1

РЕЗЮМЕ

на научните трудове на доц. д-р инж. Теофил Ямболиев, кандидат за заемане на академична длъжност „професор” в конкурс, обявен в Д. в. бр. 20/07.03.2014 г.

І. МОНОГРАФИЧЕН ТРУД „Изследване на ВИГ заваряване с постоянен и импулсен ток на неръждаеми

стомани» Неръждаемите стомани са широко използван материал за производство на метални

конструкции чрез електродъгово заваряване. То уврежда материала на завареното съединението и може да понижи товароносимостта му под тази на основния метал1. За да се притъпи това неблагоприятно въздействие е необходимо заваряването да се извърши с висококонцентриран енергиен източник. Такава възможност предоставя импулсният метод ВИГ. Приложението му в България изостава от равнището му в развитите страни, въпреки явните предимства, които засега остават неоползотворени. Настоящото изследване е крачка в посока към запълване на съществуващата празнина.

1. Литературен обзор Представени са особеностите на аустенитните, мартензитните и феритните стомани

чрез диаграмите на състоянието им. От диаграмите произтичат температурните условия за обработка на стоманите и работните условия за металните конструкции. Разискват се метод ВИГ и негови разновидности като универсален за заваряване на неръждаеми стомани.

Влиянието на термичния цикъл при ВИГ и ИВИГ заваряване върху свойствата на съединението е разгледано по отношение на следните показатели: линейна енергия, геометрия и микроструктура на съединението, устойчивост срещу горещи пукнатини, склонност към отделяния на нови фази, остатъчни напрежения и деформации, механични свойства и устойчивост срещу корозия.

От литературния обзор следват изводите: 1. Линейната енергия при ИВИГ заваряване възлиза на 64-90 % от тази на метод ВИГ.

Чрез регулиране на формата и продължителността на импулса могат да се понижат съществено енергийните разходи за заваряване.

2. При еднаква линейна енергия на ВИГ и ИВИГ заваряване импулсният метод понижава коефициента на формата на шева благодарение на увеличена дълбочина на провара. С най-силно влияние върху геометрията на шева и коефициента на формата се отличава комбинацията от параметри: ниска честота, голям импулсен ток и повишена продължителност на импулса.

3. Нееднозначни и противоречиви са резултатите за влиянието на честотата на импулса върху геометрията на заваръчната вана, коефициента на формата на шева и ширината на ЗТВ.

4. Чрез замяна на ВИГ с ИВИГ се постига непрекъснато изменение в геометрията на ваната, посоката на температурния градиент, повишени скорост на охлаждане и скорост на кристализация. Като следствие от тази замяна в микроструктурата е установено: 1 Използвани съкращение: ИВИГ – ВИГ с импулсен ток; ОМ – основен метал; МШ – метал на шева; ЗТВ – зона на термично влияние; МКК – междукристална корозия

2

- издребняване на зърното в МШ с 25-50 % и в ЗТВ с нарастване на импулсния ток и честотата на импулса;

- замяна на едрата дендритна субструктура с фини дендрити; - частично или пълна замяна на транскристализационната зона в МШ с равноосни

зърна; - намаляване ширината на ЗТВ; - поява на възможност за контролиране на сегрегацията; - понижена склонност на МШ към горещи пукнатини; - отделяне на нови фази, равномерно разпределени в обема на зърното в шева, за

разлика от съсредоточените по границите на зърната при ВИГ заваряване, които понижават жилавостта;

- налице е възможност за влияние върху количеството на ферита в МШ на аустенитните и дуплекс стоманите.

5. Якостта на опън, относителното удължение и жилавостта на удар на образци, заварени чрез ИВИГ, превишават тези на образци, получени по методи ВИГ и МИГ съответно с 8 % и 25 %. Измежду образците, заварени по различни методи в инертна газова среда, ИВИГ образците притежават най-високо съпротивление срещу умора.

6. Заваряване с повишени стойности на параметрите честота на импулса, продължителност на паузата между импулсите и отношение между импулсния и фоновия ток понижава остатъчните заваръчни напрежения в съединението с 19-22 %.

7. Установена е сложна зависимост на скоростта на корозия от честотата и големината на импулсния ток при ИВИГ заваряване. Скоростта на корозия достига минимум при 6 хц. Най-силно влияние върху скоростта на корозия оказва импулсният ток, следвано от влиянието на честотата. Фоновият ток и относителната продължителност на импулса играят второстепенна роля.

8. Съществена част от направените изследвания се отнася до заваряване на аустенитна стомана 304. Твърде ограничено внимание е отделено на други марки аустенитни стомани, независимо от широкото им приложение за заварени съоръжения. Оскъдни са данните за заваряване на мартензитни и феритни неръждаеми стомани, които благодарение на по-ниската си себестойност, са перспективни материали за метални конструкции.

9. ВИГ заваряване на феритните стомани предизвиква прегряване и уедряване на зърната в шева и ЗТВ и понижава жилавостта до окрехкостяване. Тъй като тези стомани не претърпяват фазово превръщане при охлаждане до стайна температура, издребняване на зърната след заваряване е практически невъзможно. Затова прилагане на нискоенергийното ИВИГ заваряване създава предпоставки за противодействие на уедряването и поддържане на ниско ниво на остатъчните заваръчни напрежения.

10. Въпреки безспорните предимства на ИВИГ заваряването като технология за производство и ремонт на метални конструкции, липсват данни за практическото му приложение в България.

2. Цел и задачи на изследването Цел на настоящата работа е: Разработване на технология за импулсно ВИГ заваряване на неръждаеми

стомани – аустенитни, мартензитни и феритни, и изследване свойствата на заварените съединения

3

За постигане на целта е необходимо да бъдат изпълнени следните основни задачи: 2.1 Разработване на методика на изследванията 2.2 Заваряване на пробни тела 2.3 Изпитване на заварените съединения 2.4 Анализ на резултатите 2.5 Изводи 3. Методика Използвани са планки с размери 200х75 мм и 200х20 мм с дебелина 2 мм от

аустенитни стомани 1.4301и 1.4404 и феритна стомана 1.4016, както и планки с дебелина 1,6 мм от мартензитна стомана 1.4021 по EN 10088-2 с химически състав според табл. 3.1.

Таблица 3.1 Химически състав, %

Стомана С Si Mn S P Cr Ni Мо N 1.4301 0.05 0.42 1.61 0.003 0.027 18.1 8.1 - 0.042 1.4404 0.017 0.54 1.76 0.002 0.034 16.9 10.1 2.06 0.045 1.4016 0,064 0,22 0,30 0,03 0,04 16,8 0,3 0,02 - 1.4021 0,26 1 1 0,03 0,04 13,2 - - -

Заваряването е в среда от Ar без добавъчен метал с токоизточник Kempi Mastertig

2300 MLSTM ACDC и ториран W-електрод WT20 с диаметър 2,4 мм. Дължината на дъгата е равна на 2 мм. Дебит на защитния газ: лице на шева - 6-9 л/мин, корен на шева – 5,5 л/мин. Данни за режимите на заваряване за отделните материали се съдържат в т. 4-7.

Първоначално се разработва режим за метод ВИГ, който става базов за определяне на режим за ИВИГ. ИВИГ режимът се оптимизира чрез ДФЕ и движение по градиента на функцията на отклика.

Критерии за качество на заварените съединения са геометрията на шева, видът и количеството на заваръчните несъвършенства по БДС ISO 5817, микроструктурата на шева, ЗТВ и ОМ, механичните свойства и устойчивостта срещу обща и междукристална корозия.

4. Заваряване на аустенитна стомана 1.4301 От проведените изследвания и резултатите, получени за ВИГ и ИВИГ заваряване на

стомана 1.4301, могат да бъдат направени следните изводи: 4.1 Чрез еднофакторен експеримент на основата на режими за ВИГ заваряване са

установени предварителни режими за ИВИГ заваряване. Определени са областите за изменение на параметрите на режима, в които ИВИГ е устойчив процес и осигурява плътен шев. Геометрията на шева отговаря на изискванията на ISO 5817, ниво В и С. Якостта на ИВИГ съединенията е по-висока от тази на ВИГ съединенията, а пластичността им е приблизително еднаква [1.2].

4.2 Чрез ДФЕ 24-1 е получено е уравнение на регресия. След движение по направление на градиента на функцията е постигнат оптимален режим за ИВИГ заваряване на челни съединения с пълен провар, който осигурява шев с минимална площ на напречното сечение. Геометрията на шева и резултатите от неразрушаващия контрол удовлетворяват изискванията на БДС EN ISO 5817, ниво В [1.3].

4

4.3 Постигнати са отлични механични свойства на ИВИГ заварените съединения. Якостта на опън на ИВИГ съединенията е с 3-5 % по-висока от якостта на ОМ и с 11 % по-висока от якостта на съединенията, заварени по метод ВИГ. Относителното удължение на ИВИГ образците е 94-100 %, а напречното им свиване – 89-100 % от едноименните характеристики от ОМ. Разрушаването протича в ОМ. Микротвърдостта на МШ на ИВИГ съединенията достига 334 НV0,1 срещу 150 НV0,1 на ОМ и 250 НV0,1 на съединения, заварени по метод ВИГ [1.11].

4.4 Структурата на МШ е аустенито-феритна. По морфологията си феритът е скелетообразен и перест със съдържание 1-6 %. Ломът еямковиден и се дължи на жилаво транскристално разрушаване през аустенитните зърна, което следва феритните образувания [1.11, 1.14].

4.5 Морфологията на остатъчния ферит – скелетообразен и перест, и издребненото зърно в шева на аустенитните стомани компенсират негативното влияние на лятата му структура и упражняват уякчаващо действие, което е по-силно от ефекта на деформационната текстура в ОМ [1.11].

