ТЕОРИЯ сварочных процессов

Фазовые и структурные превращения при сварке сталей

Фазовые и структурные превращения при сварке конструк­ционных сталей нередко вызывают понижение технологической прочности, механических и эксплуатационных свойств металла сварных соединений. Под технологической прочностью понимают способность материалов без разрушения выдерживать термомеха­нические воздействия в процессе сварки. В условиях указанных воздействий часто существенно понижаются механические свойст­ва металла, что вместе с довольно высокими сварочными дефор­мациями и напряжениями может служить причиной образования трещин.

Ориентируясь на максимальную температуру нагрева, в свар­ном соединении сталей можно выделить несколько характерных

Рис 13 17 Разделение сварных соединений стали на зоны, отра­жающие характер фазовых и струк­турных превращений.

I — зона превращений, /а —

участок первичной и вторичной крис­таллизации, 16 — участок полной

перекристаллизации, /е — участок неполной перекристаллизации, 2 — зо­на превращений метастабильного ме­талла, 2а — участок отпуска и ре­кристаллизации, 26 —- участок воз­врата и старения, Тл Т№ Тк> Гп — температура ликвидуса, начала н кон­ца а-[11]-у превращения и начала струк­турных превращений при иагреве со­ответственно

зон, в пределах которых происходят или могут произойти опре - деленные фазовые и структурные превращения (рис. 13.17).

ПРЕВРАЩЕНИЯ В ОСНОВНОМ МЕТАЛЛЕ

ПРИ НАГРЕВЕ

При нагреве по мере повышения температуры металл претер­певает последовательно целый ряд превращений.

На участке полной перекристаллизации (рис. 13.17,16) в ме­талле проходят процессы аустенитизации, роста зерна и пере­распределения легирующих элементов и примесей. Аустенитиза - ция — переход Fea - v Fev. Этот переход 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 ЛС| и Лс3. При нагреве до температур начала аустени­тизации сталь получает структуру феррито-перлито-карбидной смеси. Переход в аустенитное состояние представляет собой фа­зовое превращение диффузионного типа. Превращение начинает­ся на участках перлита. Зародыши аустенита образуются на межфазных поверхностях феррит—цементит. Поскольку на каж­дом участке перлита возникает несколько зародышей аустенита, превращение Fea-*-Fe7 приводит к измельчению зерна. При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК решетки в ГЦК решетку возникает новая кристаллографическая ориента­ция последней. В результате исчезают границы бывших* аусте - нитных зерен и образуются новые границы при стыковке расту­щих зерен. После завершения этого процесса образуются так называемые начальные зерна аустенита. Чем дисперснеє исходная структура стали, т. е. чем больше межфазная поверхность, на которой образуются зародыши зерен аустенита, тем меньше размер начального аустенитного зерна.

Рост зерна аустенита характерен для ОШЗ, нагреваемой до наибольших максимальных температур. Интенсивный рост начи­
нается после достижения некоторой критической температуры ТИрэ По значению Тнрз различаются стали природно-крупнозер­нистые и природно-мелкозернистые. По данным практики терми­ческой обработки Т„рзДля этих сталей составляет 1203 К и 1273... 1373 К соответственно[12]. Значение Т„?3 зависит от состава стали, наличия примесей и метода раскисления. Элементы, образующие труднорастворимые карбиды (Ті, V, Mo, W и др.), оксиды, суль­фиды и нитриды (Ог, S, N2, А1), а также поверхностно-активные (В) концентрирующиеся на границах зерен, повышают Тарз. Рост зерна происходит в результате собирательной рекристалли­зации, ведущий процесс которой •— миграция границ зерен. Мелко­дисперсные частицы карбидов и неметаллических включений за­медляют миграцию границ и препятствуют росту зерна. Для каждой стали характерен определенный предельный размер зерна.

При сварочном нагреве высокие максимальные температуры способствуют растворению карбидов и оксидов и обусловливают высокую скорость самодиффузионных процессов. В то же время большие скорости нагрева и относительно высокие скорости ох­лаждения ограничивают пребывание металла при высоких темпе­ратурах. В этих условиях в углеродистых и большинстве низко­легированных сталей в процессе сварки дуговыми способами аустенитное зерно в ОШЗ успевает вырасти практически до своих максимальных размеров, при этом рост зерна происходит как на этапе нагрева, так и на этапе охлаждения. Соотношение прира­щения размера зерна на этих этапах зависит от состава стали и теплового режима сварки <7/(06) и температуры подо­грева.

