОАО «Южтеплоэнергомонтаж». Работыпо электрошлаковой сварке металлоконструкцийдомны выполнены Западно-Украинским монтаж-ным управлением ОАО «Южтеплоэнергомонтаж».

© Ю. Н. Ланкин, А. А. Москаленко, В. Г. Тюкалов, Р. И. Куран, С. В. Попов, 2006

Результаты испытания металла сварного соединения на растяжение

Участок соединения σт, МПа σв, МПа δ, % ψ, % KCU, Дж/см2

Металл шва 423,1...447,8433,6

568,7...603,7584,1

— 70,4...71,671,2

140...160147

Основной металл 306,5...384,0335,9

495,3...579,5523,4

25,3...34,331,1

68,2...72,170,6

279...325303

Сварное соединение — 479,6 — — —

44 9/2006

Обечайки поясов корпуса печи изготавливалинепосредственно на монтажной площадке. К точ-ности геометрических размеров сварных соедине-ний предъявлялись высокие требования, так какименно при выполнении продольных швов обечаекзадавался диаметр корпуса печи. Требуемые резуль-таты достигали с помощью метода дозированногопротиводействия, обеспечивающего нивелированиевлияния момента от собственной массы изделия.Сборку листов кожуха доменной печи в монтажныеобечайки и электрошлаковую сварку производилина специальном горизонтальном стенде, располо-женном на строительной площадке рядом с возво-димым корпусом домны (рисунок).

Для компенсации деформаций, возникающихпри электрошлаковой сварке, вертикальные стыкиобечаек собирали с неравномерным зазором, ко-торый в верхней части увеличивался. В нижнейчасти стыка зазор составлял 25 мм. Зазор в верхнейчасти зависел от высоты собираемых элементов(например, для высоты обечайки 2614 мм она сос-тавила 48 мм). По всей высоте собранного соеди-нения с наружной стороны обечайки устанавливалификсирующие скобы с шагом 500…600 мм.

Обечайку корпуса печи собирали из четырехсекторов, с одной стороны одного из них нахо-дится монтажный припуск, значение которого200 мм. Стык № 2 располагался диаметральнопротивоположно № 1, а № 4 — диаметральнопротивоположно стыку № 3. После сборки стыка№ 1 с подгонкой неравномерного зазора под свар-ку в зависимости от высоты обечайки стыки № 2и 3 собирали с постоянным зазором 25 мм повсей высоте и фиксировали установкой техноло-гических планок. Стык № 4 (с монтажным при-пуском) собирали и фиксировали внахлестку собеспечением параллельности кромок.

После выполнения электрошлаковой сваркистыка № 1, сборочному зазору на стыке № 2 тре-буемое значение придавали путем увеличения егоширины в верхней части обечайки. Скобы, фик-сирующие зазор, устанавливали с наружной сто-роны аналогично первому стыку. Затем после вы-полнения сварки второго стыка аналогично про-изводили сборку и сварку стыка № 3. Перед сбор-кой под электрошлаковую сварку стыка № 4 про-изводили замер длины окружности обечайки вверхней и нижней части. Их сравнивали с проек-тными значениями, после чего определяли обре-заемый припуск.

Работы по электрошлаковой сварке выполнялихорошо зарекомендовавшим себя монтажным сва-

рочным автоматом типа АД-381 [2]. Для сопут-ствующего охлаждения водой шва и околошовнойзоны использовали специальное устройство —спреер [3]. Сварку вели двумя электродными про-волоками диаметром 3 мм марки Св-10Г2 с ис-пользованием флюса АН-8М на следующих ре-жимах: скорость сварки 4 м/ч; скорость подачиэлектродной проволоки 280…350 м/ч; сварочноенапряжение 40 В.

Визуально-оптический и ультразвуковой мето-ды контроля, проведенные в объеме 100 %, по-казали, что качество удовлетворяет требованиямСНиП III-18–75.

Суммарная протяженность швов, выполнен-ных электрошлаковой сваркой для соединениякорпуса домны, составила 120 м (общая 600 м).При использовании индустриальных методовстроительства и соответствующем проектиро-вании возможно увеличение объемов примененияэлектрошлаковой сварки до 45…50 %.

Наряду с высокими технологическими свойс-твами сварных соединений электрошлаковая свар-ка позволяет значительно сократить сроки стро-ительства конструкций типа корпуса домны изнизкоуглеродистых и низколегированных сталейтолщиной более 40 мм.

1. Хакимов А. Н. Электрошлаковая сварка с регулировани-ем термических циклов. — М.: Машиностроение, 1984.— 208 с.

2. Ковалев В. Д. Автомат АД-381 для электрошлаковойсварки с принудительным формированием вертикальныхстыков // Сварщик. — 2003. — № 4. — С. 3.

3. Электрошлаковая сварка напорных водоводов ГЭС изтермически упрочненной стали 14Х2ГМР / И. И. Сущук-Слюсаренко, В. М. Хрундже, В. В. Волков, А. А. Моска-ленко // Автомат. сварка. — 1977. — № 6. — С. 68.

Selection of the electroslag welding process for making vertical butt joints of the shells of DP-5 blast furnace housing inthe Enakievo Metallurgical Works is substantiated. Mechanical properties of the metal of welded joint of 09G2S steel40...50 mm thick made by electroslag welding with additional concurrent cooling, are given. Technological sequence ofassembly and welding with application of AD-381 equipment for site welding is described.

Поступила в редакцию 27.03.2006

Стенд для сборки и сварки обечаек корпуса доменной печи

9/2006 45

УДК 621.791.75

СТРУКТУРА И ХЛАДОСТОЙКОСТЬ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙСТАЛИ 09Г2С ПОСЛЕ РЕМОНТНОЙ СВАРКИ

В. Д. ПОЗНЯКОВ, С. Б. КАСАТКИН, В. А. ДОВЖЕНКО, кандидаты техн. наук(Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины)

Сопоставлены структура и ударная вязкость металла шва и ЗТВ стали 09Г2С в условиях первичной (изготовительной)и ремонтной дуговой сварки. Даны рекомендации по выбору сварочных материалов с учетом условий эксплуатацииотремонтированных изделий.

К л ю ч е в ы е с л о в а : низколегированная конструкционнаясталь, ручная дуговая сварка, ремонтная сварка, микрост-руктура металла шва, микроструктура зоны термическоговлияния, ударная вязкость, хладостойкость, сварочные ма-териалы

В настоящее время как в Украине, так и за ру-бежом эксплуатируется большое количество ин-женерных сооружений и машин, которые уже ис-черпали назначенный срок службы или близки кэтому. Большинство из них имеют усталостныеи хрупкие повреждения. С учетом техническогосостояния дальнейшая эксплуатация таких изде-лий становится не безопасной. Возникает необ-ходимость в восстановлении целостности конс-трукций. В большинстве случаев такие проблемырешаются путем ремонта с применением дуговойсварки или упрочняющих обработок поврежден-ных элементов [1].

При восстановлении металлоконструкций, какправило, используют стандартные технологиисварки, разработанные для изготовления новыхизделий. Однако они не учитывают ряд особен-ностей, характерных для ремонтных соединений:высокий уровень остаточных напряжений и ог-раниченные возможности выбора способов уда-ления дефектов, а также применение разделкикромок и собственно сварки, которые могут ока-зывать существенное влияние на свойства свар-ных соединений [2–5]. В связи с этим возникаетнеобходимость в проведении исследований, нап-равленных на совершенствование ремонтных тех-нологий.

В литературе есть достаточно много инфор-мации о влиянии ремонтной сварки на цикличес-кую прочность восстановленных соединений [6,7]. Предлагается ряд мероприятий для повышенияих выносливости [8–14]. Значительно меньшеимеется данных о том, как и в какой степени ре-монтная сварка оказывает влияние на структуруметалла и хладостойкость восстановленных узлов.Так, в работе [15] отмечается, что в результатеремонта увеличивается зона с измельченным зер-

ном, что, однако, не влияет на механическиесвойства сварных соединений. Исходя из данныхработы [16] следует, что после многократных ре-монтов ударная вязкость металла зоны термичес-кого влияния (ЗТВ) сварных соединений снижа-ется на 15…20 %.

Цель настоящей работы заключалась в том,чтобы установить влияние ремонтной сварки наструктуру и хладостойкость сварных соединенийконструкционных сталей.

В качестве объекта исследований выбрана стальмарки 09Г2С толщиной 30 мм следующего хими-ческого состава, мас. %: 0,096 C; 0,57 Si; 0,71 Mn.В исходном состоянии сталь имеет следующие ме-ханические свойства: σт = 367 МПа; σв = 553 МПа;δ5 = 28 %; KCV– 40 = 64 Дж/см2. Структура сталив состоянии поставки ферритно-перлитная (ФП)(рис. 1).

Объектом исследований были образцы тавро-вых соединений (тип Т2 по ГОСТ 147–71) ши-риной 120 мм и длиной 480 мм, полученные ме-ханизированным способом сварки с использова-нием проволоки марки Св-08Г2С диаметром1,2 мм в углекислом газе. Этот способ сварки выб-ран как наиболее распространенный при изготов-лении конструкций общего назначения.

После сварки образцы подвергали цикличес-кому нагружению, доводили до полного разру-

© В. Д. Позняков, С. Б. Касаткин, В. А. Довженко, 2006 Рис. 1. Микроструктура ( 200) стали 09Г2С в состоянии поставки

46 9/2006

шения, а затем восстанавливали с соблюдениемвсех технологических операций, используемыхпри выполнении ремонтной сварки (разделка изачистка кромок, сборка и сварка соединений).Разделку кромок (общий угол раскрытия ремон-тного стыка составлял около 60°) осуществлялигазокислородной резкой, после чего их зачищалинаждачным камнем до металлического блеска.Сборку соединений выполняли с использованиемэлектродов УОНИ-13/45 и выводных планок. Ре-монтную сварку (соединения сваривали встык)осуществляли по двум технологиям: традицион-ным способом с использованием электродов УО-НИ-13/55 (вариант № 1) и с применением ком-бинированных швов (вариант № 2). Основнуючасть шва выполняли электродами УОНИ-13/55(ферритно-бейнитные — ФБ швы), а завершаю-щие слои шва — аустенитно-мартенситными ма-териалами системы легирования Х10Н10 (аусте-нитно-мартенситные — АМ швы). Преимуществоварианта № 2 в том, что АМ швы обеспечиваютформирование в сварных соединениях сжимаю-щих напряжений и тем самым повышают их соп-ротивляемость усталостным разрушениям [9, 17].Это имеет важное значение, поскольку большин-ство конструкций в процессе эксплуатации испы-тывают циклические нагрузки. К сожалению, влитературе отсутствуют данные о том, обеспечи-вается ли при этом хладостойкость полученныхсоединений. Этот вопрос еще подлежит изучению.Химический состав металла, наплавленного ука-занными материалами, приведен в таблице.

Для проведения металлографических исследо-ваний из ремонтных соединений изготавливалишлифы, а для оценки хладостойкости металлашвов и ЗТВ — стандартные образцы сечением10 10 мм (тип IX по ГОСТ 9454–78) с острымнадрезом. Результаты исследований сравнивали сполученными при анализе структуры и свойствметалла стыковых соединений стали 09Г2С припервичной сварке, выполненных, как каждым из

приведенных выше материалов, так и с исполь-зованием их комбинации.

Микроструктуру металла сварных соединенийвыявляли химическим травлением микрошлифовв 4%-м растворе азотной кислоты в этиловомспирте, а также электролитическим травлениемв растворе хромовой кислоты. Структуру металласварных соединений изучали с помощью свето-вого микроскопа «Неофот-21»; твердость измеря-ли на твердомере системы «Роквелл» при нагрузке600 Па с последующим переводом в систему поВиккерсу. Идентификацию структурных состав-ляющих выполняли по результатам измерениймикротвердости на приборе ПМТ-3 при нагрузке0,5 Па.

Результаты металлографического анализа сви-детельствуют о том, что структуру как металлашва, так и ЗТВ сварных соединений, полученныхпервичной сваркой с использованием ФП мате-риалов, можно идентифицировать как ФБ (рис. 2).Морфологически бейнит представляет собой гло-були, или, как их называют авторы работы [18],дисперсные островки второй фазы, распределен-ные в матрице легированного феррита (глобуляр-ный бейнит [19]). Глобули бейнита распределеныхаотически, однако на отдельных участках онивыстраиваются в ряды. По границам бывших аус-тенитных зерен на участке перегрева ЗТВ и пограницам кристаллитов в металле шва (рис. 2)выделился структурно свободный полиэдричес-кий феррит. Микротвердость структуры участкаперегрева составляет HV 21007…2460 МПа, а ме-талла шва — HV 1930…2210 МПа.