4.6 Овалните тела – твърди фази, установени в ямките на лома на ОМ и на МШ, са неметални включвания, внесени от ОМ. Те са продукт на дезоксидиране и обезсеряване при производство на стоманата, не се дължат на заваряването и не се влияят от него. Връзката им с матрицата е отслабена. При натоварване с надкритично напрежение в околността им възникват микропукнатини. Те прерастват в пори, които след разрушаването си придават ямковидна форма на лома 1.11, 1.14].

4.7 Отношението на линейната енергия на оптималния за ИВИГ заваряване режим и линейната енергия за ВИГ заваряване на режим е 0,878, т. е. при равни условия чрез замяна на ВИГ с ИВИГ заваряване може да бъде спестена 12,2 % от вложената електроенергия за постигане на еднакъв резултат [1.3].

4.8 По относителна загуба на маса като критерий за склонност към обща корозия след заваряване образците се нареждат в следния низходящ ред: ИВИГ образци, ВИГ образци, образци от ОМ. Разликата в относителната загуба на маса между заварените образци е несъществена [1.8].

4.9 По относителна загуба на маса след заваряване и провокиращо отгряване образците се нареждат в следния низходящ ред: ВИГ образци, ИВИГ образци, образци от ОМ. Провокиращото отгряване увеличава загубата на маса в сравнение с тази на нетермообработените образци, както следва: основен метал - до 1,8 пъти, ИВИГ образци - до 3,1 пъти, ВИГ образци – до 5,7 пъти. Загубата на маса на ИВИГ образците съставлява 75-79 % от тази на ВИГ образците и остава постоянна по време на изпитването [1.8].

4.10 След изпитване на огъване на образците до ъгъл 180о с поансон с радиус на закръгление, равен на дебелината на листа, пукнатини отсъстват. В микроструктурата на заварените нетермообработени образци не са установени признаци за МКК. Следователно по критериите на БДС EN ISO 3651-2, използвани в производството на метални конструкции, заварените съединения са устойчиви срещу МКК [1.8].

4.11 Чрез плътността на корозионния ток, който е мярка за скорост на МКК при електрохимичното изпитване, е установена начална склонност към МКК след заваряване, по която образците се подреждат в следния низходящ ред: ВИГ образци, ИВИГ образци, основен метал [1.8].

4.12 Провокиращото отгряване повишава плътността на корозионния ток, като в най-значителна степен е засегнат основният метал. В областта на критичния електроден потенциал скоростта на МКК на ИВИГ образците е с около 25 % по-ниска от измерената за ВИГ образците, т. е. заваряването с импулсна дъга понижава склонността към МКК в

5

сравнение със заваряването с обикновена дъга. По границите на зърната в зоната на прегряване са установени богати на Cr фази – вероятно карбиди, които потвърждават начално развитие на МКК [1.8, 1.12].

4.13 Изпитването по БДС EN ISO 3651-2 позволява качествено определяне на склонността към МКК, при положение че е в напреднал стадий от развитието си с нанесени поражения в структурата на ЗТВ. Разпознаването и оценяването й е плод на субективна оценка. Електрохимичните методи разполагат с количествен критерий - плътност на корозионния ток като мярка за скоростта на МКК. Измерването на плътността на тока осигурява висока точност и позволява разкриване на корозионния процес още в неговия зародиш [1.8].

5. Заваряване на аустенитна стомана 1.4404 От проведените изследвания и резултатите, получени за ИВИГ заваряване на стомана

1.4404 могат да бъдат направени следните изводи: 5.1 На основата на режими за ВИГ заваряване чрез еднофакторен експеримент са

установени предварителни режими за ИВИГ заваряване. Определени са областите за изменение на параметрите, в които импулсното заваряване е възможно и осигурява плътен шев. Геометрията на шева отговаря на изискванията за качество на БДС EN ISO 5817, ниво С и D [1.4].

5.2 Чрез ДФЕ24-1 е получено е уравнение на регресия. С движение по направлението на градиента на функцията на отклика е постигнат оптимален режим за ИВИГ заваряване на челни съединения с пълен провар без подложка, който осигурява шев с минимална площ на напречното сечение. Геометрията на шева и резултатите от неразрушаващия контрол удовлетворяват изискванията за качество на БДС EN ISO 5817, ниво В [1.7].

5.3 Постигнати са отлични механични свойства на импулсно заварените съединения. Якостта на опън на ИВИГ съединенията е с 4 % по-висока от якостта на ОМ и с 6 % по-висока от якостта на съединенията, заварени по метод ВИГ. Относителното удължение на ИВИГ образците е 94-100 %, а напречното им свиване – 89-100 % от едноименните характеристики от ОМ. Разрушаването протича в ОМ. Максималната микротвърдост на заварените съединения е изравнена с тази на ОМ: в МШ - 256 НV01, в ЗТВ - 210 НV0,1 [1.13].

5.4 Структурата на МШ е аустенито-феритна. По морфология остатъчният ферит е вермикулярен и перест с дял 2-6 %. Металът на шева е изграден от транскристализационна зона и равноосни зърна по оста на шева [1.1, 1.4, 1.13].

5.5 Отношението на линейната енергия 154,52 кдж/м на оптималния за ИВИГ заваряване режим 7 от табл. 25, и линейната енергия 172,85 кдж/м за ВИГ заваряване на режим № 4 - І=100 а, U=10,7 в, v=3,5 мм/с от табл. 19, е 0,894, т. е. чрез замяна на ВИГ с ИВИГ заваряване при равни останали условия може да бъде спестена 10,6 % от вложената електроенергия за постигане на еднакъв резултат [1.7, 1.17].

5.6 Овалните фази, установени в ямките на лома на ОМ и на МШ, са карбиди, оксиди, сулфиди и др. и се дължат на металургичния процес за производство на стоманата. Те не са продукт на заваряването и не са повлияни от него [1.13].

5.7 ВИГ и ИВИГ заваряване ускоряват склонността към обща корозия в сравнение с тази на ОМ. Относителната загуба на маса при ИВИГ образците съставлява 84-92% от тази на ВИГ образците и е с 10-30 % по-голяма от тази на ОМ. Отсъстват пукнатини и съществени изменения в структурата на образеца, характерни за МКК. По критериите на БДС EN ISO 3651-2, използвани в производството, заварените съединения са устойчиви срещу МКК [1.15, 1.17].

6

5.8 След провокиращо отгряване по относителна загуба на маса и скорост на МКК, установена по електрохимичен път, образците се подреждат в следния низходящ ред: ВИГ образци, ИВИГ образци, образци от ОМ. Загубата на маса на ИВИГ образците съставлява 89-93 % от тази на ВИГ образците. По критериите на БДС EN ISO 3651-2 заварените съединения са устойчиви срещу МКК [1.15].

5.9 След провокиращо отгряване по границите на зърната в зоната на прегряване на ВИГ и ИВИГ образците остатъчният ферит е заменен частично с нови фази, вероятно Cr-карбиди, които придават на метала склонност към МКК [1.17].

5.10 Изпитването чрез електрохимична корозия е мощно средство за идентифициране на склонност към МКК още в нейния зародиш. Разпознаването й е непостижимо за критериите на БДС EN ISO 3651-2 [1.15, 1,17].

5.11 При ИВИГ заваряване с постоянна големина на средния ток и постоянни фонов ток или продължителност на импулса качествен заваръчен шев се получава с минималната стойност на импулсния ток. Повишаване на импулсния ток предизвиква нарастване на напрежението на дъгата, линейната енергия и площта на шева до 10 % в зависимост от режима. Възниква вдлъбване по лицевата страна и провисване на корена на шева, които пораждат концентрация на напрежение [моногр., с. 128-132].

5.12 ИВИГ заваряване с постоянна големина на средния и импулсния ток и променливи фонов ток и продължителност на импулса не предизвиква изменение в напрежението на дъгата и линейната енергия. Получава се качествен заваръчен шев [моногр., с. 128-132].

5.13 При вариране на параметрите на импулсния ток микротвърдостта, измерена в МШ, се изменя в границите 185-279 НV0,1, с което се гарантира висока жилавост на заварените съединения [моногр., с. 132].

5.14 При заваряване с постоянни честота на импулса и дължина на дъгата напрежението й се колебае около средна стойност в границите ±0,5-0,8 в [моногр., с. 128-132].

5.15 С повишаване на честотата от 1 хц до 10 хц напрежението на дъгата и линейната енергия на заваряване се повишават с 6,6 %. Въпреки това ширината на шева и площта на напречното му сечение намаляват с 26-29 %, а заедно с тях - и ширината на ЗТВ. Решаваща роля за размерите на шева играе не топлинната мощност на дъгата, а количеството топлина, внесена по време на един импулс. Количеството на остатъчния ферит в МШ е 4-5,5 % и не се влияе от честотата на импулсите [моногр., с. 134-136].

5.16 Изведена е аналитична зависимост между честотата на импулсите и степента на припокриване при различно отношение на скоростта на заваряване и дължината на заваръчната вана. Степента на припокриване се повишава с честотата на импулсите [моногр., с. 140].

5.17 Увеличаването на степента на припокриване между последователните вани в процеса на импулсно заваряване влияе благоприятно върху формата на зърната, разпределението на сегрегатите в шева и обема натермообработения метал в непретопените участъци на предходната вана. Степен на припокриване, не по-малка от k=0,7, гарантира претопяване на кратера в предходната вана и понижаване надрезното действие на грапавините по повърхността на шева [моногр., с. 139-141].