В сварных соединениях зону перекристаллизации разделяют на два участка: зону перегрева с относительно крупным зерном {Тк акс^ 1273 К) и зону нормализации с мелким зерном (Т тах-< <1273 К).

В сталях, микролегированных Mo, V, Nb, Ті, В, Al и средне­легированных, в состав которых входят Сг, Мо и другие карбидо­образующие элементы, рост зерна в процессе сварки не успевает завершиться. В этом случае появляется возможность существенно ограничить рост зерна, ужесточая высокотемпературную часть сварочного термического цикла. Весьма эффективно в этом отно­шении применение лучевых способов сварки, в том числе и для углеродистых и низколегированных сталей.

Следует отметить, что на участке ОШЗ, непосредственно при­мыкающем к линии сплавления, наблюдаются аномалии в росте зерна. Это, по-видимому, связано с оплавлением данного участка при нагреве до температур в интервале Тс—Тл (температуры солидуса и ликвидуса соответственно). 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 ОШЗ, если Гсмш^ Тлом (Гсмши Тло„— температуры солидуса металла шва и ликвидуса основного металла соответст­венно). Если Гсмш превышает Тл0«, происходит полное расплавле­ние части рассматриваемого участка ОШЗ, которая фиксируется в ОШЗ как зона «расплавленного и неперемешанного со швом основного металла».

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

Перераспределение легирующих элементов и примесей в сталях при высокотемпературном сварочном нагреве — сложный диффу­зионный процесс, который может приводить как к снижению, так и повышению МХН. 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 еще не полностью растворившиеся специальные карбиды. Для сталей обыкновенного качества и качественных 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, Мп, О2, Si, Р, А1. Полосчатая микро­структура вызвана более высокой концентрацией углерода в осях дендритов по сравнению с зонами их срастания в исходных слит­ках стали.

При нагреве после завершения аустенитизации в металле ОШЗ 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, в результате на­правление перераспределения углерода изменяется, чему также способствует произошедшее к этому моменту перераспределение других элементов. При нагреве до температур свыше 1370... 1470 К 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 мартенситно-стареющих сталях.

Степень завершения гомогенизации при сварке зависит от Г шах, диффузионной подвижности элементов, времени пребывания при температурах гомогенизации и исходной макро- и микрохими­ческой неоднородности. Максимальная степень гомогенизации соответствует участкам ОШЗ, нагреваемым до Тс, учитывая, что коэффициенты диффузии элементов увеличиваются с повышени­ем температуры в экспоненциальной зависимости. С наибольшей скоростью гомогенизация происходит по С, с меньшей — по S, Р, Сг, Мо, Мп, Ni, W в приведенной последовательности (коэф­фициенты диффузии в железе при 1373 К составляют для С 10-11 и для остальных элементов 10-13...1СР15 м2/с). Время пребыва­ния при температурах гомогенизации зависит от теплового ре­жима сварки, а также от класса применяемых сварочных мате­риалов. Последнее связано с дополнительным нагревом ОШЗ вы­деляющейся теплотой затвердевания шва (аналогично их влия­нию на степень оплавления ОШЗ). Степень влияния металла шва определяется Гсмш. Чем она выше, тем при более высоких гомо­логических температурах происходит дополнительный нагрев ОШЗ. При переходе от сравнительно тугоплавких ферритно- перлитных сварочных материалов к более легкоплавким аусте - нитным время пребывания ОШЗ свыше 1370 К уменьшается примерно в 1,5 раза. Весьма существенно влияет исходное состояние стали. Наличие труднорастворимых крупных скоагули- рованных частиц легированного цементита и специальных кар­бидов, например после отжига стали на зернистый перлит, за­метно снижает степень гомогенизации.

Одновременно с перераспределением элементов по телу зерен возможна их сегрегация на границах зерен. Однако, учитывая высокую скорость сварочного нагрева и снижение степени равно­весной сегрегации с повышением температуры, по-видимому, этот процесс не приведет к значительному накоплению примесей на границах при нагреве В процессе охлаждения, когда упомяну­тые условия изменяются, сегрегация может привести к обогаще­нию границ примесями (см. рис. 13 15). Развитие сегрегации на границах также возможно при последующих нагревах в про­цессе многослойной сварки и повторном нагреве при отпуске сварных конструкций. Обогащение границ примесями — одна из причин хрупкого межкристаллического разрушения в ОШЗ.