Химический состав (мас. %) наплавленного металла, полученно-го при использовании ферритно-перлитных и аустенитно-мар-тенситных материалов

Свароч-ный мате-

риалС Mn Si Cr Ni Mo S P

ФП 0,09 0,90 0,43 — — — 0,022 0,026

АМ 0,04 0,78 0,32 10,0 10,1 0,58 0,009 0,012

Рис. 2. Микроструктура сварного соединения стали 09Г2С, полученного при первичной сварке с использованием ФП материалов: а — участокперегрева ЗТВ со следами микротвердости, 320; б — металл шва, 200

9/2006 47

Более высокие значения микротвердости стру-ктуры металла в участке перегрева ЗТВ обуслов-лены как более высокой дисперсностью глобулейбейнита, так и более узкой прослойкой полиэд-рического феррита вокруг бывших аустенитныхзерен. Твердость металла ЗТВ составляет в сред-нем HV 2200 МПа, а металла шва — около HV1550 МПа.

Более сложный состав структуры зафиксиро-ван в сварных соединениях, полученных при пер-вичной сварке с использованием АМ материалов(рис. 3). Структура металла шва таких соединенийпредставляет собой островки мартенсита, хао-тически распределенные в аустените. Микротвер-дость мартенситной составляющей в аустенитнойматрице составляет 1750…2600 МПа и зависит отплотности распределения и размеров мартенсит-ных островков в аустените. Структура металлашва тонкодисперсная и характеризуется ячеистымстроением (рис. 3, в).

На участке перегрева ЗТВ вблизи линии сплав-ления имеется переходная зона шириной0,06…0,09 мм, структура которой состоит из гло-булярного бейнита и структурно свободного по-лиэдрического феррита, а также локально из учас-тков видманштеттового феррита (рис. 3, б). Мик-ротвердость металла с такой структурой состав-ляет HV 2100…2200 МПа. Структура на участке

перегрева за переходной зоной состоит из доэв-тектоидного и игольчатого феррита, глобулярногобейнита (HV 2600…2800 МПа) и самоотпущенно-го мартенсита (HV 3000 МПа) (рис. 3, а, б).

Такое различие в значениях микротвердостивызвано процессами диффузии углерода на гра-нице участок перегрева ЗТВ–металл шва [20], врезультате чего имело место обезуглероживаниеметалла участка перегрева с формированием пе-реходной зоны и науглероживание металла шва.Это обусловило повышение температуры превра-щения аустенита и образование более мягких про-дуктов распада в переходной зоне со стороны ЗТВ,а также понижение температуры превращенияаустенита в участке металла шва, примыкающегок линии сплавления. О диффузии углерода в ме-талл шва свидетельствует тот факт, что на ука-занном участке металла шва значения микротвер-дости достигают HV 3560…3730 МПа (в среднейего части HV 2680…3320 МПа), а также наблю-дается увеличение количества мартенситной сос-тавляющей, что подтверждает изменение разме-ров отпечатков, полученных при измерении мик-ротвердости (рис. 3, б).

Твердость структуры металла шва составляетв среднем HV 1900 МПа, а на участке перегрева— HV 2230 МПа.

Рис. 3. Микроструктура сварного соединения стали 09Г2С, получен-ного при первичной сварке с применением АМ материала: а —участок перегрева ЗТВ, 500; б — участок перегрева ЗТВ и металлшва, 200; в — металл шва, 200

48 9/2006

Металлографические исследования сварногосоединения, полученного с использованием ком-бинированных материалов (ФП+АМ) при первич-ной сварке, показали, что микроструктура металлашвов и участка перегрева ЗТВ, соответствующаякак ФБ, так и АМ наплавленному металлу (рис. 4),идентична той, которая имела место в соедине-ниях с однородными швами, рассмотреннымиранее (рис. 2, а, 3, б и 4, а, в).

Особенностью структуры сварного соединенияс комбинированным (ФБ+АМ) швом является на-личие переходной зоны шириной 0,03…0,13 ммне только между АМ швом и ЗТВ, но и междунижним (ФБ) и верхним (АМ) швами (рис. 4, б).В этой зоне произошло обезуглероживание ме-талла со стороны ФБ шва и науглероживание состороны АМ шва по причинам, указанным ранее.Как следствие этого, микротвердость металла состороны ФБ участка шва уменьшилась до HV1800…1850 МПа (среднее значение микротвер-дости составляет HV 1650…1970 МПа), а со сто-роны АМ участка шва она увеличилась до HV3450…3560 МПа (среднее значение микротвер-дости здесь — HV 2680…3320 МПа (рис. 4, б)).

Твердость структуры участка АМ шва состав-ляет HV 2810…3210 МПа, а прилегающего к немуучастка перегрева ЗТВ — HV 1900…2060 МПа. Ме-талл ФБ шва имеет твердость HV 1520…1570 МПа,а соответствующего ему участка перегрева ЗТВ —HV 1850…2000 МПа.

Результаты металлографического анализа свар-ных соединений, полученных с использованиемкомбинации материалов (ФМ+АМ) в режиме ре-монтной сварки, показали, что по сравнению саналогичными вариантами первичной сваркиструктурные изменения произошли только научастке перегрева ЗТВ. Изменения структуры ме-талла шва не наблюдалось.

Микроструктура металла участка перегрева,примыкающего к АМ шву, состоит из глобуляр-ного бейнита (HV 2660…2810 МПа), доэвтекто-идного феррита в виде очень тонких прослоек пограницам зерен, локально игольчатого феррита исамоотпущенного мартенсита с микротвердостьюHV 3000…3200 МПа (рис. 5, а). На участке пе-регрева ЗТВ, примыкающем к ФБ металлу шва,структура металла состоит из глобулярного бей-нита HV 2140…2360 МПа и структурно свобод-ного полиэдрического феррита, выделившегося пограницам зерен (рис. 5, в). Твердость металла ЗТВсоставляет HV 1950…2150 МПа.

При сопоставлении рис. 4 и 5 видно, что струк-турные изменения состоят в том, что глобулярныйбейнит на участке перегрева ЗТВ (рис. 5, а, в)по всей высоте сварного соединения имеетбo′льшую дисперсность вторых фаз, распределен-ных в бейнитном феррите, а граничные прослойкидоэвтектоидного феррита меньшую ширину, чеманалогичные структурные составляющие на учас-

Рис. 4. Микроструктура сварного соединения стали 09Г2С, получен-ного при первичной сварке с использованием комбинированного(ФП+АМ) материала: а — участок перегрева ЗТВ со стороны АМшва, 200; б — переходная зона между АМ и ФБ швами, 200; в —участок перегрева ЗТВ со стороны ФБ шва, 500

9/2006 49

тке перегрева ЗТВ при первичной сварке комби-нированными материалами.

Разница между структурами металла в сварныхсоединениях, полученных при первичной и ремон-тной сварке, вероятно, обусловлена неодинаковы-ми условиями формирования структуры в металлеЗТВ.

Структура участка перегрева ЗТВ исходных со-единений сформировалась под воздействием тер-мического цикла сварки на ФП структуру стали09Г2С в состоянии поставки; в результате обра-зовался глобулярный бейнит. В процессе ремон-тной сварки металл ЗТВ еще дважды подвергалсянагреву и охлаждению: первый раз — при раз-делке кромок разрушенных образцов, которая вы-полняется газокислородной резкой, а второй —непосредственно при сварке. При этом участокперегрева ЗТВ со структурой глобулярного бей-нита дополнительно претерпевал фазовый пере-ход Fα →← Fγ. В связи с этим параметры всех эта-пов аустенизации на участке перегрева ЗТВ ре-монтных соединений, согласно данным [21], дол-жны отличаться от наблюдаемых при первичнойсварке соединений стали 09Г2С. В частности, присопоставимых циклах сварки степень гомогени-зации аустенита в таких соединениях была более

высокой, о чем свидетельствует уменьшение раз-броса значений микротвердости структурных сос-тавляющих. Объясняется это двумя факторами:во-первых, трехразовым нагревом (аустенизаци-ей) и, во-вторых, сокращением времени процессааустенизации, поскольку известно [21], что с уве-личением дисперсности исходной структурывремя окончания всех этапов аустенизации сок-ращается. Тот факт, что структура глобулярногобейнита, которая образовалась в металле ЗТВ пос-ле первичной сварки, более дисперсная, чем ФПструктура стали в исходном состоянии, очевиден(см. рис. 1, 2, а). Следовательно, при ремонтнойсварке полнота протекания процесса аустенизациибыла больше и соответственно выше уровень го-могенности аустенита. В результате этого на учас-тке перегрева ЗТВ соединений, полученных приремонтной сварке, должна быть и более низкаядифференциация аустенита по углероду, вследс-твие чего структура такого металла более одно-родная и дисперсная, а значит, и более равно-весная, чем исходных сварных соединений.

Результаты металлографического анализаструктуры металла ЗТВ и ФБ, АМ, а также ком-бинированного металла швов сварных соедине-ний стали 09Г2С при первичной сварке и выпол-

Рис. 5. Микроструктура сварного соединения стали 09Г2С, получен-ного при ремонтной сварке с применением комбинированного мате-риалами: а — участок перегрева ЗТВ со стороны АМ шва, 200; б —переходная зона между АМ и ФБ швами, 200; в — участок перег-рева ЗТВ со стороны ФБ шва, 500

50 9/2006

ненных в режиме ремонтной сварки, показали, чтоморфология структурных составляющих и соот-ветственно кинетика превращения аустенита какв металле швов, так и на участке перегрева, прин-ципиально не отличаются. В связи с тем, чтоструктурные превращения при дуговой сварке, втом числе и ремонтной, всегда протекают в ус-ловиях температурных и деформационных гради-ентов [22], в сварных соединениях в той или иноймере имеет место концентрационная, а значит иструктурная неоднородность, которая принима-лась нами во внимание при анализе результатовисследований.

Обнаруженная более высокая дисперсность про-дуктов превращения на участке перегрева ЗТВ, по-видимому, обусловлена различием в параметрахаустенизации при первичной и ремонтной сварке,в результате чего уменьшилась степень дифферен-циации аустенита по углероду и сократился тем-пературный интервал превращения аустенита засчет понижения максимальных температур. Этопредопределило более высокую дисперсность про-дуктов превращения и способствовало уменьшениюразброса значений микротвердости структурныхсоставляющих. На основании полученных резуль-татов можно предположить, что, поскольку при ре-монтной сварке значительных изменений в струк-туре металла шва и ЗТВ не происходит, хладос-тойкость таких соединений, по-видимому, должнабыть сопоставима с аналогичными показателями ис-ходного сварного соединения.

Для оценки влияния ремонтной сварки на хла-достойкость металла шва и ЗТВ из выше упомя-нутых сварных соединений изготавливали стан-дартные образцы с острым надрезом. Исследовалиударную вязкость металла шва и ЗТВ (на линиисплавления и на расстоянии 2,5 мм от линиисплавления).

Исходя из результатов исследований устано-влено, что в исходных сварных соединениях на-иболее низкую ударную вязкость при температуреиспытаний – 40 °С (KCV–40 = 18…31 Дж/см2) име-ют швы, выполненные АМ материалами. Несколь-ко выше хладостойкость ФБ и комбинированных(ФБ+АМ) швов — соответственно 24…40 и26…43 Дж/см2.

Исследования хладостойкости металла ЗТВ по-казали, что в исходных сварных соединениях наи-более высокие и стабильные показатели ударнойвязкости при выполнении надреза по линии сплав-ления и соединений с АМ швами (KCV–40 == 51…53 Дж/см2), а наиболее низкие и нестабиль-ные показатели хладостойкости (KCV–40 = 18…43Дж/см2) у соединений с ФБ и комбинированными(ФБ+АМ) швами (KCV–40 = 27…37 Дж/см2). По-видимому, это связано с особенностями форми-рования структуры металла ЗТВ таких соедине-ний.

Показатели ударной вязкости металла ЗТВ ис-ходных сварных соединений с надрезом, распо-ложенным на расстоянии 2,5 мм от линии сплав-ления, независимо от типа металла шва были близ-кими и изменялись от 25 до 34 Дж/см2. Следуетотметить, что не только структура металла на этомучастке ЗТВ у всех исследуемых соединений сход-на по составу (глобулярный бейнит и полиэдри-ческий феррит), но совпадают также размеры зер-на аустенита.

Проведенные исследования показали, что ме-талл швов и ЗТВ первичных сварных соединений,выполненных ФБ, АМ и комбинированными шва-ми, имеет первую критическую температуру хруп-кости от –20 до –40 °С.