5.18 Изследвано е ИВИГ заваряване в среда Ar+4 % H2 на стомани 1.4301 и 1.4404 с изменение на честотата на импулсите в границите 0-15 хц [1.1]:

- плътен шев с пълен провар и минимална площ на напречното сечение, удовлетворяващ изискванията за качество на БДС EN ISO 5817, ниво С, се получава при заваряване с честота на импулса 3 хц. Площта на шева при стомана 1.4301 е по-малка от тази

7

при стомана 1.4404. В интервала 6-15 хц честотата на импулсите не оказва влияние върху геометрията на заваръчния шев, която не се отличава от тази, получена при ВИГ заваряване [1.1];

- за стомана 1.4301 в честотния интервал 3-6 хц якостта на опън на заварените й съединения превишава с 13-15 % якостта на ОМ и на съединенията, заварени безимпулсно. Относителното удължение превишава с 9 % удължението на съединенията, заварени безимпулсно. Разрушаването е в ОМ [1.1];

- за стомана 1.4404 якостта на опън и относителното удължение на съединенията й са по-ниски от тези на ОМ и на съединенията, заварени безимпулсно. Разрушаването е по линията на сплавяване [1.1].

- с нарастване на импулсната честота якостта и относителното удължение на съединенията на двете стомани се понижават [1.1];

- решаващо влияние върху свойствата на съединенията играе силният топлинен ефект от добавянето на H2 към защитния газ, който заличава ефекта на импулсния ток [1.1].

5.19 Заваръчният процес не влияе съществено върху склонността на образците към обща корозия и МКК по критериите на БДС EN ISO 3651-2, независимо от режима на заваряване и честотата на импулсите [1.15].

6. Заваряване на мартензитна стомана 1.4021 От получените резултати за ВИГ и ИВИГ заваряване на стомана 1.4021 могат да бъдат

направени следните изводи: 6.1 Чрез еднофакторен експеримент на основата на режими за ВИГ заваряване са

установени границите на областта, в която съществува устойчив ИВИГ процес. Геометрията на шева отговаря на изискванията на БДС EN ISO 5817, нива В, С и D. Структурата на МШ и ЗТВ е мартензито-феритна. В шева са установени пори и студени пукнатини [1.9].

6.2 Чрез дробен факторен експеримент ДФЕ 24-1 е получено е уравнение на регресия. С движение по направлението на градиента на функцията е постигнат оптимален режим за ИВИГ заваряване на челни съединения с пълен провар без подложка, който осигурява минимална площ на напречното сечение на шева. Геометрията на шева и резултатите от неразрушаващия контрол удовлетворяват изискванията за качество на БДС EN ISO 5817, ниво В [1.10].

6.3 Енергийният разход при ИВИГ заваряване с оптимален режим е с 11,6 % по-нисък от този за ВИГ заваряване при равни останали условия [1.10].

6.4 В състояние след заваряване с оптималния ИВИГ режим: - якостта на опън и пластичността на заварените образци са по-ниски от тези на ОМ.

Разрушаването е крехко и протича в МШ [моногр., с. 168-171; - микротвърдостта в МШ на заварените образци достига 700 НV0,1 и 160–220 НV0,1 -

в ОМ [1.16]; - жилавостта на МШ заварените образци е 2-4 пъти по-ниска от тази на ОМ.

Изменението й с повишаване температурата има случаен характер [170-171]; - интензивността на износване на шева на ИВИГ образците е по-малка от тази на ВИГ

образците при всяка от изследваните стомани – 1.4021 и 1.4016. Повишена износоустойчивост придават карбидите, чието количество в МШ на стомана 1.4021 е значително по-голямо, отколкото при стомана 1.4016 [моногр., с. 171-173];

8

- структурата на МШ е изградена от епитаксиално нараснали зърна, съставени от дендрити с вторични разклонения. Фазовият състав е мартензито-феритен с незначителен дял на остатъчния ферит. Морфологията на ферита притежава белези за смесен тип кристализация – А-Ф и Ф-А. Преобладава тип А-Ф, който се отличава с ниска устойчивост срещу образуване на горещи пукнатини [1.16];

- ломът на МШ е крехък и не се влияе от отвръщането на образците, проведено на режим: 550 оС за 30 мин с охлаждане на въздух. Окислените повърхности на пукнатините в напречното сечение на образеца свидетелстват, че пукнатините са получени след заваряване, но преди отвръщането на образците [1.16];

- структурата на ЗТВ е изградена от мартензитна матрица с вместени фази – ферит и карбиди, които подпомагат образуването на дребно зърно [1.16].

6.5 Отвръщане на ВИГ и ИВИГ заварените съединения при температура, по-ниска от 600 оС, не води до съществено понижаване на твърдостта на МШ и ЗТВ, независимо от продължителността на задържане [моногр., с. 178-187].

6.6 Отвръщане при температура, не по-ниска от 650 оС понижава твърдостта на МШ и ЗТВ до 220-340 НV, без да зависи от продължителността на отвръщане [моногр., с. 178-187].

6.7 Препоръчителни режими за отвръщане на ВИГ- и ИВИГ- заварени съединения с охлаждане на въздух са: 600 оС/150 мин; 650 оС /60 мин; 680/30 мин; 700 оС/15 мин и 720 оС/30 мин. Измежду тях с минимални енергийни разходи се отличава режим 700 оС/15 мин [моногр., с. 178-187].

6.8 На препоръчаните режими на отвръщане са установени следните зависимости за механичните характеристики на заварените съединения:

- независимо от режима на отвръщане при изпитване на опън якостта на заварените образци превишава до 6 % якостта на ОМ. Всички заварени образци се разрушават в ОМ. Якостта на ИВИГ образците превишава с около 5 % якостта на ВИГ образците, а при режим 650 оС/60 мин якостта е изравнена [моногр., с. 188-190];

- за режим 700 оС/15 мин относителното удължение и напречното свиване на ИВИГ образците превишават с около 60 % това на ВИГ образците. При останалите режими относителното удължение възлиза на 50-70 %, а напречното свиване на 70-84 % от съответните характеристики на ВИГ образците. Въпреки това изпитването на опън показва, че тези стойности осигуряват достатъчна пластичност на съединението [моногр., с. 188-190];

- относителното удължение на ВИГ- и ИВИГ-образците превишава съответно с 53-69 % и 10-36 % удължението на ОМ с изключение на режими 700 оС/15 мин за ВИГ и 600 оС/150 мин за ИВИГ, при които удължението възлиза на 85 % [моногр., с. 188-190];

- напречното свиване на заварените образци е с 30 % до 100 % по-голямо от това на ОМ [моногр., с. 188-190];

- жилавостта на удар нараства с температурата на отвръщане и достига максимална стойност 55 дж/см2 при 700 оС/15 мин, равна за ВИГ образци и ИВИГ образци. В сравнение с образците преди отвръщане, отвърнатите ИВИГ образци показват повишение на жилавостта 2-5 пъти, а ВИГ образците - повишение в границите 25-37 % [моногр., с. 190];

6.9 След отвръщане на препоръчаните режими металът на шева и ЗТВ имат фина сфероидизирана ферито-карбидна структура, която придава жилаво-пластични свойства на съединението. Незначителното количество вторичен мартензит, установен по линията на сплавяване, не понижава пластичността на образците [моногр., с. 190-196].

9

6.10 С увеличаване на температурата и времето за отвръщане ломът на МШ преминава от крехък към жилаво-пластичен с наличие на крехки участъци в структурата, които се дължат на вторичен мартензит [моногр., с. 190-196].

6.11 Началната температура То, от която започва отвръщането, влияе върху твърдостта на МШ и ЗТВ, както следва:

- ако То>Мн, структурата е мартензит и остатъчен аустенит, които придават висока твърдост и крехкост [моногр., с. 197-200];

- ако Мн>To>Мк, структурата е нееднородна и е съставена от сфероидизирани карбиди и троостит или сорбит на отвръщане, вторичен мартензит и остатъчен аустенит. В зависимост от дяла на тези фази твърдостта е висока и неравномерна, а пластичността – ниска [моногр., с. 197-200];

- ако То<Мк, структурата е изградена от сфероидизирани карбиди и троостит или сорбит на отвръщане, които придават пластичност и жилавост. За начална температура То за отвръщане следва да бъдат избирани стойности, по-ниски от Мк – край на мартензитното превръщане. За оползотворяване на топлината, акумулирана по време на заваряване, е желателно То да бъде възможно по-близо до Мк [моногр., с. 197-200].

6.12 При полагане на многослойни шевове началната температура за нанасянето на следващ слой е необходимо да бъде с 10-20 оС под Мк=200 оС, за да протече мартензитно превръщане с минимално количество остатъчен аустенит и ефективна дифузия на водорода [моногр., с. 197-200].

6.13 Прилагането на нискотемпературно задържане 10-60 мин в интервала 115-330 оС, непосредствено след заваръчния термичен цикъл, показва, че твърдостта в МШ и ЗТВ не се влияе от изменението на температурата и продължителността на задържане [моногр., с. 201-205].

6.14 При ИВИГ заваряване с нарастваща честота на импулса и постоянна дължина на дъгата, напрежението на дъгата се колебае около средна стойност с отклонение ±0,2-0,3 в [моногр., с. 205-206].

6.15 С повишаване на честотата от 1 хц до 10 хц напрежението на дъгата и линейната енергия на заваряване се повишават с 8,5 %. Въпреки това повишение ширината на шева от лицевата и кореновата му страна намалява с 30 %, а площта на напречното му сечение - с 11 %. Заедно с тях намалява и ширината на ЗТВ. Решаваща роля за размерите на шева играе не топлинната мощност на дъгата, а количеството топлина, произведена по време на един импулс [моногр., с. 205-207].

6.16 В интервала 1-10 хц якостта на опън е максимална при честота на импулса 2 хц. Влиянието на честотата върху пластичността е несъществено [моногр., с. 208-209].

