ТЕОРИЯ сварочных процессов

Фазовые и структурные превращения в сталях при сварке

При сварке сталей металл зоны термического влияния пре­терпевает последовательно целый ряд фазовых и структурных превращений на этапах нагрева и охлаждения сварочного терми­ческого цикла.

На этапе нагрева сварочного термического цикла на участ­ке полной перекристаллизации (участок зоны термического влия­ния, нагреваемый выше Асз, см. рис. 12.1) в металле проходят процессы аустенитизации, роста зерна и перераспределения леги­рующих элементов и примесей. Аустенитизация - это переход

Fea(C) ->Fey(C), который для доэвтектоидных сталей происходит в интервале температур, причем в условиях неравновесного свароч­ного нагрева с большими скоростями он начинается и заканчива­ется при температурах более высоких, чем равновесные Ас и Ас^.

Неравновесные температуры А'с и А'сз зависят от химического состава стали и скорости нагрева. При дуговой сварке низколеги­рованных сталей неравновесные температуры могут быть выше равновесных на 60...80 °С. При нагреве до температур начала ау­стенитизации сталь, как правило, имеет структуру ферритоперли­токарбидной смеси в пределах бывших аустенитных зерен, сфор­мировавшихся при предыдущих технологических обработках. Пе­реход в аустенитное состояние представляет собой фазовое пре­вращение диффузионного типа. Зародыши аустенита образуются на межфазных поверхностях феррит - цементит, феррит - карбид­ная фаза, а также на границах ферритных зерен и перлитных коло­ний. Поскольку на каждом участке исходной фазы возникает боль­шое число зародышей аустенита, превращение Fea(C)-> Fey(C) приводит к измельчению зерна (рис. 12.39). В практике термиче­ской обработки этот процесс именуют измельчением зерна в ре­зультате перекристаллизации. При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК-решетки в ГЦК-решетку возникает новая кристаллографическая ориентация последней: ис­чезают границы бывших аустенитных зерен (d3(i)) и образуются новые границы при стыковке растущих зерен. После завершения этого процесса образуются так называемые начальные зерна

аустенита (do). Чем мельче исходная дисперсная структура стали, т. е. чем больше протяженность межфазных поверхностей, на ко­торых образуются зародыши зерен аустенита, тем меньше размер начального аустенитного зерна.

Рост зерна аустенита характерен для околошовной зоны, на­греваемой до высоких максимальных температур. Интенсивный рост начинается после достижения некоторой критической темпе­ратуры Ти рз. По значению Гирз различают стали природно­крупнозернистые и природно-мелкозернистые. По данным прак­тики термической обработки критическая температура Ти р 3 для

этих сталей составляет соответственно «1000 и «1100 °С (сог­ласно стандарту природную зернистость стали оценивают баллом зерна, которое формируется после восьмичасовой выдержки стали при 950 °С). Температура Ти р 3 зависит от состава стали, наличия

примесей и метода раскисления при ее выплавке. Элементы, обра­зующие труднорастворимые карбиды (Ті, V, Mo, W и др.), оксиды, сульфиды, нитриды и корунды (О2, S, N2, А1), а также поверхно­стно-активные (В), концентрирующиеся на границах зерен, повы­шают Гирз. Рост зерна происходит в результате собирательной

рекристаллизации, ведущим процессом которой является миграция границ зерен. Мелкодисперсные частицы карбидов и неметалличе­ских включений замедляют миграцию границ и препятствуют рос­ту зерна. Для каждой стали характерен определенный максималь­ный размер зерна dmах.

При сварочном нагреве пребывание в диапазоне температур ^и. рз -^с обусловливает высокую скорость самодиффузионных

процессов, что способствует растворению карбидов и оксидов. В этих условиях в углеродистых и большинстве низколегированных сталей в процессе сварки дуговыми способами аустенитное зерно в околошовной зоне вырастает до размера d3(2) и иногда достигает своего максимального размера dmax. При этом рост зерна происхо­дит как на этапе нагрева, так и на этапе охлаждения. В то же время большие скорости нагрева и относительно высокие скорости ох­лаждения ограничивают пребывание металла при высоких темпе­ратурах.

