ТЕОРИЯ сварочных процессов

Полиморфные превращения

Ряд металлов (Fe, Ті, Со и др.) имеет несколько модификаций кристаллических структур при различных температурах. Термоди­намически полиморфные превращения (переход из одной модифи­кации в другую) обусловлены минимумом объемной свободной энергии, характерным для той или иной модификации в соответст­вующих температурных интервалах. Полиморфные превращения в зависимости от условий охлаждения могут иметь диффузионный или мартенситный характер.

Фазовые превращения диффузионного типа происходят по механизму образования и роста новой фазы. Закономерности этого процесса аналогичны процессу кристаллизации жидкой фазы (см. разд. 12.5.1) Необходимым условием превращения диффузионного типа является определенная степень переохлаждения (или пере­грева) по отношению к равновесной температуре начала фазовых превращений 7о, при которой удельные объемные свободные энергии фаз равны. Возникновение зародышей обеспечивается за счет выделившейся при переохлаждении (или перегреве) удельной объемной свободной энергии и флуктуационного повышения энергии в отдельных группах атомов. При превращении диффузи­онного типа в сплавах для образования зародыша необходимо также наличие флуктуации концентрации растворенного элемента. Это условие затрудняет образование зародышей новой фазы, осо­бенно если ее состав сильно отличается от исходной. При превра­щении диффузионного типа в твердом состоянии образование за­родышей также тормозится упругой деформацией фаз, которая обусловлена различием удельных объемов исходной и образую­щихся фаз. Энергия упругой деформации так же, как и поверхно­стная энергия, увеличивает объемную свободную энергию.

Среди образовавшихся зародышей способностью к дальней­шему росту обладают зародыши, размер которых равен критиче­скому или превышает его. В этом случае баланс поверхностной и объемной энергий имеет отрицательное значение и рост новой фа­зы происходит с уменьшением свободной энергии системы. Кри­тический размер зародышей уменьшается с увеличением степени переохлаждения по отношению к равновесной температуре 7q, при которой объемные свободные энергии фаз равны. При этом ско­рость образования зародышей также будет уменьшаться, так как с понижением температуры снижается диффузионная подвижность атомов, необходимая для формирования зародыша новой фазы. Зависимость вероятности образования новой фазы от степени пе­реохлаждения будет иметь максимум. При нагреве зависимость вероятности образования новой фазы от степени перегрева будет монотонно возрастающей.

При росте новой фазы изменение составляющих свободной энергии аналогично их изменению при образовании зародышей. Поэтому зависимость линейной скорости роста новой фазы от сте­пени переохлаждения также имеет максимум, но сдвинутый в сто­рону меньших переохлаждений. Общая скорость фазового пре­вращения определяется суммой скоростей зарождения и роста но­вой фазы.

При постоянной температуре, отличающейся от равновесной температуры Го, процесс превращения диффузионного типа про­текает изотермически (рис. 12.34). Началу превращения предшест­вует инкубационный период (0я/), во время которого развиваются

подготовительные процессы в исходной фазе. Количество новой фазы V увеличивается с течением времени.

Кинетика фазовых пре­вращений в сталях при раз­личных степенях переохлаж­дения описывается С-образ - ной диаграммой изотермичес­кого превращения (рис. 12.35). Фазовое превращение в усло­виях непрерывного охлажде­ния или нагрева подчиняется тем же основным закономер­ностям, что и изотермическое превращение. Условно пре-

что на рис. 12.34)

вращение при непрерывном изменении температуры можно рас­сматривать как серию многочисленных изотермических превраще­ний при последовательно меняющихся температурах. Чем быстрее

меняется температура, тем меньшее количество новой фа­зы успевает образоваться при каждой степени переохлажде­ния. В результате превращение протекает в диапазоне непре­рывно изменяющихся темпера­тур при большей степени пере­охлаждения или перегрева, чем изотермическое превращение. В этом случае кинетика фазо­вого превращения описывается термокинетической диаграм­мой превращения (рис. 12.36). При относительно высоких скоростях охлаждения (w, r) ис­ходная фаза может претерпе­вать только частичное фазовое превращение диффузионного типа. При очень высоких ско­ростях, превышающих крити­ческую (w' > г^кр), фазовое пре­вращение диффузионного типа не успевает начаться и сплав переох­лаждается до температур, при которых превращение не может развиваться из-за чрезвычайно низкой скорости диффузионных про­цессов.