6.17 С повишаване на честотата от 1 хц до 10 хц механичните характеристики на заварените образци превъзхождат тези на ОМ, както следва: якостта на опън се повишава с 2-5 %, относителното удължение 1,6-2 пъти, а напречното свиване 2-2,2 пъти. Разрушаването е в ОМ. Тази пластичност на заварените образци е гаранция за високо съпротивление срещу крехко разрушаване. Стойностите на механичните характеристики удовлетворяват изискванията на БДС EN ISO 15614-1 [моногр., с. 208-209].

6.18 При ИВИГ заваряване с постоянна големина 69 а на средния ток и изменение на параметрите на режима в избраните граници са получени следните резултати:

- при заваряване с постоянни фонов ток или продължителност на импулса повишаване на импулсния ток предизвиква нарастване на напрежението на дъгата и линейната енергия до 9,4 %. Площта на напречното сечение на шева нараства до 7 % в зависимост от режима на заваряване [моногр., с. 209-213];

10

- при заваряване с постоянен по големина импулсен ток напрежението на дъгата, линейната енергия и геометрията на шева не се променят [моногр., с. 211-212] ;

- независимо от изменението на параметрите на импулса на всички режими е получено качествено заварено съединение, което удовлетворява изискванията на БДС EN ISO 5817, ниво В[моногр., с. 211-212];

- фазовият състав на МШ и ЗТВ е съставен от мартензит, остатъчен ферит, остатъчен аустенит и карбиди, които придават крехкост на съединението. Микротвърдостта в МШ и ЗТВ е 464-724 НV0,1 [моногр., с. 213-215] .

7. Заваряване на феритна стомана 1.4016 От получените резултати за ВИГ и ИВИГ заваряване на стомана 1.4016 могат да бъдат

направени следните изводи: 7.1 На основата на режими за ВИГ заваряване са установени предварителни

режими за ИВИГ заваряване на челни съединения с пълен провар без подложка. С еднофакторен експеримент са определени границите на областта, в която съществува устойчив ИВИГ процес. Геометрията на шева отговаря на изискванията на БДС EN ISO 5817, ниво С и D [1.5].

7.2 Структурата на МШ и ЗТВ е ферито-мартензитна с вместени фини фази – най-вероятно карбиди и карбонитриди. Зърната в ЗТВ и МШ са силно уедрени, поради което границата между МШ и ЗТВ е трудно различима. В зърна в МШ има участъци с фини отделяния и пукнатини. Тези фактори придават крехкост на заварените съединения. Прегряването причинява горещи пукнатини в МШ [1.5].

7.3 В предварителните изследвания якостта на опън на заварените образци съставлява 95-97 % от якостта на ОМ. Относителното удължение и напречното свиване на заварените образци достигат съответно 23-33 % и 12-14 % от характеристиките на ОМ, като по-високите стойности принадлежат на ИВИГ образците, а по-ниските - на ВИГ образците. Разрушаването на образците протича в шева и ЗТВ с изключение на един образец, разрушен в ОМ [1.5].

7.4 Чрез дробен факторен експеримент ДФЕ 24-1 е получено уравнение на регресия. С движение по направление на градиента на функцията е постигнат режим за ИВИГ заваряване на челни съединения с пълен провар , без подложка, който осигурява шев с оптимална площ на напречното сечение. Геометрията на шева и резултатите от неразрушаващия контрол удовлетворяват изискванията на БДС EN ISO 5817, ниво В [1.6].

7.5 Енергийният разход за ИВИГ заваряване е с 11,1 % по-нисък от този за ВИГ заваряване при равни останали условия [1.6].

7.6 В състояние след заваряване с оптималния ИВИГ режим: - якостта на опън на ИВИГ образците съставлява 90-104 %, относителното им

удължение – 10-56 %, а напречното свиване – 16-103 % спрямо съответните характеристики на ОМ. Разрушаването протича в шева или в ОМ. По отношение на якост и пластичност ВИГ образците имат незначителен превес над ИВИГ образците [моногр., с. 231-232];

- заварените съединения и основният метал имат висока чувствителност към концентрация на напрежение, която оказва решаващо неблагоприятно влияние върху механичните свойства [моногр., с. 231-232] ;

- микротвърдостта в МШ възлиза на 310-320 НV0,1, в ЗТВ - 240-290 НV0,1, а в ОМ - 130-150 НV0,1. В МШ и ЗТВ микротвърдостта е неравномерна и се влияе по-силно от фазовия състав, отколкото от режима и метода на заваряване. Във ферита тя е 172-198 НV0,1,

11

а в мартензита – 241-392 НV0,1, както за ВИГ съединения, така и за ИВИГ съединения [моногр., с. 232-236];

- жилавостта на удар на ВИГ и ИВИГ образците съставлява 18 % при 20 оС и 75 % при 100 оС и 200 оС от жилавостта на ОМ. Жилавостта нараства с температурата - при 100 оС и 200 оС енергията за разрушаване на образците достига 50-61 дж, т. е. жилавостта на заварените съединения покрива минимално допустимата за материали за заварени конструкции [моногр., с. 234-236];

- структурните особености, отбелязани в извод 7.2, се запазват без съществени промени, въпреки замяната на постоянния ток с импулсен [моногр., с. 236-240].

7.7 Устойчивостта срещу обща корозия след заваряване, определена чрез относителната загуба на маса, намалява с времето на изпитване. Загубата на маса на ИВИГ образците е с около 1,3 пъти по-голяма от тази на ВИГ образците [моногр., с. 242-244].

7.8 За ИВИГ образци, подложени на провокиращо отгряване, загубата на маса се повишава с 50 % в сравнение с тази на нетермообработените образци. За разлика от тях отгретите ВИГ образци се разтварят още преди края на изпитването [моногр., с. 242-244].

7.9 Установена е ниска устойчивост срещу МКК на образците след заваряване. Доказателство за нея е наличието на пукнатини в огънатите образци, откъртването на зърна в чувствителния участък от ЗТВ и ОМ, както и повишената концентрация на фази във вътрешността и по границите на зърната в МШ и ЗТВ [моногр., с. 244-246].

7.10 След провокиращо отгряване микротвърдостта на ферита и мартензита в МШ и ЗТВ се понижават. При ферита вероятна причина за това е окрупняването на отделянията в зърното, а при мартензита отгряването изпълнява ролята на високотемпературно отвръщане [моногр., с. 242-246].

7.11 С повишаване на честотата на импулса от 1 хц на 10 хц устойчивостта срещу обща корозия нараства с 20-50 % в зависимост от продължителността на изпитване [моногр., с. 243-244].

ІІ. НАУЧНИ ТРУДОВЕ ИЗВЪН МОНОГРАФИЧНИЯ 2.1 Ямболиев, Т., Катаяма, С., Матсунава, А. Произход на ферита и аустенита при

заваряване на лята неръждясваща стомана 18/8. Proc. of the international congress “ Mechanical Engineering Technologies”, v. 3, Sofia, Sept. 17-19, 1997, c. 25-34.

Резюме: Цел на настоящата работа е изясняване ролята на отделните фази в кристализацията и следващо δ-γ превръщане при образуване на структурата на ВИГ заварени съединения от лята стомана 18/8.

Според резултатите, получени при изследване на структурообразуването, морфологията на остатъчния ферит и разпределението на Сг и Ni във ферита и аустенита свидетелстват за първична кристализация от тип ФА с водеща фаза δ-ферит, както в отливката, така и в заваръчната вана. В изследваните области феритът има направление [100], общо за ОМ2 и МШ, което съвпада с посоката на епитаксиално нарастване на дендритите. Установени са три вида аустенит - γ1, γЗ и γ(6, 7) с различни направления <100>γ. Зависимост на Курдюмов-Закс {110}δ║{111}γ и <111>δ║<110>γ между аустенита и ферита и наличието на скелетообразен ферит

2 Използвани съкращение: ОМ – основен метал; МШ – метал на шева; ЗТВ – зона на термично влияние; МКК – междукристална корозия; Ф – ферит; А - аустенит

12

доказват, че γЗ и γ(6, 7) са резултат от перитектична реакция, а γ1 е първичен аустенит, получен вследствие АФ-кристализация.

Ако направлението <100>γ на частично стопеното зърно е близко или съвпада с направлението на температурнияградиент, нарастването на аустенита при δ-γ превръщане протичат епитаксиално. Ако направлението <100>γ се различава значително оттова на температурния градиент, епитаксиалният растеж спира или е невъзможен и се активира нарастване на перитектичен аустенит, чието <100>γ за момента е най-близко до направлението на температурния градиент.

2.2 Iamboliev, T., Katayama, S., Matsunawa, A. Phase formation under normal and rapid

solidification in austenitic stainless steel welds. Proc. of the international symposium “Pipeline welding ‘98”, ITU, Istanbul, Turkey, 11-13 May, 1998, c. 117-124.

Заглавие: Образуване на фазите при кристализация на шева на аустенитни неръждаеми стомани с нормална и висока скорост

Резюме: Настоящата работа цели да осветли вида на кристализацията и образуването на микроструктурата в съединения от стомани 304 и 310S заварени с Nd-YAG лазер и по метод ВИГ. Микроструктурата е изследвана с оптичен микроскоп, сканиращ електронен микроскоп /SEM/, микросонда /EDX/. Фазов анализ е извършен чрез определяне пространствената ориентация на кристалната решетка /OIM/ с помощта на плоска гномостереографска проекция.

В шева на 310S е установена кристализация АФ с водеща фаза аустенит, която води до напълно аустенитна стуктура. Ориентацията на аустенита във всяко зърно от метала на шева е постоянна, независимо от посоката на нарастване на клетъчните дендрити.

Металът на шева на стомана 304 е еднофазен аустенитен при краткотрайни лазерни импулси и ферито-аустенитен при продължителни лазерни импулси и ВИГ заваряване. Установено е, че и двата случая този фазов състав се дължи на кристализация ФА с водеща фаза ферит. По оста на дендритите е налице многопосочно направление <100>γ, което може да бъде използвано като показател за протекло превръщане δ−γ.