Соотношение приращений размера зерна на этих этапах зави­сит от состава стали и теплового режима сварки q/(vS), а также от температуры подогрева, т. е. в конечном счете от параметра сва­рочного термического цикла - времени пребывания при темпера­турах выше 1000 °С (f>iooo)-

Применительно к сварке углеродистых и низколегированных сталей размер аустенитного зерна можно рассчитать, воспользо­вавшись соотношением металлофизики (12.48). В данном случае вместо Т подставляют выражение, определяющее температурное поле для заданных источника теплоты и схемы свариваемого тела:

1

</max =5,5168• 10—2 -0,1851—,

где S и С - содержание серы и углерода в стали, %.

Уравнение (12.50) решают численным методом с помощью

компьютерной программы. При расчетах для спокойной низколе-

2

гированной стали значения do, см, а также см /с, и Qp, Дж, мо­гут быть определены регрессионными зависимостями:

В сталях микролегированных и среднелегированных, в состав которых также входят Cr, Mo, V, Nb, Ті, В, Al и редкоземельные элементы, рост зерна за время сварки не успевает завершиться. Температура Гирзповышается до 1200... 1250 °С. В этом случае

появляется возможность существенно ограничить рост зерна, уменьшая высокотемпературную часть сварочного термического цикла. Весьма эффективно в этом отношении применение способов сварки с высокой концентрацией энергии (электронно-лучевой, лазерной и др.), в том числе и для углеродистых и низколегирован­ных сталей.

Следует отметить, что на участке околошовной зоны, непосред­ственно примыкающем к линии сплавления, наблюдаются аномалии роста зерна. Это, по-видимому, связано с оплавлением данного уча-

стка при нагреве до температур в интервале ТС...ТЛ (от температуры солидуса до температуры ликвидуса). Оплавление происходит как при нагреве непосредственно источником теплоты, так и при кри­сталлизации металла шва. При кристаллизации шва выделяющаяся теплота затвердевания может привести к дополнительному оплав­лению околошовной зоны, если Тс м ш > Гл. о.м (Тс. м.ш и Тл. о.м ~ тем­пературы солидуса металла шва и ликвидуса основного металла). В этом случае (Гс млп превышает Гл>0.м) происходит полное расплав­ление части рассматриваемого участка околошовной зоны, которая фиксируется как зона расплавленного и не перемешанного с метал­лом шва основного металла.

В результате оплавления участка околошовной зоны исчезает зеренная структура, сформировавшаяся на этапе сварочного нагре­ва. Новые границы аустенитных зерен образуются при затвердева­нии расплавленного металла на оплавленном участке околошов­ной зоны. Конечные размеры зерен зависят от степени оплавления околошовной зоны. При наличии полностью расплавленной про­слойки, затвердевание которой происходит после начала кристал­лизации шва, границы зерен на этом участке околошовной зоны представляют собой продолжение границ относительно крупных зерен в металле шва. В этом случае на участке околошовной зоны, примыкающем к линии сплавления, наблюдается наиболее круп­ное зерно в околошовной зоне. При частичном оплавлении грани­цы зерен образуются по затвердевшим расплавленным прослойкам между частями оплавленных зерен. Конечные размеры зерен могут быть соизмеримы с размерами остальных зерен в околошовной зоне или более мелких. Во всех рассмотренных случаях возможно подрастание аустенитных зерен на этапе охлаждения. Об этом свидетельствуют несовпадение границ новых зерен с оплавленны­ми границами старых зерен и больший размер новых зерен по сравнению с размерами старых зерен. При анализе этого явления необходимо четко отличать оплавленные старые границы от дей­ствительных границ аустенитного зерна.

После завершения аустенитизации внутри зерен аустенита су­ществует неравномерное распределение легирующих элементов и примесей, особенно углерода и карбидообразующих. Углерод концентрируется в местах, где ранее располагались частицы цементита, а также на участках зерна, где находятся еше не полно­стью растворившиеся специальные карбиды. Для сталей обыкно­венного качества и высококачественных сталей после горячей обработки давлением (прокатки, ковки) характерна начальная химическая неоднородность, связанная с волокнистой макрострук­турой и полосчатой микроструктурой. Волокнистая макрострукту­ра образована строчками раздробленных и вытянутых вдоль направления деформации неметаллических включений (сульфи­дов, оксидов, фосфидов). В зоне строчек имеет место повышенное

содержание S, Mn, О2, Ті, Р, А1. Полосчатая микроструктура вызвана более высокой концентрацией углерода в осях дендритов, чем в зонах их срастания в исходных слитках стали.