Перераспределение элементов на оплавляемом участке ОШЗ связано с появлением между оплавленными зернами прослоек жидкой фазы. Характер МХН на оплавленном участке ОШЗ по­добен МХН в сварных швах, однако показатели МХН в 1,2... 1,5 раза меньше. В среднелегированной стали показатели МХН 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 ликвация С — видимо, сказывается влияние выравнивающей диффузии в процессе гомогенизации при охлаждении. МХН не зависит от применяемых сварочных материалов, хотя степень оплавления ОШЗ различна — очевидно, основным определяю­щим фактором перераспределения служит диффузия в твердой фазе.

На участке неполной перекристаллизации (Ттах в интервале не­равновесных температур Леї — Лез) происходит полное или частич­ное превращение перлитных участков в аустенит и коагуляция цементита и специальных карбидов при сохранении феррита. Конечная структура после охлаждения будет характеризоваться неравномерным размером зерна 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.

Определенной спецификой отличаются превращения в зоне неполной перекристаллизации в мартенситно-стареющих сталях. Современные мартенситно-стареющие стали имеют следующие системы легирования. Н18К9, Х15Н5 и Х12Н10 Стали содержат углерод (0,03...0,08%), а также Ті, Al, Mo, Nb, Си и другие элементы. Последние обусловливают упрочнение в процессе ста­рения. Стали применяются в состоянии закалки и старения с исходной структурой низкоуглеродистого мартенсита, упрочнен­ного высокодисперсными интерметаллидными фазами типа N13T, ЕегМо и др В зоне неполной перекристаллизации происхо­дит так называемое обратное (а->-у)-превращение, при котором часть мартенсита без распада на ферритно-перлитную смесь превращается в аустенит. Превращение имеет сдвиговый харак­тер, подобно мартенситному превращению, почему оно и было названо обратным. Обратное превращение сопровождается коа­гуляцией интерметаллидов и частичным их растворением в аусте - ните Образовавшийся аустенит стабилен и большая его часть не претерпевает превращения в мартенсит при последующем ох­лаждении. Стабильность аустенита объясняется обогащением его никелем при растворении интерметаллидов и наклепом при об­ратном превращении. В конечной структуре может сохраняться до 30% остаточного аустенита. Эта зона характеризуется зна­чительным разупрочнением.

При нагреве до Тт*х ниже неравновесной Лсі фазовые и структурные превращения происходят в том случае, если сталь перед сваркой находилась в метастабильном состоянии для этого диапазона температур. Метастабильны исходные состояния ста­ли после холодной пластической деформации, закалки и низкого отпуска, закалки и старения. В холоднодеформированной стали развиваются процессы возврата и рекристаллизации обработки. Последний процесс приводит к разупрочнению соответствующей зоны сварного соединения. В низкоуглеродистой стали при нагре­ве свыше 470 К возможно деформационное старение, приводя­щее к снижению пластичности стали. В закаленных и низко - отпущенных сталях происходят процессы высокого отпуска, в результате чего сталь в этой зоне разупрочняется. В мартенсит - но-стареющих сталях при 7'ма|<с выше их температур старения протекает процесс перестаривания, заключающийся в коагуляции интерметаллидов и приводящий к разупрочнению соответствую­щей зоны соединения.

Степень завершенности процессов, развивающихся при нагре­ве метастабильного металла, и изменений свойств сварного соединения зависит от состава стали и времени пребывания в диапазоне определенных максимальных температур. Последнее зависит от теплового режима сварки. Кроме того, режим 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.