В материаловедческой практике термокинетические диаграммы превращений (ТКД) строят в координатах температура - время. При этом максимальная температура соответствует нагреву при термо­обработке (закалке, отжигу), а время отсчитывается от момента на­чала охлаждения после выдержки при максимальной температуре.

В сварочной практике применяют диаграммы, преобразован­ные в вид, удобный для практического использования при выборе теплового режима сварки. Во-первых, нагрев соответствует сва­рочному термическому циклу с максимальной температурой, близкой к температуре солидуса сплава; во-вторых, тип и темпера­тура превращений даются в зависимости от скорости охлаждения при сварке. В диаграммах для сталей принято использовать ско­рость охлаждения в диапазоне 600...500 °С (г^б/5> °С/с) или время охлаждения от 800 до 500 °С (/8/5, с)* Такие диаграммы получили

название анизотермических диаграмм распада аустенита при свар­ке - АРА (см. разд. 12.8.3).

Превращениями диффузионного типа являются ферритное и перлитное превращения при распаде аустенита в условиях мед­ленного охлаждения углеродистых и низколегированных сталей.

Ферритное превращение начинается при некотором переох­лаждении ниже Лгз. Зародыши ферритной фазы возникают на гра­ницах аустенитных зерен (нормальный механизм превращения). Этому процессу предшествует диффузионный отвод углерода во внутренние части зерна аустенита. Твердость феррита составляет

80.. . 100 НВ. При непрерывном охлаждении количество ферритной фазы, как правило, не достигает равновесного значения. При

Т < Аг происходит перлитное (или другое) превращение остав­шейся части аустенита. При этом образуется перлит с содержани­ем углерода С < 0,8 % - так называемый квазиэвтектоид, который характеризуется увеличенной долей ферритной составляющей в ферритоцементитной смеси. При этом температура превращения

может быть существенно ниже Аг (до 550 °С). При большем переохлаждении (до 400 °С) возможно образование сорбита, тро - остита - разновидностей перлита, отличающихся большей дис­персностью ферритоцементитной смеси (см. ниже - перлитное превращение).

В сталях с крупным аустенитным зерном (сварной шов, пере­гретая околошовная зона) при относительно высоких скоростях охлаждения возможно выделение феррита в виде ориентирован - . ных пластин внутри зерна аустенита (видманштеттова структура). Ферритные пластины выделяются вдоль плотноупакованных окта­эдрических плоскостей решетки аустенита. Предполагают, что ме­ханизм их образования такой же, как и у мартенсита. Возможны случаи одновременного образования сетки феррита по границам зерен и видманштеттова феррита, причем по мере увеличения со­держания углерода и уменьшения размера зерна доля последнего снижается. Образованию видманштеттовой структуры в стали спо­собствуют Мп, Сг и Мо. Выделения феррита могут приводить к уменьшению прочности, а тонкопластинчатая видманштеттова структура - к снижению пластичности.

Перлитное превращение характерно для среднеуглеродистых сталей. Оно происходит при сравнительно невысоких скоростях охлаждения. При содержании углерода С < 0,8 % превращение но­сит квазиэвтектоидный характер. Перлитное превращение проис-

Величину

6 = (2.34)

Е

называют подвижностью носителя тока (электрона), а уравнение

(2.34) известно как уравнение Ланжевена. Входящая в уравнение

(2.34) величина те характеризует среднее время пробега электро­нов по отношению к столкновениям, в результате которых тормо­зится электронный поток, поэтому средняя частота столкновений электрона

/те=/теі +/хеа. (2.35)

Столкновения электронов между собой не учитываются, так как они не приводят к торможению электронного потока. При изуче­нии представляют интерес два крайних случая электропровод­ности плазмы: а) полностью ионизованная плазма при степени ионизации % ~ 1, 0; б) слабо ионизованная плазма при х^ U

па ~ щ ~ пе (при однозарядных ионах).

Удельная электропроводность полностью ионизованной плаз­мы, состоящей из однозарядных ионов, определяется по Л. Спит-

церу (Qea = 0, те = теі, пе = И/Z, z - заряд ионов):

о=^ь£=1,53.,0-;£2 <2.зб)

mevei In А

Для слабоионизованной плаз­мы торможение электронов про­исходит главным образом вслед­ствие столкновений с нейтраль­ными атомами и молекулами. В этих случаях Qel мало, тогда Т = Л/v = Tea = l(navQea). Най­дем удельную электропровод­ность согласно уравнению (2.33):

2.3.2. Амбиполярная диффузия

Направленные потоки ионов и электронов в плазме могут воз­никать не только под действием электрического поля, но и в усло­виях, когда концентрация частиц в различных точках неодинакова. В этих случаях силой, приводящей в движение частицы, будет разность давлений.