Сравнительный анализ ударной вязкости ме-талла шва и ЗТВ при первичной и ремонтной свар-ке свидетельствует о том, что незначительные из-менения в структуре металла, которые произошливследствие повторяющихся циклов нагрев–охлаж-дение, не привели к существенному повышениюили снижению хладостойкости указанных участ-ков соединения. Наблюдалось лишь уменьшениеразброса значений между минимальными и мак-симальными показателями ударной вязкости. Так,значения KCV–40 металла ремонтных соединенийс ФБ швами изменялись от 28 до 36 Дж/см2 (висходном образце — от 24 до 40 Дж/см2), а всоединениях с комбинированными швами — от30 до 40 Дж/см2 (в исходном образце — от 26до 43 Дж/см2). Аналогичная закономерностьимела место и в металле ЗТВ с надрезом, вы-полненным по линии сплавления. Ударная вяз-кость металла на данном участке ремонтного со-единения с ФБ швом составляла 28…40 Дж/см2,а с комбинированным — 30…40 Дж/см2.

Таким образом, проведенные исследованиясвидетельствуют о том, что структура и ударнаявязкость первичных и однократно отремонтиро-ванных соединений стали 09Г2С близки по своимпоказателям, если они получены сваркой на иден-тичных режимах.

Ремонтную сварку соединений, испытываю-щих в процессе эксплуатации циклические и удар-ные нагрузки, следует осуществлять в основномкомбинированным материалом. Корневой и запол-няющие слои шва должны выполнять с исполь-зованием материалов, которые позволяют обес-печить его высокую хладостойкость. Для повы-шения циклической прочности сварных соеди-нений на его поверхности должны формироватьсянапряжения сжатия. Это достигается при наплавкезавершающего слоя шва АМ материалом. Значе-ния хладостойкости таких соединений не усту-пают аналогичным показателям сварных соеди-нений, выполненных материалами, которые тра-диционно используются для сварки стали 09Г2С7.

9/2006 51

1. Branco C. M., Infanted V., Maddox S. J. A study on the reha-bitation of welded joints. — S. l., [1999]. — 29 p. — (Intern.Inst. of Welding; Doc. XIII-769).

2. Maccocaire C. Repair welding: how to set up a shop // Wel-ding J. — 1991. — № 8. — P. 54–56.

3. A study on cracks on the oxigas cut surfaces of weld groovesof 14MnMoVN steel plates during cold forming / DonglinYe, Yongfu He, Rangez Zhang et al. // Transaction ChinaWeld. Inst. — 1982. — № 4. — P. 159–164.

4. Ларионов В. П. Электродуговая сварка конструкций вСеверном исполнении. — Новосибирск: Наука, 1986. —168 с.

5. Волков А. С. Причины появления дефектов вблизи исп-равленных участков сварных швов // Свароч. пр-во. —1974. — № 8. — С. 33–34.

6. Brink S. H. van den. Reparatielassen // Lastechniek. — 1989.— № 2. — P. 40–41, 43, 45, 47.

7. Recommendation on the repair of fatigue-loaded weldedstructures. — S. l., [1996]. — 16 p. — (Intern. Inst. of Wel-ding; Doc. XIII-1632).

8. Сергиенко Ю. В., Носовский Б. И., Чигарев В. В. Совер-шенствование технологии ремонта железнодорожныхрельсов с применением дуговой сварки // Автомат. свар-ка. — 1998. — № 3. — С. 46–48.

9. Ohta A., Suzuki N., Maeda Y. Extension of fatigue life by ad-ditional welds using low transformation temperature weldingmaterial — S. l., [2001]. — 8 p. — (Intern. Inst. of Welding;Doc. ХIII-1881).

10. Miki C. Repairing and reinforcing of fatigue damaged steelbridges // Intern. conf. on performance of dynamically loa-ded welded structures: 50-th Annual assembly conf., San-Francisco, July 14–15, 1997. — New York: Welding re-search coumunsil inc., 1997. — P. 286–298.

11. Dixter R. J., Kelly B. A. Research on welding repair and im-provement methods // Ibid. — P. 273–285.

12. Miki C., Anami K., Kaji H. Repair of fatigue cracks bridgestructures. — S. l., [1997]. — 14 p. — (Intern. Inst. of Wel-ding; Doc. ХIII WG -5-12).

13. Konishi T., Miki C. Fatigue assessment of repaired structuralcomponents. — S. l., [1998]. — 24 p. — (Intern. Inst. ofWelding; Doc. XIII-1732).

14. Chapeau W. Choix d’un mode reparаtion des fissures de fati-que dons constructions soudess // Rev. Soudure. — 1988. —№ 3/4. — P. 31–35.

15. Lai M. O., Fong H. S. Fatique perfomance of repaired pipeli-nes steel weld // J. Mater. Sci. Let. — 1988. — № 12. —P. 1353–1354.

16. Blagojevic A. Utjecai popravljaja gresaka na kvalitet zavare-nog spoja celika povisene cvrtoce // Zavarivanije. — 1975.— № 4. — S. 111–122.

17. Ohta A., Maeda Y., Suzuki N. Fatigue life extension by repai-ring fatigue cracks initiated around box welds with low tran-sformation temperature welding wire. — S. l., [2001]. —13 p. — (Intern. Inst. of Welding; Doc. ХIII-1835–2000).

18. Bush M. E., Kelly P. M. Strengthening mechanism in bainiticsteels // Acta Met. — 1971. — 19, № 12. — P. 1363–1371.

19. Металлография железа: В 3 т. / Пер. с англ. — М.: Ме-таллургия, 1972. — Т. 1. — 240 с.

20. Шоршоров М. Х., Белов В. В. Фазовые превращения и из-менение свойств стали при сварке. — М.: Наука, 1972.— 219 с.

21. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов.— М.: Металлургия, 1978. — 392 с.

22. Гривняк И. Свариваемость сталей. — М.: Машинострое-ние, 1984. — 216 с.

Structure and impact toughness of weld metal and HAZ of 09G2S steel under the conditions of primary (manufacturing)and repair arc welding are compared. Recommendations are given on selection of welding consumables, taking into accountthe operating conditions of the repaired items.

Поступила в редакцию 09.11.2005,в окончательном варианте 16.06.2006

ЭКСПРЕСС-МЕТОД ОБНАРУЖЕНИЯ УЧАСТКОВПЛАСТИЧЕСКИ ДЕФОРМИРОВАННОГО МЕТАЛЛА

В КОНСТРУКЦИЯХМетод разработан ИЭС им. Е. О. Патона совместно с НПФ «Специальные научные разработки»

(г. Харьков, тел./факс: (0572) 64 36 13, 64 99 85) с целью расширения технических возможностейпри экспертной оценке состояния металлических конструкций, работающих под давлением.

В основу метода положена способность металла изменять магнитные параметры в зависимостиот показателей физико-механического состояния (химического состава, механических свойств,термообработки, структуры, напряженно-деформированного состояния и др.). Метод построенна измерении коэрцитивной силы как магнитного параметра, наиболее чувствительного к изме-нениям, происходящим в металле.

Для обнаружения пластически деформированного металла в конструкции, работающей поддавлением, необходимо выполнить два измерения коэрцитивной силы: под нагрузкой и после ееснятия. Предпочтительно проводить измерения при пробном давлении в соответствии сПравилами ДНАОП 0.00-1.07—94. Установленное при этом превышение значения коэрцитивнойсилы над ее значением под нагрузкой указывает на то, что металл исследуемого участка подвергсяпластическому деформированию.

Метод проверен на баллонах и трубах из сталей 10, 30ХГСА и 17Г1С. Измерения выполнялиприбором КРМ-ЦК-2М.

Контакты: 03680, Украина, Киев-150, ул. Боженко, 11Институт электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины, отд. № 12

Тел.: (38044) 529 06 90, 261 50 58E-mail: yupeter@ukr.net

52 9/2006

УДК 621.791.72

СВАРКА АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА EN AW-1050AВЫСОКОМОЩНЫМ ДИОДНЫМ ЛАЗЕРОМ*

А. КЛИМПЕЛЬ, А. ЛИСЕЦКИ, Д. ЯНИЦКИ, С. СТАНО(Силез. ун-т при Ин-те технологии и сварки, г. Гливица, Польская Республика)

Представлены результаты исследования процесса сварки высокомощным диодным лазером алюминиевого сплаваAW-1050А. С использованием высокомощного диодного лазера ROFIN SINAR DL 020 получены стыковые соединениятонких алюминиевых листов. Определены механические свойства и структура соединений. Подтверждена возможностьполучения высококачественных соединений при сварке в широком диапазоне режимов.

К л ю ч е в ы е с л о в а : лазерная сварка, алюминиевый сплав,мощный диодный лазер, черный поглотитель, проплавление,микроструктура

Благодаря своим механическим свойствам, низкойплотности, высокой коррозионной стойкости и хо-рошей пластичности алюминиевые сплавы широ-ко используются в качестве конструкционных ма-териалов в автомобильной, авиационной, хими-ческой и энергетической промышленности [1, 2].За последние пять лет доля их применения в ав-томобильной промышленности превысила 80 %.Предполагается, что масса алюминиевых сплавов,используемых для изготовления одной панели ку-зовов автомобилей, возрастет с 110 (1996 г.) до250…340 кг (к 2015 г.) (рис. 1).

Стремительное развитие высокомощных моле-кулярных и твердотельных лазеров способствуеттому, что автоматизированная и роботизирован-ная лазерная сварка соединений алюминиевыхсплавов по качеству соединений и экономическимпоказателям является конкурентоспособной такимпроцессам сварки, как ТИГ, плавящимся элект-родом в среде защитного газа и плазменной дугойпрямого действия в широком диапазоне толщины[1, 3, 4].

В основе процесса лазерной сварки лежит ин-тенсивное плавление контактной поверхностилистов, свариваемых с помощью тепла, выделя-емого сфокусированным, сконцентрированным ивысокомощным лазерным пучком [1, 4, 5 ]. Лазеркак гибкий источник тепла с высокой (свыше109 Вт/см2) плотностью мощности (интенсив-ностью) позволяет выполнять сварку с парогазо-выми каналами односторонних соединений лис-тов алюминиевых сплавов в диапазоне толщиныот нескольких сотен миллиметров до 20 мм. Ме-ханические свойства полученных соединений не

ниже, чем у основного металла, они недеформи-рованы, шов очень узкий, а зону термическоговлияния (ЗТВ) определить практически невозмож-но [1, 3, 5, 6].

Основными трудностями, возникающими прилазерной сварке алюминиевых сплавов, являютсяих высокая химическая активность, склонность кинтенсивному окислению, высокая теплопровод-ность, склонность к пористости, потеря в процессесварки легирующих элементов таких, как магнийи цинк, и слабое поглощение энергии лазерногопучка. При маломощном лазерном пучке только1 % лазерной энергии поглощается полирован-ной поверхностью алюминия [4, 5].

При сварке алюминиевых сплавов наиболеешироко применяются твердотельные Nd:YАG- имолекулярные CO2-лазеры с длиной волны соот-ветственно 1,06 и 10,60 мкм [3–5]. Лазерная сваркаалюминиевых сплавов без поглотителей, которыеиспользуются для увеличения поглощения повер-хностью соединения лазерной энергии, возможнатолько в случае применения технологии сваркис парогазовым каналом.

Небольшие отклонения в размере пятна лазер-ного пучка Nd:YАG- и CO2-лазеров приводят кзначительным изменениям глубины проплавленияи появлениях других дефектов формы швов, а так-же повышают пористость металла шва, даже еслиустранены потенциальные источники поступле-ния водорода, являющегося основной причинойпористости швов в алюминиевых сплавах [3, 5].

© А. Климпель, А. Лисецки, Д. Яницки, С. Стано, 2006Рис. 1. Показатели использования алюминиевых сплавов в автомо-бильной промышленности [2]

* По материалам Второй международной конференции«Laser technologies in welding and materials processing», 23–27мая 2005 г., пос. Кацивели, Крым, Украина.

9/2006 53

Высокомощные диодные лазеры (ВДЛ) с ди-апазоном излучения 800…900 нм используютсяпри обработке материалов во многих областяхпромышленности. Они имеют ряд преимуществпо сравнению с молекулярными CO2- и твердо-тельными Nd:YАG-лазерами, особенно в планеболее низких капиталовложений и расходов приэксплуатации [4, 6, 7].

Стандартные ВДЛ с плотностью мощности(интенсивности) пятна лазерного пучка104…105 Вт/см2 размером в несколько квадрат-ных миллиметров могут использоваться только длясварки в режиме теплопроводности. С помощьюспециальной оптики для фокусировки и формиро-вания лазерного пучка можно создать кольцевоепятно диаметром 1 мм, что успешно используют,например, при получении сваркой с парогазовымканалом стыкового соединения сплава Al–3Mg тол-щиной 1,5 мм (мощность лазера Р = 1400 Вт и ско-рость сварки vсв = 0,32 м/мин), а также сплава Al-1Mg толщиной 2 мм (P = 2300 Вт и vсв == 0,35 м/мин) [6]. Рациональным решением явля-ется применение специальных поглотителей дляувеличения поглощения энергии лазерного пучкаповерхностью свариваемых листов [8].