При многослойной сварке легированных и мартенситно-ста - реющих сталей в метастабильном состоянии будут находиться закаленные ранее сваренные слои шва и их ОШЗ. Последующий нагрев при наложении очередных слоев до температур неполной перекристаллизации и до Ас может быть весьма длительным. В этих условиях возможно достаточно полное развитие про­цессов отпуска, перестаривания и др. В некоторых легированных сталях при температурах 570...770 К развивается отпускная хрупкость, связанная с сегрегацией примесей, в частности фос­фора, на границах аустенитных зерен. В мартенситно-старею - щих сталях с углеродом до 0,08% в диапазоне температур

870.. . 1070 К возможно выпадение карбидов хрома по границам зерен, вызывающее охрупчивание многослойного шва

ПРЕВРАЩЕНИЯ В ШВЕ И ОСНОВНОМ МЕТАЛЛЕ

ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ

При охлаждении в области высоких температур в шве и в ЗТВ, находящихся в аустенитном состоянии, продолжают 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, а у мартенситно-стареющих сталей при условии медленного охлаждения возможно выпадение карбо - нитридов и карбидов хрома при температурах ниже 1320. , 1220 К. Основной процесс в сталях при охлаждении, оконча­тельно определяющий микроструктуру и свойства металла свар­ных соединений, — превращение аустенита.

Анализ превращений в сталях при охлаждении в процессе сварки выполняют с помощью так называемых «анизотермиче - ских диаграмм превращения (распада) аустенита» (АРА) при­менительно к термическим условиям сварки. Их строят на основе экспериментальных данных, получаемых с помощью дилатомет­рического или термического метода анализа. Дилатометрический метод основан на регистрации изменений размера определенным образом выбранной базы на свободном незакрепленном образце в процессе его нагрева и охлаждения (рис. 13.18). В сварочных быстродействующих дилатометрах применяют плоские или полые цилиндрические образцы ограниченных размеров (например, 1,5ХЮХЮ0 мм или диаметром 6 мм с толщиной стенки 1 мм). В образцах воспроизводится сварочный термический (СТЦ) или сварочный термодеформационный (СТДЦ) циклы. Нагрев об­разцов осуществляется проходящим электрическим током, ра­диационным нагревом или токами высокой частоты. Необходимое условие нагрева — равномерное распределение температуры на

rIZL

Рнс 13 19. Дилатограмма леги­рованной стали на ветви охлаж­дения стц

Т]и Тк и Пі» Ні — температуры начал а и конца основного превра­щения аустенита (беннитного, мар - тенситного) и сопутствующего (феррнтного, перлитного) соответ­ственно, Е[н — наблюдаемая фазо­вая дилатация, Тчп— температура максимальной скорости превраще­ния / — образец, 2 — дуга, 3 — сва­рочная ванна, 4 — термопара, 5 — электронный самописец, 6 — электронное дифференцирующее ус­тройство

длине базы измерения деформаций. Базу измерений выбирают вдоль длины или ширины образца (чаще последнее, так как по ширине образца легче обеспечить равномерное распределе­ние температуры). Изменение размера базы регистрируют чувст­вительными индуктивными датчиками. Изменение размера в зависимости от температуры, фиксируемой термопарой, при­вариваемой* в центре измеряемой базы, записывают с помощью электронного двухкоординатного самописца или осцилло­графа.

Изменение размера базы образца из стали при охлаждении — результат сложения термического сокращения Вт и фазовой ди - латации расширения е;, связанной с перестройкой ГЦК-решетки в ОЦК-решетку при Fev->-Fea. По дилатометрическим кривым (дилатограммам) устанавливают температуры начала Г„ и конца Д превращений аустенита и соответствующую им наблюдаемую фазовую дилатацию е/н (рис. 13.19). Дилатограммы снимаются для серии СТЦ, охватывающей весь диапазон типовых режимов сварки.

Термический анализ основан на регистрации эффекта выде­ления теплоты, сопровождающего фазовые превращения аусте­нита. Для термического анализа используют как образцы основ­ного металла, подобные дилатометрическим, в которых воспро­изводится СТЦ, так и сварные образцы. В последнем случае термопару приваривают в ЗТВ или вводят в хвостовую часть сварочной ванны. Это позволяет исследовать превращения аусте­нита непосредственно в заданной точке сварного соединения.

Такая методика в мировой прак­тике получила название «ин ситу»[13].

Термический анализ позволяет установить Тн и Тк превращения аустенита по отклонению кривой T = f(t), соответствующей СТЦ, от экспоненциальной зависимо­сти. Поскольку это отклонение не всегда имеет ярко выраженный характер, анализируют зависи­мость первой производной темпе­ратуры по времени от температу­ры dT/dt=f{t). Для получения производной T—f(t) дифференци­руется с помощью электронного дифференцирующего устройства (рис. 13.20 и 13 21)

На диаграммах АРА Тни Тк превращений аустенита наносят­ся в зависимости от параметров СТЦ — скорости охлаждения в диапазоне температур 873 773 К {wb/b — цифры в индексе соответствуют сотням градусов Цельсия) или времени охлажде­ния от 1073. 773 К (k/s) Диаграмма АРА дополняется данными о составе структуры З’д и макротвердости в зависимости от we/D или (в/s (рис 13 22).