В слабо ионизованной плазме давление электронной и ионной составляющих мало по сравнению с давлением нейтрального газа, поэтому при диффузионном движении заряженных частиц так же, как и при прохождении тока, происходит не перемещение всей

ходит по диффузионному механизму и начинается с образования зародышей в виде перлитных колоний на границах аустенитных зерен. Вначале вследствие флуктуации концентрации углерода об­разуется тонкая цементитная (или ферритная) пластина. При ее утолщении окружающий аустенит обедняется (или обогащается) углеродом и создаются условия для возникновения примыкающих к этой пластине пластин феррита (или цементита). Попеременное многократное возникновение пластин цементита и феррита приво­дит к образованию перлитной колонии, которая начинает расти не только в боковом, но и торцевом направлении. Кооперативный рост двухфазной колонии в торцевом направлении контролируется диффузионным перераспределением углерода в объеме аустенита перпендикулярно фронту превращения и вдоль фронта между со­ставляющими перлитной колонии.

Скорость роста перлитных колоний и межпластиночное рас­стояние (между одноименными пластинами) зависит от степени переохлаждения ниже Аг. Для стали с содержанием углерода 0,8 % по признаку дисперсности различают следующие разновид­ности перлитных структур:

Температура Межпластиночное Твердость

образования, расстояние, по Бринеллю,

°С мкм НВ

Собственно перлит.... 700-600 0,5-1,0 170-230

Сорбит........................... 600-550 0,2-0,4 230-330

Троостит........................ 550-450 0,1 330-400

Разделение условно, так как по мере понижения температуры пре­вращения монотонно увеличивается дисперсность структур. Наи­более высокие значения пластичности и ударной вязкости имеет сорбит. Характеристикой перлитной структуры также служит окончательный размер колоний (перлитных зерен). Чем меньше размер бывших аустенитных зерен и ниже температура превраще­ния, тем меньше размер перлитных зерен. С уменьшением их раз­мера повышаются прочностные свойства структуры.

Мартенситное превращение характерно для среднеуглероди­стых и легированных сталей при больших скоростях охлаждения. Превращение происходит бездиффузионно при переохлаждении аустенита до температур, при которых диффузионные перемеще­ния атомов железа практически прекращаются, а атомов углерода существенно замедляются. Оно начинается и заканчивается при

постоянных для сталей данного состава температурах Тми и Тм к, не зависящих от скорости охлаждения. Превращение протекает по сдвиговому механизму. Мартенситные пластины образуются вдоль плотноупакованных октаэдрических плоскостей ГЦК - решетки аустенита, которые наиболее близки по атомному строе­нию к плоскостям с максимальной упаковкой в ОЦК-решетке мар­тенсита. В результате кратчайших кооперативных атомных смешений (эквивалентных сдвиговой деформации) ГЦК-решетки аустенита превращаются в объемно-центрированные тетрагональ­ные решетки мартенсита. Превращение мартенсита не сопровож­дается выделением углерода из твердого раствора, который после превращения становится пересыщенным. Атомы углерода, распо­ложенные в аустените в сравнительно свободных пустотах вдоль ребер ГЦК-решетки, оказываются на гранях ОЦК-решетки. Они препятствуют сдвиговой деформации при превращении, в резуль­тате чего тетрагональная решетка мартенсита искажается. Мартен­сит характеризуется сложным дислокационным строением с высо­кой плотностью дислокаций (до 10 ...10 см ). Его образование обусловлено пластической деформацией исходной решетки аусте­нита путем сдвига.

По внутреннему строению различают следующие типы мар­тенсита: пластинчатый и пакетный. Пластинчатый мартенсит также называют игольчатым, низкотемпературным и двойнико­вым. Он образуется в среднеуглеродистых легированных сталях и имеет форму тонких линзообразных пластин с двойниковыми про­слойками в средней части. В начальный момент превращения, ко­гда образуется средняя часть пластины (так называемый мидриб), пластическая деформация аустенита, обусловливающая пере­стройку решетки, происходит путем двойникования. Периферий­ные области мартенситных пластин имеют дислокационное строе-

- 1Л9 1Л10 “2 гг

ние с плотностью дислокации 10 ...10 см. По мере снижения температуры превращения доля двойниковых участков увеличива­ется. Пластины мартенсита, образующиеся в первую очередь при

Тм н, проходят через все зерно аустенита, расчленяя его на отсеки. Следующие образующие пластины располагаются под углом к ра­нее образовавшимся и по длине соизмеримы с размерами отсеков. В зависимости от размеров зерна аустенита пластинчатый мартен­сит может быть крупноигольчатым, мелкоигольчатым или бес­структурным. В последнем случае иглы мартенсита не различают­ся средствами оптической металлографии.