В настоящей работе рассматривается сваркаВДЛ стыковых соединений алюминиевого сплаваEN AW-1050A толщиной 0,8, 1,0 и 1,5 мм, име-ющего следующий химический состав, мас. %:99,5 Al; 0,40 Fe; 0,25 Si; 0,05 Cu; 0,05 Mn; 0,05 Mg;0,07 Zn; 0,05 Ti и 0,03 другие элементы. Опреде-лено влияние основных параметров лазерной свар-ки на механические свойства полученных соеди-нений (табл. 1).

В исследованиях использовали ВДЛ типаROFIN DL 020 (рис. 2) с максимальной выходноймощностью 2300 Вт. Пятно лазерного пучка раз-мером 3,8 6,8 мм сфокусировано на наружнойстороне соединений, полученных при фокусномрасстоянии 82 мм. Для позиционирования и пе-ремещения соединений и лазерной головки ис-пользовали систему автоматического позициони-рования CNC ISEL. Она состоит из трех линейныхкоординатных столов, перемещающихся по осямx, y, z, и одного вращающегося позиционера, ко-торый приводится в действие четырехосевым сер-воконтроллером, подключенным к компьютеручерез PC-плату. С целью обеспечения точногоконтроля положения лазерного пятна сварочную

головку устанавливают на вертикальном столе пооси z. Непосредственно под лазерной головкойрасположен крестовой стол с двумя координат-ными столиками для линейного перемещения подвум направлениям — вдоль осей x и y. Алю-миниевая установочная пластина прикреплена ккрестовому столу с помощью специальной зажим-ной системы и графитовой подкладки, котораяформирует и защищает корень шва.

Технические характеристики ВДЛ

Длина волны излучения, нм .................................. 808±5Выходная мощность лазерного пучка

(незатухающая гармоничная волна), максимальная, Вт ................................................... 2300

Мощность, Вт ......................................................... 100…2300Фокусное расстояние, мм ...................................... 82/32Размер лазерного пятна, мм .................................. 1,8 5,8/1,8 3,8Интенсивность, кВт/см2 ......................................... 0,8…36,5Испытания показали, что при сварке лазером

с максимальной мощностью невозможно достичьполного проплавления стыкового соединенияалюминиевого листа толщиной 0,8 мм с очищен-ной поверхностью. Для увеличения поглощенияэнергии лазерного пучка наружную сторону со-единения обрабатывали спиртовым растворомпоглотителя черного цвета (производство «Pen-tel»). Определено, что при использовании погло-тителя поглощение энергии лазерного пучка по-верхностью соединений алюминиевых сплавовзначительно увеличилось, что способствовалополучению высококачественного соединения вшироком диапазоне параметров режимов лазер-ной сварки. Перед выполнением лазерной сваркикромки свариваемых образцов для устранения ок-сидов подвергали механической очистке, а такжеобезжириванию, а затем на поверхность стыка на-носили черный поглотитель. Соединения алюми-ниевых листов длиной 200 мм сваривали лазеромпри разных значениях погонной энергии, скоростисварки и мощности лазера (табл. 2). Защиту сва-рочной ванны и всей зоны сварки обеспечивалиструей аргона, которую подавали через цилинд-рические сопла диаметром 12 мм (постоянныйрасход газа составил 10 л/мин). Результаты ме-ханических испытаний, металлографического ана-

Т а б л и ц а 1. Механические свойства стыкового соединенияалюминиевого сплава EN AW-1050A, полученного лазерной свар-кой

s, мм Уровень упрочнения σв,МПа

σ0,2,МПа δ, %

0,8 Рекристаллизированный 105 75 4

1,0 105 75 4

1,5 Полутвердый 108 85 4 Рис. 2. Внешний вид экспериментальной установки для лазернойсварки алюминиевых сплавов с использованием ВДЛ ROFIN DL 020

54 9/2006

лиза и данные о микротвердости стыкового сое-динения представлены в табл. 2 и 3 и на рис. 3–6.

Таким образом, результаты исследований про-цесса лазерной сварки с ВДЛ стыковых соединенийлистов алюминиевого сплава EN AW-1050A тол-щиной 0,8, 1,0 и 1,5 мм показали, что нанесениечерного поглотителя на наружную поверхностьстыка значительно увеличивает поглощениеэнергии лазерного пучка, благодаря чему можнополучить качественные соединения в широком ди-апазоне параметров лазера (см. табл. 2 и рис. 6).В результате рекристаллизации зерен упрочнен-ного основного металла микротвердость металлаЗТВ существенно понизилась по сравнению с ос-новным, а пластичность металла ЗТВ и металлашва повысилась (рис. 3–5 и табл. 3). Во времяиспытания на растяжение разрушение образцовпроисходило в ЗТВ, временное сопротивление нарастяжение составило около 70 % прочности ос-новного металла (табл. 3). Результаты испытанийна изгиб подтвердили высокую пластичность со-единений, выполненных как с лицевой сторонышва, так и со стороны корня шва (см. табл. 2).Для обеспечения механических свойств соедине-ний на уровне не ниже основного металла необ-

Т а б л и ц а 2. Механические свойства стыковых соединенийалюминиевого сплава EN AW-1050А, полученных лазерной свар-кой с использованием ВДЛ ROFIN DL 020

Р, кВт s, мм vсв, м/мин σв, МПа

1,5 0,8 1,10 73

1,7 1,65 78

2,5 1,85 74

2,5 2,63 73

1,5 1,0 0,80 80

1,8 1,35 83

2,5 1,30 72

2,5 1,90 75

2,0 1,5 0,70 85

2,3 1,00 82

2,5 0,85 84

2,5 1,25 85

Пр и м е ч а н и е . Результаты даны по среднему значению трехобразцов, фокусное расстояние 82 мм, наружная сторона сое-динения покрыта черным поглотителем, угол изгиба от наруж-ной стороны шва и от корня составлял 180°, образецразрушался по ЗТВ.

Т а б л и ц а 3. Микротвердость HV 0,2 стыковых соединений алюминиевого сплава EN AW-1050А

s, мм Р, кВт vсв, м/минОсновной металл ЗТВ

Точки (рис. 3)1 2 3 4 5 6

0,8 1,5 1,10 33,6 36,4 37,1 27,1 25,8 26,61,7 1,65 35,6 34,5 20,2 22,3 18,4 20,42,5 1,85 37,1 36,4 33,6 23,0 24,9 24,52,5 2,63 39,4 37,1 35,6 21,9 21,0 20,4

1,0 1,5 0,80 38,6 37,1 40,2 29,6 28,0 30,71,8 1,35 42,0 39,4 38,6 27,1 26,6 24,92,5 1,30 42,9 42,0 37,1 26,6 28,5 27,12,5 1,90 43,8 42,0 38,6 30,7 28,5 28,0

1,5 2,0 0,70 39,4 36,4 23,0 24,9 22,6 25,32,3 1,00 37,1 38,6 36,4 27,1 25,8 27,12,5 0,85 40,2 40,2 27,1 29,6 29,0 28,02,5 1,25 45,8 41,1 37,8 28,5 28,5 28,0

Окончание табл. 3

s, ммШов ЗТВ Основной металл

Точки (рис. 3)7 8 9 10 11 12 13 14 15

0,8 25,3 28,5 28,5 25,8 26,6 26,2 22,6 24,5 35,621,9 21,3 23,0 23,4 23,4 25,3 26,2 35,6 38,628,5 28,0 25,8 26,2 22,3 22,6 28,5 37,1 37,129,6 27,1 26,6 24,5 29,6 22,3 33,6 37,1 37,1

1,0 29,0 31,2 29,0 28,5 29,0 26,6 24,9 35,6 37,126,6 23,7 24,1 27,1 25,3 24,5 22,3 38,6 42,029,6 29,0 29,0 27,1 27,1 27,1 24,9 40,2 37,133,0 30,7 30,1 31,2 29,6 28,0 42,9 43,8 38,2

1,5 25,3 26,6 26,6 27,1 25,8 25,3 39,4 42,0 42,927,6 26,6 26,6 29,6 26,2 25,8 23,4 42,0 40,228,0 24,9 27,6 27,6 27,6 27,6 26,2 37,1 42,028,0 27,1 26,2 29,6 26,6 28,0 24,9 39,4 42,0

9/2006 55

ходимо после лазерной сварки выполнить ихтермообработку [1]. Чтобы получить высокока-чественные стыковые соединения листов алюми-

ниевого сплава, перед лазерной сваркой с ВДЛследует обеспечить прецизионную подготовкукромок соединения и нанести черный поглотительна наружную сторону шва, что позволит увели-чить поглощение энергии лазерного пучка. Ис-пытания стыковых соединений алюминиевыхлистов, полученных лазерной сваркой с исполь-зованием и применением активирующего флюсаActivaTec 500, предназначенного для сварки ТИГ,показали, что скорость сварки можно повыситьна 30 %, однако качество соединений будет не-удовлетворительным из-за наличия в металле шваоксидных включений.

1. Welding Handbook. Materials and applications. Pt. I. —Ed. 8. — AWS. — 1996. — 3. — P. 257–306.

2. Recent development in aluminum alloys for the automotiveindustry / W. S. Miller et al. // Mater. Sci. & Eng. — 2000.— A280. — P. 37–49.

3. Pastor M., Zhao H., Martukanitz R. P., Debroy T. Porosity,underfill and magnesium loss during continuous wave Nd:YAG laser welding of thin plates of aluminum alloys 5182and 5754 // Welding J. — 1999. — 78, № 6. — P. 207–216.

4. Klimpel A. Spawanie, zgrzewanie i ciecie metali. — Warsza-wa: WNT, 1999.

5. CO2 laser beam welding of aluminum 574-0 and 6111-T4 al-loys / S. E. Venkat, C. Albiglit, S. Ramasamy, J. P. Hurley //Welding J. — 1997. — 76, № 7. — P. 275–282.

6. Experiments relating to deep welding using a fibre-contacthigh-power diode laser / J. Bleidtner et al. // Welding & Cut-ting. Schweissen und Schnieiden. — 2000. — 52, № 4. —P. 78–83.

7. Klimpel A. Lasery diodowe duzej mocy w spawalnictwie //Przeglad Spawalnictwa. — 1999. — № 8. — P. 1–8.

8. Kuo M., Sun Z., Pan D. Laser welding with activating flux //Sci. and Technol. of Welding and Joining. — 2001. — 6,№ 1. — P. 17–22.

The paper presents the results of investigation of the process of welding AW-1050A aluminium alloy with a powerfuldiode laser. A powerful diode laser of ROFIN SINAR DL 020 was used to produce butt joints of thin aluminium sheets.Mechanical properties and structure of the joints have been determined. The possibility of producing high-quality jointshas been confirmed in welding in a wide range of modes.

Поступила в редакцию 26.01.2006

Рис. 3. Распределение микротвердости HV0,2 в поперечном сечениистыковых соединений листов из сплава алюминия EN AW-1050Aтолщиной 1 мм при P = 2,5 кВт и vсв = 1,9 м/мин

Рис. 4. Микроструктура ( 200) ЗТВ стыкового соединения листовалюминиевого сплава EN AW-1050A толщиной 0,8 мм, полученногопри P = 2,5 кВт и vсв = 0,4 м/мин (основной металл слева; травлениереактивом Келлера)

Рис. 5. Микроструктура ( 200) стыкового соединения листов алюми-ниевого сплава EN AW-1050A толщиной 1,5 мм при P = 2,5 кВт иvсв = 0,85 м/мин: а — ЗТВ; б — шов (травление реактивом Келлера)

Рис. 6. Области оптимальных параметров режима для лазерной свар-ки стыковых соединений листов алюминиевого сплава EN AW-1050Aтолщиной 0,8, 1,0 и 1,5 мм при использовании ВДЛ ROFIN DL 0 20(фокусное расстояние 82 мм, расход защитного газа 10 л/мин)

56 9/2006

УДК 621.791.927.93:669.018.25:621.834

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ЭШН НА КАЧЕСТВОВОССТАНОВЛЕННЫХ ЗУБЬЕВ ШЕСТЕРЕН

С. М. КОЗУЛИН, инж., И. И. СУЩУК-СЛЮСАРЕНКО , И. И. ЛЫЧКО, кандидаты техн. наук(Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины)

Изучено влияние параметров режима электрошлаковой наплавки на глубину проплавления и толщину гарнисажнойкорочки при восстановлении зубьев крупномодульных шестерен электрошлаковой наплавкой. По полученнымрегрессионным зависимостям построены номограммы для определения количественной взаимосвязи отдельныхпараметров режима.

К л ю ч е в ы е с л о в а : крупномодульные шестерни, восста-новление, электрошлаковая наплавка, параметры режима,гарнисажная корочка, глубина проплавления

Качество и работоспособность зубьев крупномо-дульных шестерен, восстанавленных с примене-нием электрошлаковой наплавки (ЭШН), зависитот ряда факторов, связанных с технологией и тех-никой выполнения наплавки.