При нагреве после завершения аустенитизации в металле око - лошовной зоны внутри зерен развивается процесс гомогенизации по углероду и другим элементам. Перераспределение элементов про­исходит в соответствии со значениями градиента химического по­тенциала в разных участках зерен. При этом вначале возможно вре­менное усиление МХН. Углерод перераспределяется из зон, обога­щенных некарбидообразующими элементами, в зоны, обогащенные карбидообразующими, поскольку первые повышают, а вторые по­нижают термодинамическую активность углерода. При повышении содержания углерода его активность увеличивается и направление перераспределения углерода изменяется, чему также способствует происшедшее к этому моменту времени перераспределение других элементов. При нагреве до температур свыше 1100 °С развивается процесс гомогенизации в направлении равномерного распределения элементов по телу зерен. Гомогенизация продолжается также на ветви охлаждения до температур сохранения диффузионной под­вижности элементов или температур начала фазовых выделений, например карбидов в высоколегированных сталях.

Степень завершения гомогенизации при сварке зависит от

7тах> диффузионной подвижности элементов, времени пребывания при температурах гомогенизации и исходной макро - и микрохи­мической неоднородности. Максимальная степень гомогенизации соответствует участкам околошовной зоны, нагреваемым до Гс, поскольку коэффициенты диффузии элементов увеличиваются с повышением температуры в экспоненциальной зависимости. С наибольшей скоростью гомогенизация происходит по углероду С, с меньшей - по элементам: S, Р, Cr, Mo, Mn, Ni, W (в приведен­ной последовательности). Коэффициенты диффузии в железе при

-11 2

1100 °С составляют: для углерода 10 м/с, для остальных эле-

-13 -15 2

ментов 10 ...10 м/с. Время пребывания при температурах гомогенизации зависит от теплового режима сварки, а также от класса применяемых сварочных материалов. Последнее связано с дополнительным нагревом околошовной зоны теплотой, выде­ляющейся при затвердевании шва (аналогично влиянию сварочных материалов на степень оплавления околошовной зоны). Степень влияния металла шва на околошовную зону определяется его тем­пературой солидуса Тс м ш. Чем она выше температуры ликвидуса

основного металла Гл о м, тем при более высоких температурах происходит дополнительный нагрев околошовной зоны. При пере­ходе от сравнительно тугоплавких феррито-перлитных сварочных материалов к более легкоплавким аустенитным материалам время пребывания околошовной зоны при температурах выше 1100 °С уменьшается примерно в 1,5 раза.

Весьма существенно на степень гомогенизации влияет исход­ное состояние стали. Наличие труднорастворимых крупных коагу­лированных частиц легированного цементита и специальных кар­бидов, например после отжига стали на зернистый перлит, заметно снижает степень гомогенизации.

Одновременно с перераспределением элементов по телу зерна возможна их сегрегация на границах зерен (см. разд. 12.6). Однако учитывая высокую скорость сварочного нагрева и снижение сте­пени равновесной сегрегации с повышением температуры, можно сделать вывод о том, что, по-видимому, этот процесс при нагреве не приведет к значительному накоплению примесей на границах. В процессе охлаждения, когда упомянутые условия изменяются, сегрегация может привести к существенному обогащению границ примесями (см. рис. 12.27). Развитие сегрегации на границах также возможно в следующих случаях: при последующих нагревах в процессе многослойной сварки и повторном нагреве при отпуске сварных конструкций. Обогащение границ примесями — одна из причин хрупкого межкристаллического разрушения в околошов­ной зоне.

Перераспределение элементов на оплавляемом участке около­шовной зоны связано с появлением между оплавленными зернами прослоек жидкой фазы. Характер МХН на оплавленном участке околошовной зоны подобен МХН в сварных швах, однако показа­тели МХН в околошовной зоне в 1,2-1,5 раза меньше. В среднеле­гированной стали показатели МХН для элементов в конечной структуре составляют: для Мо около 1,5; для Мп около 1,4 и для S около 1,2. При этом часто не наблюдается существенной неодно­родности по углероду - видимо, сказывается влияние выравни­

вающей диффузии в процессе гомогенизации при охлаждении. От применяемых сварочных материалов МХН мало зависит, хотя сте­пень оплавления околошовной зоны различна - очевидно, основ­ным определяющим фактором перераспределения служит диффу­зия в твердой фазе.