Пакетный мартенсит, также называемый реечным, массив­ным, высокотемпературным и недвойниковым (дислокационным), имеет форму примерно одинаково ориентированных тонких пла­стин (реек). Они образуют плотный более или менее равноосный

пакет. Ширина реек составляет 0,1 1 мкм, поэтому оптической

металлографией выявляются только их пакеты. По этой причине пакетный мартенсит получил название массивного. Пакетный мар­тенсит образуется в большинстве низкоуглеродистых легирован­ных сталей. Он характеризуется сложным дислокационным строе-

11 12 -2

нием с высокой плотностью дислокаций (до 10 ...10 см ). Его образование обусловлено пластическим деформированием исход­ной решетки аустенита путем сдвига.

Чем выше содержание углерода, тем выше степень тетраго­нальное™ решетки мартенсита. Твердость мартенсита определяет­ся содержанием углерода в стали и практически не зависит от содержания легирующих элементов (рис. 12.37). Мартенситное

превращение аустенита не бывает пол­ным - в структуре всегда остается от 2 до 10 % остаточного аустенита (А0).

Тип мартенсита определяет его ме­ханические и технологические свойст­ва. Например, пластинчатый мартенсит в околошовной зоне более склонен к образованию холодных трещин, чем пакетный. Это связано с тем, что у вершины двойниковой пластины соз­даются высокие плотность дислокаций и уровень микронапряжений.

Бейнитное превращение, называемое также промежуточным, характерно для сварки большинства углеродистых и легированных

сталей при скоростях охлаждения в диапазоне ^фП2-*-^м2 (см - рис. 12.45). Оно происходит в интервале температур от 500 °С до Тм н, когда самодиффузия железа и диффузия легирующих элемен­тов практически отсутствуют, а диффузия углерода еще достаточ­но существенна. Различают верхний (Бв) и нижний (Бн) бейниты, образующиеся соответственно в верхней и нижней частях темпе­ратурного интервала превращения.

Бейнитное превращение сочетает элементы перлитного и мар - тенситного превращений. Ему предшествует диффузионное пере­распределение углерода в аустените, в результате чего образуются

участки, обедненные и обогащенные углеродом. Дифференциация участков по содержанию углерода тем больше, чем выше температу­ра превращения. При образовании Бв в обедненных участках возни­кает пересыщенная углеродом ферритная фаза по мартенситному механизму (низкоуглеродистый мартенсит). В обогащенных участ­ках аустенита выделяются карбиды. Отдельные обогащенные участ­ки не претерпевают бейнитного превращения, а при дальнейшем охлаждении превращаются в мартенсит или остаются в виде оста­точного аустенита Ао. Бейнит Бв имеет перистое строение. В нем мелкие карбидные образования (в виде коротких палочек) распола­гаются главным образом между сравнительно крупными пластинка­ми феррита. Иногда Бв называют игольчатым трооститом.

При образовании Бн из-за меньшей подвижности углерода ферритная фаза в большей степени пересыщена углеродом, поэто­му карбиды выделяются главным образом внутри ферритной фазы сразу после ее образования, подобно отпуску мартенсита. По этой причине иногда Бн по структуре и свойствам считают аналогич­ным отпущенному мартенситу. Строение Бн - игольчатое с мель­чайшими карбидными частицами, расположенными в объеме фер - ритных пластин.

Верхний бейнит имеет пониженную прочность и невысокие пластичность и ударную вязкость вследствие относительно боль­ших размеров составляющих структуры и повышенного количест­ва нераспавшегося остаточного аустенита А0. Нижний бейнит, особенно образовавшийся при температурах на 50... 100 °С выше. температуры Гм н, наоборот, обладает благоприятным сочетанием указанных свойств.

Часто бывает, что при непрерывном охлаждении ни один вид превращения аустенита не успевает завершиться полностью, а по мере снижения температуры виды превращений сменяют друг друга.