Основными показателями качества восстанов-ленных зубьев являются надежность сплавленияприсадочного металла с основным, получение за-данных геометрических размеров профиля восста-навливаемого зуба, высокие механические свойс-тва наплавленного металла и зоны термическоговлияния, а также качество формирования рабочейповерхности наплавленного зуба. Наиболее важ-ным фактором, обеспечивающим указанные вышетребования, является оптимальный режим, кото-рый можно выбрать, если известна качественнаяи количественная взаимосвязь между его пара-метрами.

Учитывая сложную конфигурацию и геомет-рические размеры эвольвентных профилей вос-станавливаемых зубьев, а также специфическиеусловия их работы для выбора оптимального ре-жима наплавки необходимо достаточно точнознать взаимосвязь между параметрами режимаЭШН и их влияние на качество восстанавливае-мого зуба. При этом особое значение приобретаетобеспечение гарантированного сплавления в пе-реходных галтелях наплавленного зуба, а такжеполучение гарнисажной корочки равномерной ипрогнозируемой толщины по периметру профилязуба и его длине.

Для нахождения указанных выше зависимос-тей выполнили экспериментальные исследованияна натурных образцах. Перед этим эксперимен-тальным путем изучали влияние параметров ре-жима, рода тока, а также техники выполнения нап-лавки на устойчивость электрошлакового процес-

са [1]. Установлено, что при наплавке на пос-тоянном токе обратной полярности обеспечива-ется достаточная устойчивость процесса и удов-летворительное формирование наплавленного ме-талла.

В настоящей работе исследуется влияние па-раметров режима на глубину проплавления и тол-щину гарнисажной корочки при восстановленииизношенных зубьев ЭШН плавящимся мундшту-ком. Исследования выполняли с применением ме-тодики планирования эксперимента [2].

Анализ полученных результатов эксперимен-тов показал, что при ЭШН зубьев плавящимсямундштуком наиболее значимыми параметрамирежима являются скорость наплавки vн как обоб-щенный показатель, напряжение на шлаковойванне U, глубина шлаковой ванны hш, расстояниеот электродной проволоки до наплавляемой кром-ки l, марка флюса Ф и род тока Р. Указанныепараметры выбраны в качестве факторов для про-ведения опытов в соответствии с методикой пла-нирования эксперимента и определения регрес-сионных зависимостей:

δг = f(vн, U, hш, l, Ф, Р) [мм];

hпр = f(vн, U, hш, l, Ф, Р) [мм],

где δг — толщина гарнисажной корочки; hпр —глубина проплавления.

Неиспользованные параметры режима приня-ты постоянными по оптимальным значениям либоучтены через выбранные факторы, например, ско-рость подачи электродной проволоки vэ и свароч-ный ток учтены через скорость наплавки vн.

Для уменьшения количества опытов использо-вали методику построения дробного факторногоэксперимента, применив 1/8 реплику типа 26-3 отполного факторного эксперимента 26 [2].

Уровни факторов назначали в реально воспро-изводимых режимах наплавки. Параметры режимаварьировали в следующем диапазоне: vн == 0,6…1 м/ч; U = 46…52 В; hш = 45…55 мм; l =© С. М. Козулин, И. И. Сущук-Слюсаренко , И. И. Лычко, 2006

9/2006 57

= 20…30 мм. Опыты выполняли на переменноми постоянном токе обратной полярности с исполь-зованием плавленых флюсов АН-8 и АН-9У.

Для выполнения экспериментальных исследо-ваний разработана и изготовлена лабораторная ус-тановка (рис. 1), включающая рабочий стол для зак-репления восстанавливаемой шестерни, узел под-вески и перемещения кристаллизатора, устройствокрепления входного кармана на изделии и др. ЭШНвыполняли с помощью серийного аппарата А-535.Для электропитания установки использовали тран-сформатор ТШС-3000-3 и выпрямитель ВСЖ-1602.

Опыты проводили на натурных образцах из-ношенных подвенцовых шестерен цементноймельницы (модуль зубьев — 27, их количество— 22, диаметр шестерни — 420 мм, материал —сталь 40Х). Перед наплавкой изношенные зубьясрезали анодно-механическим способом, оставляячасть ножки зуба, высота которой составляла 0,25модуля зуба.

Пластины плавящегося мундштука (рис. 2) из-готавливали из стали Ст3, а каналами для подачиприсадочной проволоки служили плотно навитыеспирали из сварочной проволоки марки Св-08ГАдиаметром 3 мм.

В качестве формирующей оснастки использо-вали водоохлаждаемый кристаллизатор, изготов-ленный из цельной медной заготовки. Для охлаж-дения его водой в заготовке просверливали про-дольные каналы. Режим охлаждения кристалли-затора контролировали с помощью метода мернойемкости [3]. Температуру воды в кристаллизаторена входе и выходе измеряли ртутным термомет-ром (точность измерения ±0,5 °С). В ходе выпол-нения всех опытов постоянно поддерживали сле-дующий режим охлаждения: расход воды —14…16 л/мин; разность температур на входе и вы-ходе — 10…12 °С.

Опытную ЭШН выполняли на переменном ипостоянном токе обратной полярности. При этомприменяли сварочную проволоку Св-18ХМА иплавленые флюсы АН-8 и АН-9У, широко исполь-зуемые при электрошлаковой сварке углеродис-тых и легированных сталей. Флюс АН-9У имеетпониженное содержание SiO2, что способствуетповышению температуры начала кипения флюса[4] и улучшению устойчивости процесса ЭШН.Последнее приобретает особое значение при ве-дении процесса в водоохлаждаемом кристаллиза-торе, а также при выполнении ЭШН профилей снебольшим поперечным сечением. Хорошие ме-таллургические свойства флюса АН-9У обеспечи-вают высокое качество металла шва, выполненногона легированных сталях повышенной прочности [4],что очень важно при восстановлении зубьев круп-номодульных шестерен. Более низкая по сравнениюс флюсом АН-8 вязкость, достигаемая за счет уве-личения содержания в нем CaF2, позволяет получатьна водоохлаждаемых рабочих поверхностях крис-таллизатора более тонкую гарнисажную корочку,необходимую для получения высокой точности вос-становления профилей зубьев.

Электрические параметры режима фиксирова-ли на диаграммной ленте с помощью самопишу-щих приборов Н-392 и Н-390.

Средние значения толщины гарнисажной ко-рочки δг находили как среднее арифметическоешести замеров толщины кусочков гарнисажа, взя-тых на различных участках наплавленной поверх-ности зуба (рис. 2). Замеры выполняли с помощьюмикрометра (погрешность составляла ±0,01 мм).

Средние значения глубины проплавления hпросновного металла определяли следующим спо-собом. После удаления изношенных зубьев вы-полняли замеры высоты срезанных частей зубьевhс (рис. 2). После наплавки зубьев из тела шес-терни вырезали поперечные темплеты через каж-

Рис. 1. Внешний вид лабораторной установки для ЭШН зубьевплавящимся мундштуком

Рис. 2. Схема замеров толщины гарнисажной корочки δг, рассто-яния от электрода до наплавляемой кромки l и глубины проплав-ления hпр: 1 — восстанавливаемая шестерня; 2 — зона сплавления;3 — наплавленный металл; 4 — гарнисажная корочка; 5 — пла-вящийся мундштук; 6 — кристаллизатор; остальные обозначениясм. в тексте

58 9/2006

дые 70 мм по длине зубьев. Из темплетов изго-товили поперечные макрошлифы (рис. 3) и поочертанию границы (зоны) сплавления измеряливысоту наплавленного металла hн (см. рис. 2). Зна-чения глубины проплавления hпр находили из вы-ражения

hпр = hн + δг – hс [мм].

После обработки экспериментальных данныхи оценки статистической значимости коэффици-ентов регрессии по критерию Стьюдента [2] длядоверительной вероятности 0,95 и числа степенейсвободы 16 получили следующие уравнения рег-рессии:

δг = 0,275vн – 0,0275U – 0,26Ф + 2,0755; (1)

hпр = 0,813U – 7,815vн – 0,1126l + 0,5625Р – 3,817. (2)

Отсутствие в выражениях (1) и (2) параметраhш объясняется тем, что влияние глубины шла-ковой ванны на толщину гарнисажной корочкиδг и глубину проплавления hпр оказалось статис-тически незначимым в принятом интервале варь-ирования.

Проверка по критерию Фишера показала, чтопараметры модели не противоречат гипотезе адек-ватности для доверительной вероятности 0,95.Среднеквадратические ошибки при вычислениикоэффициентов регрессии по (1) и (2) составилисоответственно 0,00036 и 0,05859, что вполне до-пустимо при определении указанных выше пара-метров при ЭШН.

По выражениям (1) и (2) построены номограм-мы для определения толщины гарнисажной ко-

рочки в зависимости от напряжения на шлаковойванне, скорости наплавки и марки флюса (рис. 4),а также максимальной глубины проплавления взависимости от напряжения на шлаковой ванне,скорости наплавки, расстояния от электрода донаплавляемой кромки и рода тока (рис. 5).

Из рис. 4 видно, что с увеличением напряженияна шлаковой ванне U толщина гарнисажной ко-рочки уменьшается, а с возрастанием скоростинаплавки vн — увеличивается. Это можно объяс-нить тем, что, как известно, толщина гарнисажнойкорочки, формирующейся на стенке кристаллиза-тора, определяется режимом ЭШН, т. е. условиямиподвода тепла от шлаковой ванны к гарнисажнойкорочке и теплоотвода в систему охлаждениякристаллизатора [3, 4]. При этом поверхность гар-

Рис. 3. Поперечный макрошлиф наплавленных зубьев

Рис. 4. Номограмма определения толщины гарнисажной корочкиδг в зависимости от напряжения на шлаковой ванне U, скоростинаплавки vн и марки флюса: 1 — vн = 0,6; 2 — 0,7; 3 — 0,8; 4 —0,9; 5 — 1,0 м/ч

Рис. 5. Номограммы определения глубины проплавления hпр взависимости от напряжения на шлаковой ванне U, скорости нап-лавки vн, расстояния от электрода до наплавляемой кромки l ирода тока, полученные при переменном (а) и постоянном (б) токе:1–5 — см. рис. 4

9/2006 59

нисажной корочки со стороны шлаковой ванныиграет роль подвижной фазовой границы. В ква-зистационарном режиме подвод тепла от расплав-ленного шлака к фазовой границе равен теплоот-воду от нее к охлаждающей воде. При увеличениинапряжения тепловой поток, подводимый к стенкекристаллизатора, увеличивается, т. е. к фазовойгранице подводится больше тепла, чем отводится.Вследствие того, что температура фазовой грани-цы измениться не может [4], происходит подп-лавление гарнисажной корочки, что приводит кснижению его термического сопротивления и уве-личению отводимого тепла. После этого наступаетравновесие между подводимым и отводимым теп-лом, но уже при более тонкой гарнисажной ко-рочке.

С увеличением скорости наплавки удельнаяпогонная энергия процесса ЭШН уменьшается,снижается тепловой поток к водоохлаждаемойстенке кристаллизатора, нарушается тепловой ба-ланс, который устанавливается при более толстойгарнисажной корочке. Установлено, что с увели-чением напряжения на шлаковой ванне толщинагарнисажной корочки уменьшается по линейнойзависимости, а с возрастанием скорости наплавки— увеличивается также практически по линейнойзависимости (см. рис. 4). При использовании флю-са АН-8 толщина гарнисажной корочки, получен-ной на тех же режимах наплавки, почти на 40 %больше, чем в случае флюса АН-9У.

Из рис. 5 следует, что с увеличением напря-жения на шлаковой ванне, уменьшением скоростинаплавки и расстояния от электрода до наплавля-емой кромки глубина проплавления увеличивает-ся. При этом наибольшее влияние на нее оказы-вает U. Удаление электрода от наплавляемойкромки в пределах заданного интервала варьиро-вания (10 мм) изменяет глубину проплавления ос-новного металла не более чем на 4 %. При ЭШН

на постоянном токе обратной полярности глубинапроплавления в среднем на 4,3 % больше, чем напеременном токе при аналогичных режимах нап-лавки.

Сравнение расчетных данных с результатамиэкспериментов по ЭШН зубьев модулей 22…32показало удовлетворительную их сходимость.Погрешность не превышала 10 %, что вполне при-емлемо для инженерных расчетов.

Выводы

1. При выполнении ЭШН на постоянном токе зна-чительно улучшается качество формирования нап-лавленного металла, увеличиваются диапазон до-пустимых колебаний параметров режима и глу-бина проплавления.

2. Установленные зависимости позволяют припроектировании формирующей оснастки доста-точно точно прогнозировать геометрические па-раметры эвольвентного профиля восстанавливае-мого зуба, что дает возможность в отдельных слу-чаях не осуществлять механическую обработкурабочих поверхностей зубьев после их наплавки.