На участке неполной перекристаллизации (когда ^шах находится

в интервале неравновесных температур А'с...А'сз) происходит пол­ное или частичное превращение перлитных участков в аустенит и коагуляция (укрупнение) зерен цементита и специальных карбидов при сохранении феррита. Конечная структура после охлаждения будет характеризоваться неравномерным размером зерен и неодно­родностью структурных составляющих. Если свариваемая сталь находилась в исходном состоянии закалки и отпуска, то в этой зоне происходит разупрочнение, т. е. снижение прочности и твердости.

При нагреве до температуры ^шах (когда она ниже неравновес­ной А’с) фазовые и структурные превращения происходят в случае, если сталь перед сваркой находилась в метастабильном состоянии для этого диапазона температур. Исходные состояния стали мета - стабильны после холодного пластического деформирования, закал­ки и низкого отпуска, закалки и старения и некоторых других со­стояний. В холоднодеформированной стали развивается процесс возврата и процесс рекристаллизации обработки, который приводит к разупрочнению соответствующей зоны сварного соединения. В низкоуглеродистой стали при нагреве свыше 200 °С возможно де­формационное старение, приводящее к снижению пластичности стали. В закаленных и низкоотпущенных сталях происходят про­цессы высокого отпуска, в результате чего сталь в этой зоне разу - прочняется.

Степень завершенности процессов, развивающихся при нагре­ве метастабильного металла, и изменение свойств сварного соеди­нения зависят от состава стали и времени пребывания в диапазоне определенных максимальных температур, которое обусловлено тепловым режимом сварки. Кроме того, режим сварки определяет ширину зон, в которых развивается тот или иной процесс, а следо­вательно, и ширину зон разупрочнения или пониженной пластич­ности. При применении мощных концентрированных источников теплоты эти зоны могут стать настолько узкими, что не будут ока­зывать заметного влияния на прочность сварного соединения в целом.

На этапе охлаждения сварочного термического цикла в об­ласти высоких температур в шве и в зоне термического влияния, находящихся в аустенитном состоянии, продолжает развиваться ряд процессов, начавшихся на этапе нагрева: гомогенизация, рост зерна и др. Некоторые процессы изменяют свое направление. Так, по мере охлаждения усиливается сегрегация примесей на границах зерен. Основным процессом в сталях при охлаждении, оконча­тельно определяющим микроструктуру и свойства металла свар­ных соединений, является превращение аустенита.

Анализ превращений в сталях при охлаждении в процессе свар­ки выполняют с помощью анизотермических диаграмм превраще­ния (распада) аустенита (АРА) применительно к термическим условиям сварки (см. также разд. 12.8.1). Их строят с помощью экс­периментальных методов исследований структуры металла. При этом следует отметить, что традиционные металлографические ме­тоды с использованием шлифов с большой базой наблюдения (не менее 10 мм), на которых имеется однородная структура, не всегда пригодны для анализа узких зон сварного соединения. Наибольший интерес представляет структура зоны термического влияния и осо­бенно ее околошовного участка, которые во многих случаях явля­ются «слабым» местом сварных соединений с позиций прочности и образования дефектов. Максимальные температуры нагрева в пре­делах зоны термического влияния лежат в широком диапазоне

А’с...Тл, при этом градиент распределения Гтах по оси Оу очень высок (см. рис. 12.1). Это обусловливает существенные раличия вида превращений и конечной структуры в разных точках зоны термического влияния (часто уже на базе 0,1 мм). В сварочной ис­следовательской практике используют метод дилатометрического анализа с применением образцов, в которых моделируется свароч­ный термический цикл на базе 10x10 мм, на которой можно доста­точно точно определить структуру и размер зерна, получить рас­пределение микротвердости. Дилатометрический метод основан на регистрации изменений размера определенным образом выбранной базы «дилатации» на свободном незакрепленном образце в процессе его нагрева и охлаждения. Разработаны специализированные сва­рочные быстродействующие дилатометры («Коттрелла», ИМЕТ-ДБ, КАМАТ, МВТУ).

В дилатометре МВТУ (рис. 12.40) применяют плоские образцы ограниченных размеров 1,5 х 10 х 100 мм. В образцах воспроизво­дится сварочный термический цикл или сварочный термодефор­мационный цикл. Нагрев образца 1 осуществляется проходящим электрическим током (2, 3). Необходимое условие нагрева - рав-

номерное распределение температуры по длине базы измерения деформаций. Базу измерения выбирают вдоль длины или ширины образца (чаще вдоль ширины, так как по ширине образца легче обеспечить равномерное распределение температуры). Изменение размера базы регистрируют чувствительными индукционными датчиками 6. Изменение размера А/ в зависимости от температу­ры Г, которая фиксируется термопарой 5, привариваемой в центре измеряемой базы, регистрируют с помощью электронного двухко­ординатного самописца 7 или персонального компьютера.