На диаграмме АРА фиксируются критические значения wв/5 или it/s, соответствующие появлению 5% мартенсита (щ»мі, tHi), образованию 90% мартенсита (w„г, і«г), появлению 5% фер­рита-f перлита (шф„і, їф„і) и образованию 100% феррита-f -(-перлита (шфпг, іфпг). При наличии данных о параметрах СТЦ для определенных типа и размеров сварного соединения, способа и режима сварки можно определить состав структуры ОШЗ однослойного соединения.

В зависимости от состава стали и СТЦ, т е соотношения w6/б и да„1, wHг, гофпі и т»ф пг в ОШЗ и шве при охлаждении воз­можны фазовые превращения аустенита ферритное, перлитное, мартенситное и бейнитное Часто имеет место смешанное пре­вращение, т. е. несколько последовательно следующих друг за другом видов превращений, например бейнитное и мартенситное; ферритное, перлитное и бейнитное

Ферритное превращение характерно при сварке низкоугле­родистых сталей и относительно малых скоростях охлаждения при условии Шб/5<^фпі Оно представляет собой превращение диффузионного типа и начинается при некотором переохлаж­дении ниже Агг. Зародыши ферритной фазы возникают на гра­ницах аустенитных зерен (нормальный механизм превращения). Этому процессу предшествует диффузионный отвод углерода во

внутренние части зерна аустенита. Содержание углерода в об­разующемся феррите не превышает 0,02%. Твердость феррита составляет НВ 80 100 При непрерывном охлаждении количест­во ферритной фазы, как правило, не достигает равновесного значения При Т <Лгі происходит перлитное (или другое) пре­вращение оставшейся части аустенита При этом образуется перлит с С <0,8%, так называемый квазиэвтектоид Такой пер­лит характеризуется увеличенной долей ферритной составляю­щей

В сталях с крупным аустенитным зерном (сварной шов, перегретая околошовная зона) при относительно высоких ско­ростях охлаждения возможно выделение феррита в виде ориен­тированных пластин внутри зерна аустенита (видманштеттова

структура). Ферритные пластины выделяются вдоль плотноупа- кованных 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 видмаиштеттова феррита, при­чем по мере увеличения содержания углерода и уменьшения размера зерна доля последнего уменьшается. Образованию вид - маншттетовой структуры способствуют Мп, Сг и Мо. Выделения феррита могут приводить к уменьшению прочности, а тонко­пластинчатая видмаиштеттова структура — к снижению пластич­ности.

Перлитное превращение характерно при сварке среднеугле­родистых сталей и как дополнительное при сварке низкоугле­родистых. Оно происходит при сравнительно невысоких ско­ростях охлаждения при условии we/ь < Дофы. При С <0,8% пре­вращение носит квазиэвтектоидный характер. Перлитное превра­щение имеет диффузионный механизм и начинается с образова­ния зародышей в виде перлитных колоний на границах аустенит - ного зерна. 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 ней 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 торцовом направлении. Кооперативный рост двухфазной колонии в торцовом 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 0,8%= С по признаку дисперсности различают следующие разновидности перлитных структур: собственно перлит, температуры образования 940... 920 К, межпластиночное расстояние 0,5...1,0 мкм, твердость НВ 170...230; сорбит — соответственно 920...870 К, 0,2...0,4 мкм, НВ 230...330; троостит — соответственно 870...770 К, 0,1 мкм, НВ 330...400. Разделение условно, так как по мере понижения температур превращения монотонно увеличивается дисперсность структур. Наиболее высокие пластичность и ударную вязкость имеет сорбит.

Характеристикой перлитной структуры служит также оконча­тельный размер колоний (перлитных зерен). Чем меньше размер аустенитных зерен и ниже температура превращения, тем меньше размер перлитных зерен. С уменьшением их размера повышаются механические свойства структуры.