3. При восстановлении зубьев крупномодуль-ных шестерен способом ЭШН предпочтительнееиспользовать флюс АН-9У.

4. Установленные количественные зависимос-ти параметров режима наплавки приемлемы длявыполнения расчетов оптимальных режимов ЭШНзубьев модулей 22…32.

1. Козулин С. М., Лычко Иг. И. Электрошлаковая наплавказубьев крупномодульных шестерен // Автомат. сварка. —1987. — № 3. — С. 62–64.

2. Спиридонов А. А., Васильев Н. Г. Планирование эксперимен-та. — Свердловск: УПИ им. С. М. Кирова, 1975. — 154 c.

3. Тепловые процессы при электрошлаковом переплаве / Подред. Б. И. Медовара. — Киев: Наук. думка, 1978. — 304 с.

4. Электрошлаковая сварка и наплавка / Под ред. Б. Е. Пато-на. — М.: Машиностроение, 1980. — 640 с.

The influence of the parameters of electroslag cladding on the penetration depth and thickness of skull crust was studiedat reconditioning of the teeth of large-pitch gears by electroslag cladding. The obtained regression dependencies wereused to plot the nomograms for establishing a quantitative relationship between the individual parameters of the mode.

Поступила в редакцию 24.02.2006

60 9/2006

Кооперация повышает эффективность ис-следований и снижает затраты

Поведение дуги и характер переноса электродногометалла являются одними из главных факторов,которые определяют качество сварки (в первуюочередь геометрические параметры сварного шваи уровень разбрызгивания). Данные о них помо-гают целенаправленно улучшать свойства сущес-твующих и разрабатываемых источников питания,подающих механизмов и сварочных проволок. По-этому проведение для этих целей (кино)виде-осъемки области дуги всегда очень желательно.

Еще больший эффект дает объединение (кино)видеосъемки с синхронной регистрацией напря-жения дуги и тока сварки с последующим сов-местным представлением этих двух типов инфор-мации (видеоизображения и электрических пара-метров) в виде видеоклипа, как показано на рис. 1.

Однако не каждой сварочной лаборатории подсилу затраты в 70…100 тыс. дол. США на осна-щение таким оборудованием (рис. 2), включа-ющим скоростную цифровую видеокамеру 1, сис-тему регистрации электрических параметров про-цесса сварки на базе персонального компьютера2, лазерную подсветку со стендом 3, специальныепрограммы компьютерной обработки и т. п. Темболее, что используется это оборудование неболее, чем 1–2 дня в месяц.

Выходом из этой ситуации является коопера-ция между научно-исследовательскими центрами,с обоюдной выгодой как для тех, кто нуждаетсяв проведении таких исследований, так и для тех,кто обладает такими возможностями.

Примером такой кооперации является сотруд-ничество Межотраслевого учебно-аттестационно-го центра ИЭС им. Е. О. Патона (МУАЦ) с Фе-деральным Университетом города Уберландия(Бразилия), сварочная лаборатория которого(LAPROSOLDA) оснащена полным комплектомоборудования для проведения синхронной виде-осъемки области дуги (см. рис. 2). До настоящеговремени в этой лаборатории использовалась циф-ровая видеокамера, позволяющая производить ви-деосъемку со скоростью до 2000 кадр./с. Однаконедавно была приобретена вторая цифровая ви-деокамера, у которой этот показатель еще выше— 28 000 кадр./с. Применение такого лаборатор-ного оборудования (рис. 3) позволяет получитьполную и детальную характеристику сварочно-технологических свойств источников, питания,подающих механизмов, сварочных проволок и т.п. Например, можно документально подтвердить,что такой-то источник питания или сварочная про- Рис. 1

НОВОСТИ

9/2006 61

волока действительно (как это часто указываетсяв рекламных проспектах на них) обеспечиваютстабильное горение дуги и благоприятный пере-нос электродного металла. Можно также выявитьпричины, например, повышенного разбрызгива-ния электродного металла, нарушений стабиль-ности процесса сварки и других проблем.

Помимо МУАЦ, в этой кооперации принимаютучастие также фирма «СЭЛМА» (Украина), ОАО«Прометей» (Чехов, Россия) др.

Финансовые затраты участников кооперацииминимальны поскольку основным интересом бра-зильской стороны является возможность подго-товки совместных публикаций в ведущих журна-лах в области сварки. Так, в журнале «Автома-тическая сварка» опубликовано несколько статейавторами из ИЭС им. Е. О. Патона и ФедеральногоУниверситета города Уберландия.

МУАЦ готов оказать консультационные и пос-реднические услуги организациям, заинтересован-ным в присоединении к этой кооперации.

Межотраслевой учебно-аттестационный центр: ИЭС им. Е. О. Патона (МУАЦ), ул. Боженко, 11,г. Киев-150, 03680, Украина; тел. (+380 44) 456 63 30, факс. (+380 44) 456 48 94), e-mail: ponomarev@ukr.net

BIULETYN INSTYTUTU SPAWALNICTWA w GLIWICACH (Польша) 2005. » Roc. 49, № 6 (польск яз.)

Pfeifer T., Gawrysiuk W. Технология роботизированнойсварки MIG высокопрочных алюминиевых сплавов и свойствасварных соединений, с. 40–47.

Papkala H., Zadroga L. Сборка в пучок и сварка дав-лением тросиков медной проводки, c. 48–50.

Niagaj J. Применений способа А-TIG при сварке титана,никеля и их сплавов, а также аустенитных сталей, c. 53–57.

Kozak T. Замедленное трещинообразование в аспектемеханики разрушения, c. 58–62.

Рис. 3

* Раздел подготовлен сотрудниками научной библиотеки ИЭС им. Е. О. Патона. Более полно библиография представлена в Сигнальной инфор-мации (СИ) «Сварка и родственные технологии», издаваемой в ИЭС и распространяемой по заявкам (заказ по тел. (044) 287-07-77, НТБ ИЭС).

Рис. 2

62 9/2006

QUARTERLY JOURNAL of the JAPAN WELDING SOCIETY (Япония) 2005.—Vol. 23, № 3 (August) (яп.)

Ueyama T. et al. Влияние расположения горелок наформирование валика на тонколистовой стали при импульс-ной дуговой сварке плавящимся электродом в защитном газедвумя проволоками в тандем с высокой скоростью, c. 383–391.

Ueyama T. et al. Влияние сварочного тока наформирование валика на тонколистовой стали при импульс-ной дуговой сварке плавящимся электродом в защитном газев тандем двумя горелками с высокой скоростью, c. 392–397.

Tanaka M. et al. Перенос тепла к аноду при сварке ТИГи его влияние на площадь проплавления, c. 398–404.

Saida K. et al. Повышение реакционной способностиповерхности раздела сплава A6061 при эвтектическойреакции между A6061 и металлами с предварительно нане-сенным покрытием. Ч. 4. Изучение диффузионной сваркиалюминиевых сплавов с нержавеющей сталью, c. 405–411.

Xu G. et al. Плазменная и лазерная наплавка деталеймашин порошком на основе никелевого сплава, c. 412–421.

Minami K. et al. Стандарт на размеры угловых швов вмостостроении, c. 422–430.

Kim Y. et al. Точное прогнозирование неплоской дефор-мации вследствие трещинообразования при сварке угловымшвом, c. 431–435.

Takahashi T. et al. Усталостные характеристики бессвин-цового Sn–0,7Cu припоя под малоцикловой нагрузкой и ихоценка путем обработки изображений, c. 436–441.

Shima T. et al. Механические свойства и свариваемостьН-профилей из катаной стали в сравнении с профилями изстали, полученной в дуговых и доменных печах, c. 442–451.

Ueno K. et al. Неразрушающий контроль шаровых паяныхсоединений корпусов с матрицей с шариковой сеткой мето-дом инфракрасной термографии, c. 452–459.

Kimura M. et al. Экспериментальное исследованиеявления схватывания на поверхности раздела соединения ста-лей при сварке трением. Ч. 5. Изучение механизмов соеди-нения при сварке трением, c. 460–468.

Yasui T. et al. Соединяемость разнородных металлов6063/S45C при высокоскоростной сварке трением с пере-мешиванием. Ч. 1. Изучение сварки трением с пере-мешиванием разнородных металлов, c. 469–475.

Hasegawa M., Ogura K. Влияние режима сварки трениемна температуру соединяемых поверхностей полиэтилена, c. 476–483.

Kanai Satoru et al. Влияние фазовых составляющихповерхности раздела на прочностные свойства соединенийподшипниковой стали SUJ2 с титановым сплавом Ti–6Al–4V,выполненных диффузионной сваркой, c. 484–490.

Watanabe T. et al. Контактная точечная сварка угле-родистой стали с Al–Mg сплавом, c. 491–495.

Yamamoto N. et al. Влияние межфазного слоя на проч-ность поверхности раздела соединений углеродистой стали сAl–Mg сплавом 5083, c. 496–503.

JOURNAL of the JAPAN WELDING SOCIETY 2005. —Vol. 74, № 6 (яп. яз.)

Katoh M. Аварии и неразрушающий контроль, c. 3–4.Nakanishi Y. История крупногабаритных сварных конст-

рукций в Японии глазами специалиста-сварщика. Ил-люстрированная история их сооружения и изменения, c. 5–30.

Konda N. et al. Свойства сварных соединений листовойстали с отличными усталостными характеристиками, c. 31–35.

Uchihara M., Ikegami Yuichi. Свариваемость сталей ипредупреждение дефектообразования, вызванногозащитными газами при лазерной и дуговой сварке, c. 36–39.

PRAKTIKER (Германия) 2005. — № 8 (нем. яз.)

Boysen F. Новый выхлопной клапан — качественный,скоростной, но более дешевый, с. 203.

Engindeniz E. Сварка плавящимся электродом взащитном газе бесшовной электродной проволокой. — Ч. 1.Технология, с. 204–207.

Dilthey U., Drepper M. Сенсорная система для сваркиленточным электродом в защитном газе в узкий зазор смагнитным отклонением дуги, c. 208–209.

Schreiber S. et al. Обучение помогает сократить дефекты,избежать аварий, снизить затраты: Ч. 3. Контактная сварка,с. 210–216.

Lorenz H. Точечная сварка вольфрамовым электродом взащитном газе — правильная форма точек, быстро, без на-пряжений, c. 218–220.

Veit W. Важные изменения в стандарте DIN 10 204 «Удос-товерения об аттестации», c. 224.

Schuster J. Все по-прежнему, но кое-что совершенноиначе. Ч. 2. Субъективные размышления о переработаннойверсии стандарта DIN EN 10025, c. 226–228.

Zwatz R. Вопросы к стандарту DIN EN 287-1, c. 230.

PRAKTIKER (Германия) 2005. — № 9 (нем. яз.)

Aretz H.-G. Риск или безопасность автогенных установок,с. 236.

Engindeniz E. Сварка плавящимся электродом в за-щитном газе бесшовной электродной проволокой. — Ч. 2.Примеры применения, с. 238–242.

Lutz W. Применение робота и offline-программированияпри сварке лопаток экскаватора, c. 244–248.

Trommer G. Из практики сварщиков на сдельной оплате.Применение процесса CMT (с переносом холодного металла)для сварки и пайки без разбрызгивания, c. 250–254.

Koch J. Ремонтная сварка паровых котлов, c. 256–257.Wilhelm G. Повышение производительности за счет

оптимального применения защитного газа, c. 258–259.Dilthey U., Sevim A. Сварочно-технологические и сенсор-

ные аспекты применения вращающихся горелок при сваркеплавящимся электродом в защитном газе, c. 261–262.

Buschhaus T., Seiler S. Роботизированная автогеннаярезка — экономична, c. 263–265.

Eisenbeis C. Пайка в защитном газе — стимул к поискуинновационного метода, c. 272–276.

9/2006 63

PRZEGLAD SPAWALNICTWA (Пoльша) 2005. — № 2-3 (пол. яз.)

Wlosinski W. et al. Диффузионный нагрев сплавов наоснове NiAl i Ni3Al со сталью St3S, c. 2–6.

Nowacki J., Rybicki P. Влияние защитного газа на гео-метрию шва, выполненного методом FCAW, на стали дуплексUNS S31803, c. 7–9.

Czuchryj J. et al. Процедура проб твердости сварныхсоединений, c. 10–12.

Gawrysiuk W. et al. Характеристика технологий дуговойавтогенной пайки MIG/MAG, c. 17–20.

Szymlek K., Cwiek J. Влияние микроструктуры стали18G2A на свариваемость, c. 21–23.

Pocica A., Nowak A. Польские мосты из стали, c. 24–26.

PRZEGLAD SPAWALNICTWA (Пoльша) 2005. — № 4-5 (пол. яз.)