Изменение размера базы образца из стали при охлаждении яв­ляется результатом суммирования термического сокращения и фазовой дилатации в/ - расширения, связанного с уменьшением

плотности металла в результате перестройки ГЦК-решетки в ОЦК - решетку при превращении Fey(C) —»Fea(C). По дилатометриче­ским кривым (дилатограммам) устанавливают температуры начала Тн и конца Тк превращений аустенита (рис. 12.41) и соответст­вующую им наблюдаемую фазовую дилатацию є^ (рис. 12.42).

На кривой сварочного термического цикла (рис. 12.41, а) фикси­руют эффекты выделения и поглощения теплоты (± Q), сопро­вождающие фазовые превращения Fey(C)<=* Fea(C) (так называ­емый термический анализ), и определяют температуры начала (Гн)

Рис. 12.41. Сварочный термический цикл (а) и дилатограмма (б):

Г'„, Г к и Гн, Тк - температуры начала и конца фазовых превращений соответствен­но при нагреве и охлаждении; Q* и Q - теплота превращений соответственно при нагреве и охлаждении; Д/ - изменение базы измерения свободной деформации

и конца (Гк) превращений. Этот метод также применяют с исполь­зованием сварных образцов. В по­следнем случае термопару при­варивают в зоне термического влияния или вводят в хвостовую часть сварочной ванны и записы­вают данные зависимости T{t) - сварочного термического цикла. Это позволяет исследовать пре­вращения непосредственно в за­данной точке сварного соединения во время сварки. Такая методика в мировой практике получила на­звание «in situ» {лат. - на месте). Поскольку эффект тепловыделе­ния не всегда имеет ярко выра­женный характер, анализируют зависимость первой производной температуры по времени. Для это­го зависимость Т = ft) дифферен-

цируют с помощью электронных дифференцирующих устройств или компьютерных средств.

Иногда полезными для анализа превращений являются некото­рые условные параметры: температура максимальной скорости пре­вращения ТМЛ1 и соответствующая ей максимальная фазовая дилата­ция £ j max * Графики изменения є^тах и £f в зависимости соот­ветственно от Тм п и интервала АТ = Тн-Тк приведены на рис. 12.43. Дополнительно на образцах определяется фазовый состав структуры металлографическим методом и по распределению микротвердости. Дилатограммы снимаются для серии сварочных термических цик­лов, охватывающей весь диапазон типовых режимов сварки. По комплексу полученных данных строят диаграмму АРА.

а б

Рис. 12.43. Изменение условной максимальной фазовой дилатации е/тах в зависимости от температуры максимальной скорости превращения ТМЛ1 (а) и наблюдаемой фазовой дилатации Є/ от температурного интервала

превращений АТ (б)

На диаграмме АРА (рис. 12.44) фиксируются критические зна­чения we/5 или /8/5, соответствующие появлению 5 % мартенсита (^мі)> образованию 90 % мартенсита (г^М2)> появлению 5% ферри­та + перлита (г^фпі) и образованию 100 % феррита + перлита

(^фп2 )• ГІри наличии данных о параметрах сварочного термиче­ского цикла, задавая тип и размеры сварного соединения, способ и режим сварки, можно определить состав структуры околошовной зоны однослойного соединения.

Рис. 12.44. Анизотермическая диаграмма превращений в стали 45 в коор­динатах температура - время (диаграмма ТКД) (а) и температура - скорость охлаждения (диаграмма АРА) (б):

А, Ф, П, Б и М - соответственно аустенит, феррит, перлит, бейнит и мартенсит; /д/5 - время охлаждения от 800 до 500 °С; к’(,;5 - скорость охлаждения в диапазоне

600...500 °С

массы вещества, а только перемещение составляющих. Характер­ной особенностью процесса является то, что по условию квази­нейтральности скорости диффузии электронов и ионов должны быть одинаковы. Поскольку электроны обладают большой под­вижностью, они опережают ионы, создавая электрическое поле, которое сильно тормозит их и слегка ускоряет тяжелые частицы - ионы. Происходит выравнивание скоростей, и весь процесс идет со скоростью, близкой к той, которая в отсутствие электрического поля соответствовала бы диффузионному движению ионов.

Такой процесс совместного движения ионов и электронов че­рез газ получил название амбиполярной диффузии.