Мартенситное превращение при типичных сварочных скорос­тях охлаждения характерно для среднеуглеродистых легиро­
ванных сталей. При условии Юб/5>^м2 происходит полное мер - тенситное превращение, при и/б/5>и>мі — частичное мартенсит - ное в оставшейся части аустенита после других более высоко­температурных превращений. Превращение бездиффузионно и происходит при переохлаждении аустенита до температур, при которых диффузионные перемещения атомов железа практиче­ски прекращаются, а углерода существенно замедляются. Оно начинается и заканчивается при постоянных для сталей данного состава температурах Т„ аТк 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 аустеците 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. Чем выше содержание углерода, тем больше тетрагональность решетки. Твердость мар­тенсита определяется содержанием углерода в стали и практи­чески не зависит от содержания легирующих элементов (13.23). Мартенситное превращение аустенита не бывает пол­ным — в структуре всегда остается от 2 до 10% остаточного аустенита (Чо).

В зависимости от внутреннего строения различают следую­щие типы мартенсита: пластинчатый и пакетный. Пластинчатый мартенсит также называют игольчатым, низкотемпературным и двойниковым. Он образуется в высоко - и 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. Переферий - ные области мартенситных плас­тин имеют дислокационное строе­ние с плотностью дислокаций

109.. .Ю10 см-2. По мере снижения температуры превращения доля
двойниковых участков увеличивается Пластины мартенсита, образующиеся в первую очередь при Г„„, проходят через все зерно аустенита, расчленяя его на отсеки. Следующие 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 с помощью 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 0,1 ..1,0 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 строением с высокой плотностью дислокаций (до 10й... 1012 см-2). Его образование обусловлено пластической деформацией исход­ной решетки аустенита путем скольжения.

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 при сварке большинства углеродистых и легирован­ных сталей при скоростях охлаждения в диапазоне wa]...wa2. Оно происходит в интервале температур 770 К •• ТКИ, когда само - диффузия железа и диффузия легирующих элементов практиче­ски отсутствуют, а диффузия углерода еще достаточно сущест­венна. Различают верхний (Б3) и нижний (Б„) бейнит, образую­щиеся соответственно в верхней и нижней части температурного интервала превращения

Бейнитное превращение сочетает элементы перлитного и мар­тенситного 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. Окружающий карбиды аустенит с уже пониженным содержанием углерода претерпевает (у а) - превращение. Отдельные обога­щенные участки не претерпевают бейнитного превращения, а при дальнейшем охлаждении превращаются в мартенсит или остаются в виде Л о - Бейнит Бв имеет перистое строение. В нем мелкие карбидные образования (в виде коротких палочек) располагаются главным образом между сравнительно крупными пластинками феррита. При образовании Б„ 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 Б„ по струк­туре и свойствам считают аналогичным отпущенному мартенситу. Строение Б„ — игольчатое с мельчайшими карбидными частица­ми, расположенными в объеме ферритных пластин.

Верхний бейнит имеет пониженную прочность и невысокие пластичность и вязкость из-за относительно больших размеров составляющих структуры и повышенного количества нераспав - шегося Ло. Нижний бейнит, особенно образовавшийся при тем­пературах на 50... 100 К выше Тш н, наоборот, обладает благо­приятным сочетанием указанных свойств.

При непрерывном охлаждении в условиях сварки часто ни один вид превращения аустенита не успевает завершиться пол­ностью, а по мере снижения температуры виды превращений сменяют друг друга

Процентные содержания мартенсита М и ферритоперлитной смеси ФП в зависимости от скорости охлаждения могут быть описаны уравнением Авраами, применяемым для приближенной оценки кинетики полиморфных превращений:

М=100[0,95 — ехр (—&„&• б/5л“)]; (13 3)

ФП = 100 ехр (—&ф поу5'1фп), (13 4)

где кш, £фп, пи и Пф„ — экспериментальные или расчетные коэф­фициенты.

Содержание бейнита Б при заданной скорости охлаждения определяется как дополнение к количеству мартенсита до 95% или ферритоперлитной смеси до 100%.

Расчетное определение коэффициентов пак возможно с ис­пользованием критических скоростей охлаждения, взятых из диаграмм АРА для анализируемых сталей (wM2, wMi, и>фп2 и Щф„і, соответствующих образованию 90 и 5% мартенсита, 100 и 5% ферритоперлита), по соотношениям.