Kiimpel A. et al. Механизм наплавки порошкообразныхматериалов лазером НРDL, c. 17–23.

Dobrzanski L. A., Klimpel A. et al. Механизм процессалазерной наплавки проволокой, c. 24–30.

Klimpel A. et al. Роботизированная МАГ наплавка порош-ковой металлокерамической проволокой Ni–WC, c. 32–37.

Klimpel A. et al. Влияние направления и угла наклонагорелки МАГ на качество и технологические свойства шва,выполненного металлокерамической проволокой, c. 38–44.

Klimpel A., Gorka J. Влияние техники наплавки метал-локерамической проволокой методом МАГ на качество мно-гослойного шва, c. 45–49.

Luksa K. Диагностика процесса сварки МАГ с искровымпереносом металла через дугу, c. 50–55.

Klimpel A. et al. Технология сварки МАГ и плазменнойсварки МАГ листов из стали Х6СrNiTi18-10, c. 56–64.

Czuprynski A., Gorka J. Ручная и механизированная плаз-менная наплавка порошкообразных материалов РТА на вра-щающиеся элементы, c. 65–68.

PRZEGLAD SPAWALNICTWA (Пoльша) 2005. — № 6 (пол. яз.)

Wolanski R. et al. Процедура испытаний сварныхсоединений на изгиб, c. 3–5.

Mirski Z., Granat K. История водной пайки медной про-водки и текущее состояние, c. 6–8.

RIVISTA ITALIANA DELLA SALDATURA (Италия) 2005. — An. LVII. — № 5 (итал. яз.)

JorI D., Musim M. Контактная сварка — преимуществаприменения постоянного тока средней частоты, с. 649–662.

Forchera R. Разные методы, используемые для выпол-нения предварительного нагрева и снятия напряжений присварке, c. 665–670.

Bertoni A. et al. Сталь марки 92 — разработка расходу-емых материалов и выбор способа сварки, c. 675–681.

Volpone M., Mueler S. M. Лазерная сварка и сваркатрением с перемешиванием — преимущества и ограниченияобеих технологий, c. 683–691.

Costa G., Peri F. Основные положения международногостандарта ISO 20807: 2004 для аттестации и сертификацииперсонала в области неразрушающего контроля, c. 693–698.

Rogante M. et al. Программа расчета распределения оста-точных напряжений в сварных соединениях, c. 701–705.

Farrar J. C. M. Современные супернержавеющие стали— разработка, области применения и свариваемость, c. 707–713.

Технология выполнения сварки ТИГ, c. 715–724.

SCHWEISSEN und SCHNEIDEN (Германия) 2005. — № 7 (нем. яз.)

Современная сварочная техника в производствеспортивных мотоциклов, с. 300.

Dobbelin R. et al. Снижение электромагнитной эмиссииустановок для контактной сварки, с. 306–316.

Gebert A. et al. Исследование технологии сварки твердыхматериалов на основе кремния для повышения износостой-кости, c. 317–322.

Dilthey U. et al. Лазерная сварка — сварка в защитныхгазах — применение гибридного способа открывает новыевозможности в производстве труб, c. 323–329.

Rickes B. Актуальное развитие международной стан-дартизации в области сварочных присадочных материалов, c.330–332.

Vin M. M. Титан — чрезвычайно перспективныйматериал, c. 332–334.

Работа службы информации — «Обзор литературы посварке и родственным способам», c. 334–342.

Zwatz R. Приварка шпилек — заседание ISO/TK 44/SC10WG 6 в феврале 2005 г. в Лондоне, c. 343.

SCHWEISS & PRUЕFTECHNIK (Австрия) 2005. — № 9 (нем. яз.)

Heinemann P. et al. Технологические и металлургическиеаспекты гибридной сварки соединений, c. 131–133.

58-я конференция МИС, c. 134–135.

IAS 50 — новая система ультразвукового контроля,c. 138.

Lutz W. Камера для роботизированной сварки сокращаетрабочее время, c. 140–142.

WELDING and CUTTING (Германия) 2005. — № 4 (англ. яз.)

Baumgart P. Алюминиевая и магниевая присадочные про-волоки для роботизированной сварки, с. 166–167.

Орбитальная сварка — решения поставленных при свар-ке задач, c. 176–178.

Smith F. Comeld — инновация для соединения ком-позиционных материалов с металлами, c. 182–186.

64 9/2006

Wegmann H. et al. Плазменная резка — экономическивыгодный процесс для малоуглеродистых и низколегирован-ных сталей, c. 191–194.

Bach F.-W. et al. Расчет поля течения в процессе подвод-ной дуговой сварки металлическим электродом, c. 200–206.

WELDING and CUTTING (Германия) 2005. — № 6 (англ. яз.)

Подводная точечная сварка, с. 294–295.Новые сварочные технологии немецкой фирмы TBi In-

dustries GmbH, c. 298–299.Новая технология приварки шпилек фирмы Soyer, Гер-

мания, c. 300–301.Международная выставка FABTECH и выставка Амери-

канского сварочного общества 2005 г. предлагают новые воз-можности, c. 302–308.

Международная ярмарка-выставка «Schweissen & Schne-iden 2005» — высокая оценка экспонентов, c. 310–311.

Knop N., Killing R. Высокотемпературная пайка оцинко-ванных листовых материалов с использованием дуги — на-дежный и экономически выгодный способ. Ч. 1, c. 312–315.

Morgenstern Ch. et al. Применение концепции микро-подложки при оценке усталостной прочности алюминиевыхсварных соединений AW-5083 (AlMg4.5Mn) and AW-6082T6(AIMgSi1 T6), c. 318–322.

Cramer H. Сварка сталей с повышенным содержаниемуглерода с помощью конденсаторной сварки и среднечастот-ной сварки, c. 328–333.

Howe A. M. et al. Круговое исследование методом prENISO/DIS 15011-4 для определения скорости выделения паров,образующихся при сварке от расходуемых материалов, c. 334–344.

Shi S. G. et al. Компенсация изменения зазора с помощьюадаптивного контроля при гибридном процессе сваркитолстолистовой стали, c. 345–350.

WELDING JORNAL (США) 2005. — Vol. 84, № 9 (англ. яз.)

Anderson T. Как избежать трещинообразованияалюминиевых сплавов, с. 25–27.

Wilson D. R. Модернизация — использование прозрачныхэкранов при сварке, c. 29–32.

Lazor R. et al. Замедленное разрушение в многопроход-ных сварных швах, c. 34–38.

Wheeler B. Безопасность гибких автоматизированныхучастков начинается по их границам, c. 39–41.

Робот повышает производительность изготовлениямотоциклов по специальному заказу, c. 43–45.

Защита сварщиков с головы до ног, c. 46–47.Выбор правильной поддержки для запястья, c. 48.Rani M. R. et al. Расчет соединений для ультразвуковой

сварки пластмасс, c. 50–54.Ramini N. M. de Rissone et al. Влияние защитных газов,

положения швов, количества проходов и энергии дуги насвойства цельносварного металла при использовании порош-ковой проволоки, c. 139–148.

WELDING JORNAL (США) 2005. — Vol. 84, № 10 (англ. яз.)

Flom Y. Пайка в космосе — преодоление будущих прег-рад, с. 25–29.

Siewert T. A. et al. Разработка веб-сайта с данными побессвинцовым припоям, c. 30–31.

Shapiro A. E. Высокотемпературная пайка магниевыхсплавов и композиционных материалов на основе магния, c. 33–43.

Perricone M. J. Новейшая технология ионно-лучевогоизмельчения помогает идентифицировать фазовые превра-щения, c. 44–49.

Campbell K. Студенты проводят эксперименты по сваркев космосе, c. 80–84.

Сварка труб — основа для создания вашего собственногомотоцикла, c. 85–90.

Swearingen J., Carter J. Как выбрать защитные перчаткидля сварки, c. 91–94.

Poorhaydari K. et al. Оценка скорости охлаждения присварке толстолистового и тонколистового металла с проме-жуточной толщиной, c. 149–155.

Jenkins N. T. et al. Распределение размера частиц в дымах,образующихся при сварке плавящимся электродом в средезащитного газа и при дуговой сварке порошковой проволокой,c. 156–163.

WELDING JORNAL (США) 2005. — Vol. 84, № 11 (англ. яз.)

Bruce W. A. Простой подход к ремонтным работам тру-бопроводов без прекращения эксплуатации и ремонтная свар-ка патрубков, с. 40–45.

Siewert T. et al. Что следует предпринять для восстанов-ления ваших мостов, c. 47–49.

Wallis C. A. Оптимальное распределение мощности приэкономичных сварочных процессах, c. 50–53.

Perez-Guerrero F., Liu S. Техобслуживание и ремонтнаясварка в открытом море, c. 54–59.

Vel Murugan V., V. Gunaraj. Влияние параметров про-цесса на угловую деформацию толстолистовой конст-рукционной стали после дуговой сварки металлическим элек-тродом в среде защитного газа, c. 165–171.

Marya M., Gayden X. Q. Разработка требований для кон-тактной точечной сварки двухфазных сталей (DP600), c. 172–182.

ZVARANIE-SVAROVANI (Словакия) 2005. — Roc. 54. — № 8 (cлов. яз.)

Hrivnak I. Металлургические аспекты сварки порошко-вой электродной проволокой, c. 201–205.

Trube S., Amman T. Защитные газы для сварки и форми-рование корня шва на хромоникелевых сталях, c. 206–208.

Varga A. Комплексные технологии резки материалов, c. 209–211.

9/2006 65

УДК 621.791.009(100)

ТЕХНИЧЕСКИЙ СЕМИНАР НА КАХОВСКОМ ЗАВОДЕЭЛЕКТРОСВАРОЧНОГО ОБОРУДОВАНИЯ

5 июня 2006 г. на ОАО «Каховский завод электрос-варочного оборудования» (КЗЭСО) состоялся тради-ционный семинар «Железнодорожный транспорт —сварка 2006». В нем приняли участие свыше 30 ве-дущих специалистов, представляющих вагонострои-тельные, вагоноремонтные, тепловозо- и электровозос-троительные и ремонтные заводы Украины (г. Нико-поль, Жмеринка, Днепропетровск, Кременчуг, Керчь,Львов, Луганск, Мариуполь, Стаханов) и России(г. Росславль, Брянск). В семинаре приняли участиетакже руководство Общества сварщиков Украины,«Международной ассоциации сварка», журналов «Ав-томатическая сварка» и «Сварщик», Луганского аттес-тационного центра и представители КЗЭСО — руко-водители и главные специалисты основных служб за-вода.

Главная цель семинара — ознакомление специалис-тов сварочных служб предприятий с деятельностьюКЗЭСО по совершенствованию и расширению номен-клатуры выпускаемой ими продукции, с достижениямив части повышения уровня организации и культурыпроизводства, технической оснащенности предприя-тия, а также учета предприятием в ближайшей перс-пективе замечаний и пожеланий, высказанных потре-бителями продукции на семинаре.

Открыл работу семинара главный инженер ОАО«КЗЭСО» В. И. Окул. Он кратко ознакомил слуша-телей семинара с основными макроэкономическимипоказателями деятельности КЗЭСО за последний год.Было отмечено, в частности, что завод сохранил чис-ленность работников (2300 чел.), выполнил в 2005 г.план на 104 % по сравнению с 2004 г. Благодаря уси-лиям конструкторского отдела, технических служб иотдела продаж значительно возрос выпуск полуавто-матов КП-015 (для автомобильной промышленности),источников питания для полуавтоматов КИГ-303, КИГ-602, выпрямителей многопостовых КИМ-1201 для руч-ной дуговой сварки покрытыми электродами. Налаженвыпуск машин ТС-011 для контактной стыковой свар-ки арматуры из низколегированных, высокопрочныхнержавеющих сталей и алюминиевых сплавов.

Большое внимание на заводе уделяется повышениюдоли импортных комплектующих деталей и узлов, ис-пользуемых в производстве оборудования для дуговойсварки. В частности, широкое применение получили,например, пускорегулирующие устройства фирмы«Klos».Машины для контактной сварки. На «Укрзалізни-

цю» поставлена передвижная рельсосварочная уста-новка с машиной К-022-1. Будет изготовлен передвиж-ной рельсосварочный комплекс КРС-1. «Укрзалізниця»имеет намерение приобрести специализированные ус-тановки для вырезки, очистки и укладки щебня пристроительстве и ремонте железнодорожных полотен спроизводительностью 1000 м3/ч.

Затем участники семинара совершили экскурсию поосновным цехам КЗЭСО, где специалисты завода про-демонстрировали возможности выпускаемого ими обо-рудования для дуговой и контактной сварки, ответилина возникшие вопросы.