2.3 Katayama, S., Iamboliev, T., Matsunawa, A. Formation mechanism of rapidly quenched

microstructure of laser weld metals austenitic stainless steels. Proc. of the 51st International conference on Trends in Welding Research, Callaway Gardens Resort, Pine Mountain, USA, June 1-5, 1998, p. 93-98.

Заглавие: Механизъм на образуване на структурата в шева на аустенитни неръждаеми стомани, подложен на охлаждане с висока скорост

Резюме: Целта е изследване на микроструктурата и установяване на зависимост между посоката на нарастване на клетъчните дендрити и ориентацията на кристалите в шева на аустенитни неръждаеми стомани вследствие ВИГ заваряване и импулсно лазерно стопяване. Използвани са оптичен и електронен микроскоп и изображение от дифракция на отразени електрони.

За МШ на 310S е установено, че кристализира под формата на клетъчни дендрити с образуване на една фаза – аустенит, ориентирана в посоката на нарастване им. Налице е епитаксиално нарастване на зърната от ЗТВ. От друга страна, в шева на 304 се получава структура с широк фазов спектър – от аустенито-феритна със скелетообразен, перест и глобуларен ферит до напълно аустенитна в зависимост от скоростта на охлаждане и скоростта на кристализация, които са следствие от продължителността на лазерния импулс. При охлаждане с нормална скорост посоката на нарастване на клетъчните дендрити съвпада

13

с направление <100>, а между феритната и аустенита фаза съществува зависимост на Курдюмов-Закс {110}δ║{111}γ и <111>δ║<110>γ. При охлаждане с висока скорост се образува напълно аустенитна структура и броят на аустенитните зърна нараства, но направлението <100>γ е различно от посоката на нарастване на дендритите. Тези резултати дават основание за извода, че напълно аустенитната структура на метала на шева на стомана 304 не е продукт на метастабилна аустенитна кристализация, а на кристализация с ферит, следвана от фазово превръщане δ−γ в твърдо състояние.

2.4 Iamboliev, T., S. Katayama, A. Matsunawa Mechanism of microstructure formation in

pulse laser stainless steel welds. Proc. of the international symposium “Welding on the threshold of 21st century”, Sozopol, Bulgaria, May 26-30, 1998, p. 273-280.

Заглавие: Механизъм на на структурообразуване в шева на импулсно заварени аустенитни неръждаеми стомани

Резюме: Цел на изследването е да представи допълнителни доказателства за установена по-рано зависимост между вида на кристализацията и ориентацията на аустенита в напълно аустенитна структура, получена при импулсно лазерно претопяване на неръждясващи стомани 304 и 310S в среда от Аг. Микроструктурата на шева е изследвана с оптичен, сканиращ и трансмисионен електронен микроскоп, енергийно-дисперсивен рентгенов микроанализ и фазов анализ чрез определяне на пространствената ориентация на кристалната решетка.

Резултатите показват, че МШ на 310S кристализира с единствена фаза аустенит. Зърната от ЗТВ нарастват епитаксиално, а клетъчните дендрити нарастват в посоката <100>у на частично стопеното зърно, независимо от ориентацията на решетката му. От друга страна шевът в 304 променя структурата си от двуфазна - аустенит с незначително количество ферит, към напълно аустенитна с увеличаване на скоростта на кристаллизация. Зърната в шева издребня-ват, а броят им се увеличава. Потвърждава се, че посоката на нарастване на дендритите в напълно аустенитната структура не съвпада с <100>γ на частично стопеното зърно, а с тази на първичния ферит. Следователно криста-лизацията шева на стомана 304 протича с водеща фаза ферит, а аустенитьт се образува при следващо фазово δ−γ превръщане в твърдо състояние. Критерии за образуване на напълно аустенитна структура на шева по този механизъм са променливата ориентация <100>7 по дължина на дендрита. и наличието на повече от едно зърно в метала на шева, нарастващи от едно частично стопено зърно.

2.5 Iamboliev, T. Austenite orientation and weld metal formation. Proc. of the 5th int.

Conf. AMTECH ’99, Plovdiv, v. Welding, June 23-25, 1999, p. 405-414. Заглавие: Ориентация на аустенита и образуване на метала на шева Резюме: Кристализация с висока скорост променя микроструктурата на метала на

шева в аустенитни неръждясващи стомани. Цел на това изследване е да установи връзка между микроструктурата и вида на кристализация при охлаждане с нормална и свръхвисока скорост в метала на шева на стомана 304 от тип 18/8. Върху опитни тела са претопени ивици по метод ВИГ и лазерно с импулсен режим в среда от Ar. Микроструктурата е изследвана чрез металография, SEM и кристалографски методи за фазов анализ с определяне на пространствената ориентация на кристалната решетка.

Установено е, че металът на шева, получен чрез ВИГ заваряване, съдържа остатъчен ферит, чиято морфология свидетелства за кристализация с първичен ферит и δ−γ превръщане в твърдо състояние. Микроструктурата след лазерното въздействие е почти напълно аустенитна. Когато <100>γ в ЗТВ съвпада или е близо до посоката на нарастване на първичните кристали, при δ−γ превръщане аустенитът нараства епитаксиално по дължина на

14

значителна част от дендрита. При <100>γ в ЗТВ, което се различава значително от посоката на нарастване на кристалите, епитаксиалното нарастване е невъзможно или заглъхва до линията на сплавяване. Активира се и нараства наличният перитектичен аустенит. И в двата случая ориентация <100>γ е променлива по дължина на дендрита и e белег за протекло δ−γ превръщане след кристализация с ферит като водеща фаза.

2.6 Лафчиев, Г., Ямболиев, T. Автоматизация на технологичното проектиране при

електродъгово заваряване. Proc. of the 5th int. Conf. AMTECH ’99, Plovdiv, Bulgaria, June 23-25, 1999, p. 542-549.

Резюме: Целта е автоматизиране на проектирането на технологични процеси за електродъгово заварени съединения и конструкции и автоматично получаване на производни данни за производството.

Разработеният продукт е предназначен за работа в интерактивен режим. Създадени са класификатори на технологична екипировка, машини и съоръжения и типови технологични преходи. За всеки технологичен преход е разработена технология, която включва режими на работа, допълнителни материали, нормовремена в зависимост от определящите ги фактори и др. В резултат на обработката освен технологичният процес, се получават разценки по операции, допълнителни материали по вид и количество спецификация на екипировката – стандартна, нормализирана и специална, и натоварване на машини и съоръжения.

2.7 Ямболиев, Т. Възможност за предвиждане вида на кристализацията при

заваряване на азотни неръждясващи стомани, Техническа мисъл, 1999, 3-4, 117-123. Резюме: Морфологията на остатъчния ферит зависи от вида на кристализацията в

заваръчната вана и фазовите промени в твърдо състояние. Цел на настоящата работа е да изследва възможности за предвиждане вида на кристализацията в метала на шева на Cr-Mn-стомани чрез използване на съществуващите диаграми.

Установено е, че АФ- и ФА- кристализация в метала на шева на Cr-Ni и Cr-Mn стомани, съдържащи 0.4-0.7%N и 1-16%Mn, може да бъде предвидена с диаграмата на Делонг с модифициран Nieq, в който ъгловият коефициент за влиянието на азота има стойност 14. Ако Creq/Nieq>1.43, кристализацията e от вид ФА с водеща фаза ферит. Ако Creq/Nieq<1.43, кристализацията е от вида АФ с водеща фаза аустенит. При Creq/Nieq=1.43 кристализация е смесена - АФ и ФА. Диаграмата на Хъл също може да се използва за предвиждане на кристализацията от вида АФ и ФА в метала на шева на Cr-Mn-стомани, съдържащи 0.4-0.7%N и 11-16%Mn.

2.8 Iamboliev, Т., S. Katayama, A. Matsunawa. Microstructure of GTAW and laser

stainless steel welds. Proc. of the international conference “Welding & Joining. New Materials & New Perspectives”, Israel, 18-20 July 2000, p. 83-85.

Заглавие: Микроструктура на шева, получен при ВИГ и лазерно заваряване на неръждаеми стомани

Резюме: Целта е да бъде изяснен видът на кристализацията и образуването на микроструктурата на на неръждаеми стомани 304 и 310S, подложени на ВИГ и импулсно лазерно заваряване. Микроструктурата на шева е изследвана с оптичен, сканиращ и трансмисионен електронен микроскоп, енергийно-дисперсивен рентгенов микроанализ и фазов анализ чрез определяне на пространствената ориентация на кристалната решетка.

15

Установено е, че кристалографско направление <100>γ на аустенита в стомана 310S е еднакво за основния метал и метала на шева, получен от лазерното заваряване, и не зависи от посоката на топлоотвеждане. То запазва посоката си по направление на дендритната ос на нарастване, независимо от условията на заваряване.

Морфологията на ферита и разпределението на Cr и Ni в метала на шева на стомана 304 свидетелства за кристализация с ферит и фазово δ−γ превръщане в твърдо състояние. Установена е зависимост на Kурдюмов-Закс {110}δ║{111}γ и <111>δ║<110>γ между пространствената ориентация на кристалната решетка на ферита и аустенита, която показва, че образуването на аустенита е следствие от перитектична реакция. Многообразието от ориентации на аустенита в посоката на нарастване на клетъчните дендрити в метала на шева се дължи на δ−γ превръщане, подпомогнато от наличието на голям брой успоредни кристалографските равнини (110)δ и (111)γ. Подобно многообразие от ориентации на аустенита е установено и в метала на шева, получен при ВИГ заваряване.