_ 3,3475 , _ 0,1054

Пи ІпСшцг/ш. і) И м

_ 4,067 , __ 2,9957

Пф" 1п(аіфп2/а/ф„,) И (а!,,,)"*1

При отсутствии диаграммы АРА критические скорости охлаж­дения w„і и Wm2 можно приближенно рассчитать по химическому составу стали, используя его обобщенный параметр Сзкв, харак­теризующий прокаливаемость стали

r r, Мп. Si. N1 , Сг. Мо, Си.

Wb — -—"5Т “і—ГТГ ^—5—1—4—*—Г5Г "*"i7 5 В’

где символы химических элементов обозначают их содержание в стали, %.

По результатам математической обработки большого коли­чества экспериментальных данных по программе регрессионного анализа на ЭВМ получены зависимости:

шм1 = 0,343 С*,-4-"6; (13.6)

= 3,217 Q. B-3838 (13.7)

Критические скорости аУфпі И Шфп2 можно определить по прибли­

женным соотношениям критических скоростей

ОУф пї Т2)ф п2 ^ 0,1 ПУф пі-

Критическое время охлаждения в диапазоне 1073...773 К 41 и 4г можно рассчитать, воспользовавшись зависимостью <8/5 от да6/5ДЛЯ условий однопроходной сварки:

4/5 225/Ш6/5.

Температуры ферритоперлитного (при а>б/5^Шфп2) и мартенсит­ного превращения (при wMi) для легированных сталей

можно ориентировочно определить с помощью эмпирических формул:

Гф„„ = 1133,60-15,57MnNi-13,11Мп2-58,83Сг-115,16МпМо-

- 343,98С2 - 87,36Мп - 14,05Ni - 343,26MoV - 328,72V -

- 51,51Мо + 16,1 бССг + 54,21МпСг + 148,76СМп + 6,75Сг2 + + 190,56SiMo + 2092,66V2; R = 0,754, S = 33,32; Тфпк = = 893,74 - 80,49Mn - 495,50C2 - 382,07V2 - 54,63Mo2-

- 54,1 lCNi - 12,00Cr2 - 641,55MoV + 479,13C + 57,94MnCr + + 19,36Mn2 + 36,12CrMo + 125,14CrV - f 1574,45V2; R = = 0,767; 5 = 36,07; Гм„= 804,50 - 313.13C - 89,7lMn -

- 44,69SiNi - 680.88CV - 5,37Cr2 + 30,50Mn2 + 15,01Cr; R = = 0,859; S = 26,20; TK K = 678,18 - 1224,86C - 120,28Ni - —51,63Mn2— 17,96MnMo—67,42CrV—304,52SiCr + 590,89CCr+ + 65,16MnNi + 55,26Si + 492,00CMn + 88,57SiNi + 6,81Ni2; R=

= 0,801; S = 35,60

(здесь R — коэффициент корреляции; S — стандартная ошибка). Из рис. 13.24 видно, что все легирующие элементы, за исклю­

чением Со, снижают Г„ „ и Ты К, особенно сильное воздей­ствие оказывают С, Мп и Ni.

Следует иметь в виду, что по приведенным выше выраже­ниям можно лишь ориентиро­вочно определять температур­ные и кинетические параметры процесса превращения аусте­нита. Это связано с тем, что они не учитывают особенностей конкретной плавки стали за­данного марочного состава, а вместе с этим и степени завер­шенности высокотемператур­ных процессов в аустените при сварочном нагреве. В зависи­мости от качества шихты, спо­соба выплавки, качества рас­кисления, содержания неконт­ролируемых примесей, а также исходного структурного состоя­ния стали эти параметры могут заметно изменяться. Недоста­точно полная гомогенизация при сварочном нагреве, особенно связанная с замедленным растворением карбидов, приводит К повышению Тын и Тык и увеличению да„2 вследствие умень­шения содержания углерода и легирующих элементов в аусте­ните. Включения оксидов, нитридов, сульфидов увеличивают доМи укрупнение аустенитного зерна приводит к ее снижению. Более надежно в настоящее время определение упомянутых выше параметров экспериментальным способом путем построения и обработки диаграмм АРА.

Химический состав стали, макро - и микроструктура и размеры аустенитного зерна в шве и ЗТВ — главные факторы, опреде­ляющие механические свойства, склонность к образованию хо­лодных трещин и сопротивляемость хрупким разрушениям этих зон сварного соединения.