Семинар был продолжен выступлением главногоконструктора завода С. В. Духа. Он подробно осветили продемонстрировал основные этапы и новейшее вчасти производства электросварочное оборудование погруппам: источники питания, полуавтоматы, контакт-ные точечные машины, машины для контактной сваркисопротивлением. Отметил, что все корпусные деталиоборудования с толщиной стенки не более 3 мм го-товятся с использованием оборудования с ЧПУ фирмыTrump. На ней осуществляется прошивка, а также гиб-ка деталей. Все элементы силовой цепи проходятдвухстадийную вакуумную пропитку. Завод постояннорасширяет типовой ряд источников питания: классси-ческие вентильные (типа ВС-300) и классические уп-равляемые (тиристорные). Производят также много-постовые источники (КИМ 601 и КИМ 1201). Созданспециальный источник для особосложных условий эк-сплуатации (в шахтах — КАЭС 401). По заказу ме-таллургической промышленности разработан источникдля электрошлакового переплава — КИУ 2000.В части производства полуавтоматов для дуговой

сварки акцент делается на повышение качества и со-вершенствование конструкции оборудования с учетомспецифики производств в судостроении, вагоностро-ении, автомобильной промышленности. Поэтому спе-циалисты КЗЭСО постоянно изучают рынок отдельныхотраслей. Этой же задачей служит и проводимый се-минар. КЗЭСО стал активно применять комплектую-щие изделия известных фирм, особенно в части оп-тимизации конструкций полуавтоматов и использова-ния надежных систем управления. Как результат —создание серии полуавтоматов КП017, КП018, КП019с унифицированной комплектакцией и единой схемойуправления.

Контактные точечные машины в настоящее времяукомплектованы регуляторами цикла сварки фирмы«Serratron» (Испания). КЗЭСО намерено использоватьих также в машинах для шовной сварки и контактнойсварки сопротивлением.

66 9/2006

В заключение работы семинара его участники выс-казали ряд пожеланий в адрес КСЭЗО. Среди них: не-обходимость разработки и использования в оборудо-вании для дуговой сварки систем слежения при вы-полнении криволинейных швов, стандартизации ис-пользуемых в оборудовании цифровых индикаторов иучастие в разработке методики метрологического кон-троля за их состоянием, разработки полуавтоматов длясварки с контролируемым переносом электродного ме-талла (аналога СМТ-процесса фирмы «Фрониус»), ат-

тестации всех видов источников и полуавтоматов насоответствие требованиям Руководящего документаРоссии. Выступающие высказали также пожелания поснижению стоимости оборудования, усилению автор-ского надзора за результатами использования новыхобразцов оборудования на производствах, более тща-тельной проверки сопроводительной технической до-кументации на ее соответствие реализуемому обору-дованию.

В. Н. Липодаев, д-р техн. наук

11 сентября исполнилось 80 летВиктору Петровичу Лозовскому,кандидату технических наук, из-вестному специалисту в областипроизводства сварных конструк-ций, нашедших широкое приме-нение в судостроении, ракетост-роении, авиационной технике, атакже разработки технологии иоборудовании для точечной свар-ки многослойных конструкций.

Свою трудовую деятельностьВ. П. Лозовский после окончания Киевского политех-нического института начал на «Заводе «Ленинская куз-ница» мастером производственного корпусного цеха,а в 1956 г. перешел работать в Институт электросваркиим. Е. О. Патона, с которым связано 50 лет его тру-довой деятельности. В 1976 г. защитил кандидатскую

диссертацию. Работал старшим научным сотрудником,заведующим сектором.

За годы инженерной и научной деятельности им по-лучены весомые результаты в области технологии из-готовления сварных конструкций. Так, на Днепропет-ровском заводе металлических конструкций внедреналиния по производству двутавровых балок путем мно-годуговой сварки; на Днепродзержинском вагоностро-ительном заводе внедрена сварка расщепленным элек-тродом. В. П. Лозовский принял активное участие вразработке серии стандартов по дуговой сварке плав-лением под слоем флюса. Большой вклад он внес вразработку технологии и оборудования для точечнойсварки многослойных конструкций, что позволило ре-шить ряд конструкторских задач, уменьшить весовыехарактеристики сварных конструкций в 3-4 раза. В.П. Лозовский автор более 50 печатных работ, 25 ав-торских свидетельств.

8 сентября 2006 г. исполнилось50 лет Олегу Григорьевичу Лев-ченко, известному специалисту вобласти охраны труда и экологиив сварочном производстве, док-тору технических наук. Свою на-учную деятельность он начал вИЭС им. Е. О. Патона в 1980 г.после окончания Киевского по-литехнического института. Здесьон прошел путь от инженера дозаведующего отделом проблем

охраны труда и экологии в сварочном производстве. Основные направления научной деятельности О. Г.

Левченко связаны с созданием теоретических основпроцессов образования сварочных аэрозолей; исследо-ванием гигиенических характеристик процессов свар-ки, сварочных материалов и способов сварки; разра-боткой методов и средств нейтрализации вредных ве-ществ, поступающих в воздух производственных по-мещений, технологических и санитарно-техническихмероприятий по минимизации вредных выделений ввоздух рабочей зоны; исследованием фильтрующихматериалов для средств защиты сварщиков и окружа-

ющей среды; созданием новых высокоэффективныхсредств местной вентиляции и индивидуальной защи-ты. С его участием создана информационно-поисковаясистема гигиенических характеристик сварочных ма-териалов ECO-WELD (Экология сварки), представля-ющая собой базу данных о сварочных аэрозолях, ометодах и средствах защиты сварщиков и окружающейсреды. Разработаны технологические рекомендации посовершенствованию сварочных материалов и техноло-гий сварки, а также санитарно-технические меропри-ятия. Для нейтрализации вредных веществ выполненыисследования и выбор фильтрующих материалов раз-личных видов с целью применения в системах местнойвентиляции и средствах индивидуальной защиты ор-ганов дыхания сварщиков. С участием О. Г. Левченкоразработаны новые модели средств местной венти-ляции и индивидуальной защиты органов дыхания, ор-ганизовано серийное производство вентиляционных ифильтровентиляционных агрегатов марки «ТЕМП».

По результатам выполненных научных исследова-ний О. Г. Левченко в 1988 г. защитил кандидатскую,а в 2002 г. — докторскую диссертацию. Он автор более140 печатных работ: статей, книг, изобретений, нор-мативных документов, учебного пособия.

НАШИ ПОЗДРАВЛЕНИЯ!

9/2006 67

68 9/2006

9/2006 69

СОВРЕМЕННЫЕ ПРОБЛЕМЫ СВАРКИИ РОДСТВЕННЫХ ТЕХНОЛОГИЙ,

СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ПОДГОТОВКИ КАДРОВ2-я Международная научно-методическая конференция

11—14 сентября 2006 г. г. Мариуполь

Организаторы

Министерство образования и науки Украины Общество сварщиков Украины УНЦ «НАУКА. ТЕХНИКА. ТЕХНОЛОГИЯ» Приазовский ГТУ ОАО «Азовмаш» ОАО «Сталькон»

Программа конференции (пленарные и секционные заседания)

Повышение качества и эффективности процессов сварки и других родственных технологий

Проблемы проектирования, изготовление и эксплуатации сварных конструкций Система сертификации продукции сварочного производства Проблемы совершенствования подготовки кадров в условиях многоуровневой

системы высшего образования

Справки по тел.: (0629) 31 69 70, 31 65 79, 31 65 86

70 9/2006

Научно-технические журналыИЭС им. Е. О. Патонаhttp://www.nas.gov.ua/pwj

«Автоматическая сварка», 12 номеров в год,издается с 1948 г. В журнале представленаразнообразная научно-техническая информацияпо сварке, наплавке, резке, пайке и нанесениюзащитных покрытий; производственный опытприменения современных технологий длясоединения материалов и восстановленияизделий; сведения о новых книгах и патентах;обзорная информация о профильных выставках иконференциях; банк производителей товаров иуслуг на рынке сварочного производстваУкраины и России.Тел.: (38044) 287—63—02, 529—26—23

«Техническая диагностика и неразрушающийконтроль», 4 номера в год, издается с 1989 г. Вжурнале представлены последние достижения вобласти технической диагностики инеразрушающего контроля (акустическоеизлучение, магнитные, радиоволновые,термические, оптические, радиационные идругие методы). Широко освещаются методикиоценки и прогнозирования разрушений всварных конструкциях.Тел.: (38044) 271—23—90, 529—26—23

«Современная электрометаллургия», 4 номерав год, издается с 1985 г. В журнале освещаютсяразработки в области электрошлаковой,электронно-лучевой и плазменно-дуговойтехнологий, вакуумно-дугового переплава ииндукционной плавки, а также в областивнепечной обработки стали, энерго- иресурсосберегающих металлургическихтехнологий и др. До 2002 г. журнал издавалсяпод названием «Проблемы специальнойэлектрометаллургии».Тел.: (38044) 528—34—84, 529—26—23

«The Paton Welding Journal», 12 номеров в год.Полный перевод на английский язык журнала«Автоматическая сварка».Тел.: (38044) 287—63—02, 529—26—23

«Advances in Electrometallurgy», 4 номера в год.Полный перевод на английский язык журнала«Современная электрометаллургия».Тел.: (38044) 528—34—84, 529—26—23

На официальном сайте журналов www.nas.gov.ua/pwj приведены рефераты опубликованных статей с 2000 г.

Подписка по каталогам подписных агентств,а также через редакцию

Адрес редакций журналов:03680, г. Киев, ул. Боженко, 11 Тел./факс: (38044) 271-24-03, 529-26-23,528—04—86E-mail: journal@paton.kiev.ua

9/2006 71

Если Вас заинтересовало наше предложение по оформлению подписки непосредственночерез редакцию, заполните, пожалуйста, купон и отправьте заявку по факсу или элек-тронной почте. Телефоны и факсы редакции журнала «Автоматическая сварка»: тел.: (38044) 287—63—02,271—24—03, 529—26—23, факс: (38044) 528—34—84, 528—04—86, 529—26—23.Подписку на журнал «Автоматическая сварка» можно также оформить по каталогамподписных агентств «Пресса», «Идея», «Саммит», «Прессцентр», KSS, «Блицинформ», «Мер-курий» (Украина) и «Роспечать», «Пресса России» (Россия)

ПОДПИСКА – 2007 на журнал «Автоматическая сварка»

Стоимостьподписки

через редакцию*

Украина Россия Страны дальнего зарубежья

на полугодие на год на полугодие на год на полугодие на год

180 грн. 360 грн. 1980 руб. 3960 руб. 78 дол. США 156 дол. США

*В стоимость подписки включена доставка заказной бандеролью.

ПОДПИСНОЙ КУПОНАдрес для доставки журнала

Срок подписки с 200 г. по 200 г. включительноФ. И. О.КомпанияДолжностьТел., факс, E-mail

Обложка наружная, полноцветнаяПервая страница обложки(190 190 мм) — 500 $Вторая страница обложки(200 290 мм) — 350 $Третья страница обложки(200 290 мм) — 350 $Четвертая страница обложки(200 290 мм) — 400 $Обложка внутренняя,полноцветнаяПервая страница обложки(200 290 мм) — 350 $Вторая страница обложки(200 290 мм) — 350 $Третья страница обложки(200 290 мм) — 350 $Четвертая страница обложки(200 290 мм) — 350 $

Внутренняя вставкаПолноцветная (200 290 мм) — 300 $Полноцветная (разворот А3)(400 290 мм) — 500 $Полноцветная (200 145 мм) 150 $Черно-белая (170 250 мм) — 80 $Черно-белая (170 125 мм) — 50 $Черно-белая (80 80 мм) — 15 $• Оплата в гривнях или рублях РФ поофициальному курсу.• Для организаций-резидентов Укра-ины цена с НДС и налогом на рекламу.• Статья на правах рекламы — 50%стоимости рекламной площади.• При заключении рекламных контрак-тов на сумму, превышающую 1000 $,предусмотрена гибкая система ски-док.

Технические требования крекламным материалам• Размер журнала после обрези200 290 мм.• В рекламных макетах, для текста, логотипов и других элементов, необ-ходимо отступать от края модуля на5 мм с целью избежания потери частиинформации.Все файлы в формате IBM РС• Corell Draw, версия до 10.0• Adobe Photoshop, версия до 7.0• QuarkXPress, версия до 5.0• Изображения в формате TIFF, цвето-вая модель CMYK, разрешение 300 dpi.• К файлам должна прилагаться рас-печатка (макеты в формате Wоrd непринимаются).

Подписано к печати 11.07.2006. Формат 60 84/8. Офсетная печать.Усл. печ. л. 7,8. Усл. кр.-отт. 8,3. Уч.-изд. л. 8,9 + 2 цв. вклейки.Цена договорная.Печать ООО «Фирма «Эссе». 03142, г. Киев, просп. Акад. Вернадского, 34/1.

© Автоматическая сварка, 2006

РЕКЛАМА в журнале «Автоматическая сварка»

72 9/2006