2.9 Iamboliev, Т., S. Katayama, A. Matsunawa. Criteria for solidification modes in

stainless steel laser welds. Proc. of the 4th European conference on welding, joining & cutting “Eurojoin 4 “, Dubrovnik – Cavtat, May 24-26, 2001, p. 292-296.

Заглавие: Критерии за вида на първичната кристализация в лазерно заварени неръждаеми стомани

Резюме: Целта на тази работа е, първо, да изясни механизма на образуване на структурата в метала на шева на стомана 304 при импулсно лазерно заваряване, и второ, да предложи критерии за идентифицирането му. Металът на шева на стомани 304 и 310S, получен от единичен лазерен импулс и от ВИГ заваряване в Ar или N2, е изследван с оптичен, сканиращ и трансмисионен електронен микроскоп, енергийно-дисперсивен рентгенов микроанализ и фазов анализ чрез определяне на пространствената ориентация на кристалната решетка.

Напълно аустенитна микроструктура като резултат от кристализация с аустенит е установена в метала на шева на 310S. Епитаксиално прорастване настъпва при всички частично стопени зърна, независимо от несъответствието между посоката на нарастването им и посоката на топлоотвеждане. Направлението <100>?, постоянно по дължина на клетъчните дендрити, може да бъде прието като критерий за разпознаване на кристализация с аустенит, който е единствена фаза при високоскоростно охладен метал на шева на неръждаеми стомани.

Морфологията на ВИГ метала на шева на стомана 304 е продукт на кристализация от тип ФА и/или Ф. Преход към напълно аустенитен мета на шева е наблюдаван при лазерно заварените пробни тела. Установено е, че металът на шева е образуван от δ−γ превръщане, а не на кристализация с аустенит. <100>γ по направление на дендритите се отклонява от посоката на нарастване на дендрита и се променя непрекъснато по дължината му. Това характерно явление и може да бъде използвано като критерий за разпознаване на кристализация с ферит като водеща фаза или като вторично активираща се фаза в аустенитен метал на шева на неръждаеми стомани, охладен с много висока скорост. И двата фактора – скорост на кристализация и защитен газ азот, са недостатъчно ефективни за превключване на водещата фаза в кристализацията от ферит на аустенит.

2.10 Ямболиев, Т. Изследване на метала на шева от импулсен лазер. Сб. тр. 5 межд.

конф. АМТЕСН 2001, т. 1, МТМ, Созопол, окт., 2001, с. 222-227.

16

Резюме: Настоящата работа цели да представи характерни особености, отнасящи се до морфологията на метала на шева, получен чрез импулсно лазерно заваряване на неръждаеми стомани 18/8 и 25/20.

Микроструктурата е изградена от едноосни и двуосни дендрити, чийто размери зависят от енергията импулса, степента на разфокусиране и вида на защитния газ. Топлосъдържанието на газа има по-силен ефект от степента на разфокусиране. Максималната скорост на охлаждане в заваръчната вана е от порядъка 105-106 oC/s.

Съществуват петна в метала на шева на стомана 18/8, в които отсъстват морфоло-гични белези за кристализационна структура. Вероятно в тях металът се намира в безструктурно (аморфно) състояние. Причина за него е свръхвисоката скорост на охлаждане на стопилката, която потиска или възпрепятства дифузията.

Поради свръхвисока скорост на охлаждане металът на шева на 18/8 кристализира с водеща фаза аустенит, а не ферит, характерен за кристализацията при дъгово заваряване.

2.11 Yamboliev, T., Katayama, S., Matsunawa, A. Solidification under pulse laser welding

of austenitic stainless steels. CD-ROM Internationales Wissenshaftliches Kolloquium 47, Ilmenau, Germany, Sept. 25-27, 2002, Vortragsreihe 10.2.

Заглавие: Кристализация при импулсно лазерно заваряване на аустенитни неръждаеми стомани

Резюме: Цел на тази работа е допринесе за разтълкуване на механизма, по който протича структурообразуването при при импулсно лазерно заваряване.

Изцяло аустенитна структура и епитаксиално нарастване от ЗТВ са установени в шева на стомана 310S. <100>γ е по посока на растеж на клетъчните дендрити, независимо от посоката на топлоотвеждане. Тази характерна особеност може да бъде бъде използвана като критерий за разпознаване на аустенита като водеща или единствена фаза в кристализация, породена от високоскоростно охлаждане на шева на аустенитни неръждаеми стомани.

Макар че клетъчните дендрити в метала на шева на стомана 304 са също напълно аустенитни, налице са белези, които доказват, че той е получен като следствие от кристализация с ферит и δ−γ превръщане в твърдо състояние.

2.12 Ямболиев, Т. Свързване на инструментални материали чрез дифузионно

заваряване. Машиностроене, 2003, 4, 14-15. Резюме: Цел на настоящата работа е да представи резултати от дифузионно

заваряване на пластини с размери Ф15х6 mm от твърда сплав ВК 20 и носещ елемент с размери Ф20х63 mm от стомана Х12Ф1. За получаване на междинен слой е използвана вложка от Fe-фолио с дебелина 0, 1mm.

Якостта на опън на завареното съединение, получено на режим 1100 оС/30 min/17,3 MРa превишава 700 МРа. Разрушаването протича през слоя. Междинният слой е изграден от легиран ферит. Микротвърдостта в слоя е 230-280 НV0,2. Максимална твърдост в съединението е измерена в участък от носещия елемент, прилежащ към междинния слой. След заваряване твърдостта му е 63-64 HRC, а след нискотемпературно отвръщане - 55-57 HRC. Завареното съединение представлява заготовка за инструмент, работещ под налягане при интензивно износване и повишена температура.

17

2.13 Ямболиев, Т., Ташуков, И, Петров, Т., Даскалов, П. Методика и уредба за определяне на ефективния к. п. д. на съсредоточени топлинни източници. Машиностроене, 2003, 7-8, 17-19.

Резюме: Разработена е методика за определяне на ефективния к. п. д. на съсредоточени топлинни източници, напр. газокислороден пламък, електрическа дъга, електронен и лазерен лъч. На тази основа е създадена конструкторска документация и е изработена в метал уредба ТИЗ–1. След изпитвания, които доказват функционалността на уредбата, са проведени изследвания за определяне на ефективния к. п. д. на заваръчната дъга. Получени са следните средни стойности в зависимост от метода: ръчно електродъгово заваряване – 64 %, ВИГ – 67 %, МИГ – 84 %.

2.14 Ямболиев, Т., Колева, В. Дифузионно заваряване на стомани. Сб. докл. от

научна конф. “РУ’ 2003”, т. 40, серия 7, ВТУ, Русе, септ., 2003, с. 155-159. Резюме: Цел на изследването е да установи влиянието на технологичните фактори

върху поведението на инструментални и конструкционни стомани при дифузионно заваряване. Част от съединенията са заварени без вложка. За други са използвани вложки от Fe, Cu и Ni с дебелина 0,1 mm за образуване на междинен слой. Вложките са единични и комбинирани.

Получени са дифузионно заварени съединения от стомани, Х12Ф1, 40Х и АСт. 3. Остатъчната деформация след заваряване е 0,1-15,4 %. В зоната на заваряване между съставните материали са образувани общи зърна. Налице са единични заваръчни несъвършенства - закръглени микропори до междинния слой.

Използването на вложка подобрява механичните свойства на заварените съединения. В зависимост от вида на основния материал и вложката якостта на опън на съединенията е: Х12Ф1/Fe – 663 МРа, 40Х/Ni – 721 МРа, 40X/Cu-Ni-Cu – 602 MPa. Относителното удължение е в границите 1-6 %. Твърдостта по дължина на образците е неравномерна и след заваряване достига максимални стойности: за Х12Ф1/Ni – 57 HRC, за 40X/Ni - 38 HRC.

2.15 Ямболиев, Т. Особености при лазерно заваряване на аустенитни стомани. CD от тр. VІІ межд. конф. „АМТЕХ 2003”, Варна, 2003.

Резюме: Азотът е силно аустенитизиращ елемент за неръждаемите стомани. Цел на настоящата работа е да изследва микроструктурата на метала на шева при лазерно заваряване в среда от азот на стомани от тип 18/8 и 25/20.

Установено е, че ориентацията [100]γ в метала на шева на стомана 25/20 съвпада с направлението [100] на нарастване на клетъчнте дендрити и е постоянна по дължината му. Такава структура е следствие от кристализация с единствена фаза аустенит. При охлаждане до стайна температура настъпва само уедряване на първичните кристали, без да протичат структурни промени.

В напълно аустенитния шев на стомана 18/8 направлението [100]γ е различно за частично стопеното зърно и за епитаксиално прорасналите клетъчни дендрити, като се изменя по дължината им, т. е. водеща фаза в кристализацията е ферит, а епитаксиално нарастване на аустенит отсъства.

Критериите за вида на водещата фаза в кристализацията при лазерно заваряване в защитна среда от аргон на стомани 18/8 и 25/20 са в сила и при заваряване в среда от азот. Въпреки силното си аустенитизиращо действие, азотът не успява да предизвика замяна на ферита с аустенит като водеща кристализационна фаза, но допринася за безостатъчното фазово превръщане на ферита в аустенит при охлаждане в твърдо състояние.

18

2.16 Іamboliev, T., Katayama, S., Matsunawa, A. Interpretation of phase formation in austenitic stainless steel welds. Welding Journal, 2003, 12, 357-366.

Заглавие: Тълкуване на фазообразуването в шева на аустенитни неръждаеми сстомани

Резюме: Настоящата работа цели да приведе допълнителни доказателства за механизма, по който се образува напълно аустенитната микроструктура и да предложи критерии за неговото разпознаване.