СПОСОБЫ РЕГУЛИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ

СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

Регулирование структуры ставит целью уменьшение содержа­ния закалочных составляющих — мартенсита и нижнего бейнита, повышения температуры их образования и получения наиболее благоприятной их внутренней тонкой структуры, уменьшения раз­мера действительного аустенитного зерна. Регулирование струк­туры ЗТВ и шва возможно путем выбора рациональной системы легирования и состава стали и сварочных проволок и термиче­ского цикла сварки. Выбор состава стали из марок, выпускае­мых промышленностью, возможен на этапах конструкторско-
технологической проработки сварных узлов или разработки сталей для вновь создаваемых конструкций. Из высокопрочных сталей (ов до 1500. 2000 МПа) предпочтительно применение комплексно-легированных сталей с минимально возможным со­держанием С, одновременно легированных карбидообразующими Мо и W. Из сталей повышенной прочности (ов до 800 МПа) ре­комендуется применение так называемых микролегированных сталей, содержащих до 0,1% Си группу дисперсионно упроч­няющих элементов Nb—V и Mo—Nb—V (в сумме до 0,5%). При разработке новых сталей следует учитывать влияние С и леги­рующих элементов на Гн и Гк превращения аустенита, значения Домі и ш„2 и склонность к росту зерна в ОШЗ.

Выбор оптимального теплового режима сварки (q/v, темпера­тур предварительного, сопутствующего и последующего подогре­ва) — весьма эффективный технологический способ регулирова­ния структуры металла сварных соединений. Его воздействие на структуру проявляется через параметры СТЦ: Счо (время пребывания сыше 1273 К), Ws/s или U/5. Влияние каждого из этих параметров зависит от состава сталей, которые в соответ­ствии с характером их диаграмм АРА разделяют на несколько групп. Группы объединяют стали по степени устойчивости аусте­нита при температурах различных типов превращения:

I — с низкой устойчивостью при температурах феррито­перлитного превращения (высокая ш>ф„і);

II — с низкой устойчивостью при температурах бейнитного превращения (высокая ау„2);

III — с высокой устойчивостью при температурах перлитного и бейнитного превращения (низкие WK и Щ„2).

Для сталей I группы (углеродистых и низколегированных, не содержащих карбидообразующих элементов) наиболее важ­ный параметр — иіб/5- Для них в пределах практически всех способов сварки МОЖНО обеспечить Шб/5<Шфп1 и получить ферритоперлитную или перлитно-бейнитную структуру, не склон­ную к холодным трещинам. Поэтому для повышения сопротив­ляемости сварных соединений этих сталей образованию трещин эффективны повышение q/v и применение предварительного по­догрева до температуры Т„ = 370...570 К - Оптимальные q/v и Т„ после теплового расчета СТЦ и определения 106/5(^8/5) могут быть выбраны по диаграммам АРА.

Для сталей III группы (среднеуглеродистых среднелегиро­ванных, содержащих карбидообразующие элементы) при сварке в широком диапазоне режимов характерно мартенситное превра­щение. Для них важно значение (>ю, поскольку гомогениза­ция аустенита и рост зерна в связи с наличием специальных карбидов в исходной структуре замедлены и их можно регу­лировать с помощью режима сварки. Поэтому для получения благоприятной структуры при сварке этих сталей эффективно снижение q/v, применение концентрированных источников теп­лоты (плазменной, электронно-лучевой и лазерной сварки). Так­же полезен сопутствующий подогрев, обеспечивающий замед­ление охлаждения при температуре несколько выше Тмк и при­водящий к самоотпуску мартенсита.

Для сталей II группы (низкоуглеродистые среднелегирован­ные, никелесодержащие) при сварке в широком диапазоне ха­рактерно превращение в области нижнего бейнита, а затем мартенсита. По влиянию параметров СТЦ они занимают проме­жуточное положение. При их сварке рекомендуется умеренный подогрев (до 350...400 К), не вызывающий существенного воз­растания <>ю, но обусловливающей ш6/5 < шМ2, и обеспечиваю­щий бейнитное превращение при возможно более высоких тем­пературах. Весьма эффективны сопутствующий и последующий подогрев (при 400...480 К), приводящий к самоотпуску мартен­сита.