Изследван е металът на шева, получен чрез ВИГ заваряване и лазерно импулсно стопяване на стомани 310S и 304. В лазерния шев на 310S епитаксиалното нарастване на аустенитни дендрити се извършва по направление <100> на аустенита от частично стопените зърна. От едно частично стопено зърно се образува само едно зърно в метала на шева. Разпределението на Cr и Ni по напречното сечение на клетъчните дендрити показва постоянство в концентрацията. В метала на шева са регистрирани горещи пукнатини - кристализационни и ликвационни.

Ферит с различна морфология е установен в аустенито-феритната структура на метала на шева на стомана 304. Множество направления <100> на аустенита, различни от посоката на нарастване на дендритите, са регистрирани по тяхната дължина. Преминаване от аустенито-феритна към напълно аустенитна микроструктура без пукнатини е установено при лазерно стопяване на стомана 304 с продължителност на импулса от 1 s до 1ms. Налице са белези, които показват, че микроструктурата е образувана вследствие кристализация с ферит като водеща фаза и следващо δ−γ фазово превръщане.

Критериите, с които може да бъде разпознат механизмът на фазообразуване в напълно аустенитен метал на шева, са:

а) наличие на множество от направления <100>γ на аустенита по дължина на клетъчния дендрит, но различни от посоката на нарастването му;

б) наличие на голям брой фини зърна до линията на сплавяване в метала на шева, нараснали епитаксиално от едно и също частично стопено зърно.

2.17 Ямболиев, Т., Колева, В. Особености при дифузионно заваряване на инструментални материали. Сб. докл. от межд. научна конф. “АМТЕХ 2005”, т. 44, серия 2, ВТУ, Русе, 2005, с. 217-222.

Резюме: Независимо от значителния брой изследвания върху дифузионно заваряване на твърди сплави и стомана с индукционно нагряване, липсват данни за влиянието на взаимното разположение на нагряваните детайли спрямо индуктора върху свойствата на завареното съединение. Цел на настоящата работа е да изследва това влияние.

Установено е, че при заваряване с малка хлабина - 2-2.5 mm, между опитното тяло и индуктора съединението има якост на опън, близка до нула. Въпреки непроменените условия на заваряване е налице скокообразно изменение на якостта със случаен характер, недопустимо окрехкостяване на твърдосплавната пластина и възникване на частично лята структура в междинния слой. Липсва възпроизводимост на резултатите. При хлабина 12-13 mm между опитното тяло и индуктора се постига висока якост на опън и повтаряемост на резултатите.

Лятата структура, установена в междинния слой, се получава вследствие недопустимо прегряване на опитното тяло, независимо че температурата на нагряване е значително по-ниска от температурата на топене на вложките от Cu или Ni и от температурата на спичане на твърдите сплави.

19

2.18 Ямболиев, Т., Минчев, Г., Нанков, Т. Фактори при послойно изграждане на детайли. Сб. докл. от межд. научна конф. “АМТЕХ 2005”, т. 44, серия 2, ВТУ, Русе, 2005, с. 223-228.

Резюме: Настоящата работа цели да покаже резултати от предварителни изследвания за влиянието на различни фактори при разработване на технология за послойно изграждане на формообразуващи детайли от инструментална екипировка за леене под налягане и обработване на пластмаса, както и на конструкционни детайли с общо предназначение.

Установено е влиянието на факторите: материали – стомани АСт.3, 65Г и Cu-вложка с дебелина 0,1 mm, конструктивно оформление на съединението и режими за дифузионно заваряване, върху технологията за послойно изграждане на формообразуващи и конструкционни детайли.

Якостта на опън на споените с чиста мед съединения се определя от якостта на междинния слой, която превишава 2.5-3 пъти тази на Cu-вложка. Заварените съединения от 65Г без вложка имат по-висока якост от тази на споените. Независимо от метода за свързване, получената якост е предпоставка за постигане на висока плътност на детайлите, получени чрез послойно изграждане.

За заличаване на частично незаварена повърхност между челата на плоските елементи е необходимо оптимизиране на подготовката на пластините и на режима на заваряване. Установено е, че въпреки наличието на незаварени участъци между плоските елементи, изпитване с водно налягане 2.2 МПа не предизвиква поява на теч, т. е. плътността на завареното тяло е достатъчно висока.

2.19 Іamboliev, T., Valkanov, S. Behaviour of hard metal steel joint obtained under induction heating diffusion bonding. Proc. of the 1st South-East European Welding Congress “Welding and joining technologies for a sustainable development and environment”, Timisoara, Romania, May 24-26, 2006, p. 197-206.

Заглавие: Поведение на съединение твърда сплав-стомана, получено чрез дифузионно заваряване с индукционно нагряване

Резюме: Твърдите сплави се използват широко в инструменталното производство като режещи пластини, закрепени към стоманена основа. Известно е, че термофизичните свойства на двата материала се различават съществено помежду си. В специализираната литература липсват данни за поведението на двойката твърда сплав – стомана при индукционно нагряване за дифузионно заваряване. Затова целта на настоящата работа е да изследва влиянието на хлабината между детайлите и индуктора върху свойствата на съединението твърда сплав-стомана, получено чрез дифузионно заваряване с индукционно нагряване.

Резултатите от изследването сочат прегряването на твърдосплавната пластина като главна причина за ниската й якост на опън и полученото окрехкостяване. Прегряването се дължи на недостатъчно и неравномерно разстояние между индуктора и твърдосплавната пластина. Допълнителна причина е инертността на системата за контрол на температурата на твърдосплавната пластина.

Прегряването по време на дифузионното заваряване във вакуум причинява образуване на евтектики и крехка η1 фаза, отделяне на въглерод от WC и частично изпарение на Со-фаза, която свързва зърната на WC. При охлаждане втвърдените евтектики и фаза η1 причиняват горещи пукнатини в твърдосплавната пластина и междинния слой, богат на Ni.

За да се избегне окрехкостяване на твърдата сплав, е необходимо да се вземат следните предохранителни мерки:

- нагряването да се провежда при увеличена хлабина между пластината и индуктора, независимо от очакваните по-големи загуби на магнитен поток;

20

- скоростта на нагряване да бъде не по-висока от 50 оС/мин, а при приближаване на температурата, в при която протича заваряването, да се понижи под 20 оС/мин.

2.20 Ямболиев, Т., Колева, В. Дефекти вследствие индукционно нагряване в

съединение твърда сплав – стомана. Journal of the TU at Plovdiv „Fundamental Sciences and Applications”, vol. 13, 2006, 75-80.

Резюме: Цел на настоящата работа е да представи допълнителни доказателства за възникването на дефекти в структурата на дифузионно заварено съединение между твърда сплав и стомана, причинени от прегряване.

Установено е, че при недостатъчна хлабина между индуктора и заварявания образец якостта на опън на съединението е близка до нула и твърдата сплав се окрехкостява, а повтаряемостта на резултатите е неприемливо ниска. Деформационната текстура по ръба на Ni-вложка се заменя частично с лята структура на междинния слой, която свидетелства за недопустимо прегряване на твърдосплавната пластина. Наличните кристализационни пукнатини, η-фаза, както и обедняването на цементиращата фаза в твърдосплавната пластина, са основна причина за окрехкостяване на пластината.

2.21 Ямболиев, Т., Минчев, Г. Статистически модел за дифузионно заваряване на

стомани 65Г и 4Х13. Journal of the TU at Plovdiv „Fundamental Sciences and Applications”, vol. 13, 2006, 207-212.

Резюме: Целта на настоящата работа е да се определят оптималните параметри на режима на дифузионно заваряване на стомани 65Г и 4Х13 чрез провеждане на пълен факторен експеримент ПФЕ 23-1. Променливи фактори са температурата за заваряване, времето на задържане и наляганет омежду детайлите. Функция на отклика е якостта на опън на заварените съединения.

Получени са регресионни уравнения за якостта на опън за всяка стомана. При двете стомани с най-голямо влияние върху якостта се отличава температурата за заваряване. При 65Г най-слабо е влиянието на продължителността на задържане, а при 4Х13 – налягането за заваряване. Въпреки наличието на микропори в равнината на съединяване, якостта на опън на съединението от 4Х13 е значителна и достига 784 МРа.

2.22 Ямболиев, Т., Минчев, Г. Моделиране на температурното поле при дифузионно

заваряване на хромова стомана. Сб. тр. научна конф. „62 г. МТФ”, Созопол, 14–16.09.2007, 67-70.

Резюме: Топлината при заваряване е неравномерно разпределена, вследствие на което поражда напрежения и деформации в съединяваните детайли. За овладяването им е необходимо да се познава температурното поле. Цел на тази работа е теоретично и експериментално изследване на установено и неустановено температурно поле в образци от инструментална стомана 1.4034 (4Х13) при дифузионно заваряване с индукционно нагряване.

Разработен е теоретичен модел на температурното поле с помощта на крайни елементи. Резултатите от него са сравнени с експериментални. Разликата между пресметнатата и измерената температура в контролните точки е не повече от 40 °С и се дължи на следните грешки:

- неточност при центроване на детайлите спрямо индуктора;

21

- наличие на температурен градиент по дължина на образеца, на който съответства променлив коефициент на излъчване, вместо зададения 0, 72;

- неточност при измерване на температурата с термодвойки; - наличие на конвекция от остатъчния газ в камерата, която се пренебрегва от

модела. Установено е, че местоположението на термодвойките в делителната равнина на

образците не влияе съществено върху точността на измерване на температурата. 2.23 Ямболиев, Т. Влияние на индукционното нагряване върху свойствата на

съединение твърда сплав – стомана. Сб. научни тр., РУ, том 47, серия 2, 2008, с. 71-75. Резюме: Настоящата работа представя допълнителни резултати от изследвания

относно влиянието на режима на заваряване върху механичните свойства на съединение между твърдосплавна пластина и стоманен елемент.

Хлабина между индуктора и заваряваните детайли, несъобразена с топлофизическите свойства на твърдата сплав предизвиква частично стопяване с образуване на евтектика и отслабване на циментиращата Со-фаза. Тази структура е крехка и определя свойствата завареното съединение. Понижаването на скоростта на нагряване до 25 оС/мин не предотвратява стопяването. Липсва повтаряемост на резултатите.

2.24 Ямболиев, Т. Структурни изменения в твърда сплав при заваряване. Сб. научни тр., РУ, том 47, сер. 2, 2008, 76-80.

Настоящата работа привежда непубликувани резултати от изследвания за изясняване на причината за появата на трошливост в твърдосплавни пластини от ВК15 (15 % Со) след дифузионно заваряване.

Под околната повърхност на пластината е установена пукнатина, която е запълнена с евтектика с разпръснати WC-зърна и образувания от η-фаза. Евтетиката е богата на Fe и Cr поради дифузия откъм стоманената част по време на заваряване. Евтектика със същите свойства е установена и по околната повърхност на образеца, където дендрити заличават първоначалния зърнест строеж от WC. Трошливостта на съединенията се дължи вероятно на наличните евтектики и липсата на циментираща връзка между зърната от WC.

2.25 Ямболиев, Т. Окрехкостяване на твърда сплав вследствие индукционно

нагряване. Journal of the TU Sofia, Branch Plovdiv, “Fundamental Sciences and Applications”, vol. 14, 2009, 227-232.

Резюме: Настоящата работа представя допълнителни резултати за причините, пораждащи ниската якост на съединение между твърда сплав ВК15 и ВК20 и различни стомани, заварени дифузионно.

Установено е, че прегряване в периферните слоеве на твърдосплавната пластина от ВК15 предизвиква частично стопяване и изпарение на циментиращата Со-фаза. Налице е потъмняване на пластината в мястото на прегряване. Липсата на циментираща фаза между зърната от WC обуславя ниска якост и крехкост на пластината, която се придава на завареното съединение.

2.26 Ямболиев, T., Вълканов, C. Съединение стомана – твърда сплав, получено чрез

извъниндукторно нагряване. Journal of Fundamental Sciences and Applications, vol. 15, 2009, 141-148.

22

Резюме: Настоящата работа има две цели: а) да изследва дали самостоятелно нагряване на твърдосплавна пластина в индуктора

би причинило окрехкостяване, ако е изключена дифузия на Fe и Cr към пластината; б) да изследва възможността за дифузионно заваряване чрез нагряване на

твърдосплавната пластина извън индуктора. Потвърдено е, че самостоятелното нагряване на твърдосплавна пластина ВК20 в

средата по дължина на индуктора води до обедняване на Со-фаза в повърхностна ивица с ширина 5-10 мкм на пластината и до структурни изменения, свързани с окрехкостяване. Силата за разрушаване на пластината чрез огъване след самостоятелното нагряване е 5-6 пъти по-малка от силата за разрушаване преди нагряване.

Дифузионно заваряване на твърдосплавна пластина и стоманено тяло с нагряване на пластината извън индуктора избягва окрехкостяването на пластината. Якостта на опън на съединението варира в границите 250-370 МПа. Разрушаването протича през междинния слой.

2.27 Ямболиев, Т. Влияние на дължината на дъгата върху количеството на ферита в

метала на шева. Journal of Fundamental Sciences and Applications, vol. 15, 2009, 149-155. Резюме: Дълга дъга или дъга с променлива дължина се използва при електродъгово

заваряване в различни позиции - вертикална нагоре, хоризонтална, таванна. Липсват данни за максималната дължина на дъгата, която все още осигурява достатъчно количество δ-ферит в МШ като средство срещу възникване на горещи пукнатини. Цел на настоящата работа е да изследва влиянието на дължината на дъгата върху количеството на остатъчния δ-ферит в метала на шева на съединения от аустенитни стомани.

Установено е, че за осигуряване на минимално количество 3 % δ-ферит при електродъгово заваряване на аустенитна стомана 304 (18/8), дължината на дъгата трябва да бъде:

- при РЕДЗ – не по-голяма от дебелината на обмазката на дебелообмазаните електроди;

- при ВИГ заваряване - в границите 2-8 mm; - при МИГ заваряване – в границите 3-9 mm. 2.28 Iamboliev, T., Muhtarov, I., Lazov, L., Petrov, T. Investigation of the temperature

field and forces under GMAW of two pass butt welds. Proc. of the 2nd SE IIW Сongress, 21-24.10.2010, Sofia, 272-276.

Резюме: С програмния пакет ANSYS са решени топлинната и якостно-деформационната задача за числено определяне на температурното поле и на силите, които възникват при МИГ заваряване с двуслоен шев на челно съединение с дебелина на листа 8 mm от стомана S235. За експериментално определяне на температурните цикли и на силите по трите координатни оси в избрани точки от заваряваните пробни тела е използван специализиран стенд.

Анализът на резултатите показва, че е налице пълно съответствие между числените и експерименталните стойности, измерени 400 s след началото на заваръчния процес. За интервала 0÷400 s подобряване на модела може да се очаква чрез използване на по-точни стойности за топлофизичните характеристики на материала за температури, по-високи от 900 оС. Моделът може да бъде прилаган за определяне на сили и остатъчни напрежения в елементарни заварени конструкции.

23

2.29 Iamboliev, T., S. Valkanov, S. Atanasova Microstructure embrittlement of hard metal–

steel joint obtained under induction heating diffusion bonding. Int. Journal of Refractory Metals and Hard Materials 37 (2013) 90–97.

Заглавие: Окрехкостяване на микроструктурата на съединение твърда сплав-стомана, получено чрез дифузионно заваряване с индукционно нагряване Резюме: Целта на тази работа е да представи нови доказателства за механизма на структурообразуване и окрехкостяване на съединение от твърда сплав-стомана, заварено дифузионно чрез индукционно нагряване.

Установено е, че при хлабина 2-2,5 mm между нагрявания пакет от детайли и индуктора якостта на опън на завареното съединение е близка до нула, а твърдосплавната пластина става трошлива. Обичайната текстура на Ni-слой се заменя от лята структура вследствие топене и втвърдяване. Образуването на крехки евтектики и комплексни карбиди, както и намаляването на свързващата Со-фаза в твърдата сплав, са причина за нейното окрехкостяване и образуване на пукнатини.

Като предохранителни мерки за избягване на прегряването и окрехкостяването на твърдата сплав се препоръчва нагряване с увеличена хлабина и ниска скорост, особено при доближване на температурата на задържане, определена за дифузионно заваряване.

2.30 Ямболиев, Т., З. Узунова Влияние на режима на заваряване по методи ВИГ и

импулсен ВИГ върху структурата на съединения от аустенитна стомана 1.4541. Научни тр. на РУ, 2013, т. 52, серия 2, 126-130.

Резюме: Цел на настоящата работа е да установи влиянието на режима на ВИГ и ИВИГ заваряване върху образуването на шева и структурата на заварените съединения.

Установени са режими ВИГ6 и импулсен ИВИГ6 с линейна енергия съответно qл=0,21 кдж/mm и qл=0,16 kJ/mm. Получeн е плътен шев без заваръчни несъвършенства и геометрия, която отговаря на изискванията за качество на ISO 5817, ниво В.

Аустенитната микроструктура на шева съдържа 5 % остатъчен ферит и не морфологията му не се влияе съществено от вида на тока – постоянен или импулсен. Същото важи и за микротвърдостта, която варира в границите 170-300 НV0,1 в характерните зони на съединението. Тези резултати дават основание да се препоръча заваръчен режим ИВИГ6, чиято линейна енергия съставлява 76 % от използваната за режим ВИГ6, т. е. енергийните разходи при импулсното заваряване се съкращават с 24 %.

2.31 Ямболиев, Т., З. Узунова Изследване на ВИГ заваряване на дуплекс стомана

1.4462. Научни тр. на РУ, 2013, т. 52, серия 2, 131-135. Резюме: Цел на настоящото изследване е да установи влиянието на защитният газ и

линейната енергия върху геометрията на шева и структурообразуването при ВИГ заваряване на дуплекс стомана 1.4462.

Установено е, че ВИГ заваряване на челни съединения с линейна енергия 0,18 кдж/mm в среда от Ar и Ar+1%N2 осигурява плътни шевове с геометрия съгласно изискванията на БДС ISO 5817, ниво В. За шев с една и съща геометрия заваряване в Ar+1 % N2 изисква по-малка линейна енергия, размерът на зърната е по-малък, а дялът на аустенитната фаза – по-голям, в сравнение с получените в Ar. Следва, че аустенитизиращото действие на азота е по-силно от съвместния топлинен ефект на по-голямата линейна енергия и горещата азотосъдържаща плазма.

24

Микротвърдостта в метала на шева и ЗТВ на съединенията, заварени в чист Ar и в Ar+1% N2, има приблизително еднакво разпределение и големина в различните зони на съединението. Въз основа на посочените резултати е препоръчан режим за ВИГ заваряване в среда от Ar+1% N2.

2.32 Ямболиев, Т. Морфология на шева при ВИГ заваряване на феритна неръждаема

стомана. Машиностроене и машинознание, 20, 2014, 119-122. Резюме: Цел на настоящата работа е да изследва размера и морфологията на зърната в

метала на шева, получен чрез ВИГ заваряване на феритна стомана с постоянен и импулсен ток и понижаваща се линейна енергия.

Постигната е замяна на едрите иглестите зърна с дребни равноосни, които подобряват свойствата на шева. За разлика от постоянния ток импулсният издребнява ефективно зърната в метала на шева.

При заваряване с една и съща стойност на линейната енергия ширината на шева при ИВИГ е с 8-16 % по-голяма от тази при ВИГ.

24.07.2014 г. Съставил: /доц. д-р инж. Т. Ямболиев/