Металловедение сварки

ванны. Здесь имеет место перемешивание наплавленного и основного метал­ лов в соизмеримых долях. На оплавленном участке ОШЗ возможно появ­ ление между оплавленными зернами жидких прослоек, имеющих анало­ гичный состав. В случае применения разнородных наплавленного и основ­ ного металлов (например, аустенитного и перлитного) ЗС отчетливо наблю­ дается в виде переходной прослойки. Она имеет часто существенно отли­ чающиеся от металла шва и ЗТВ химический состав, вторичную микро­ структуру и свойства. Сложный характер распределения элементов по ширине ЗС определяется процессами перемешивания наплавленного и основного металла, диффузионного перераспределения элементов между твердой и жидкой фазами и в твердой фазе на этапе охлаждения.

Основной металл располагается за пределами ЗТВ и не претерпевает из­ менений при сварке. Он может влиять на превращения в ЗТВ в зависимости от его макро- и микроструктуры, определяемых способом первичной обра­ ботки металла (прокат, литье, ковка, деформирование в холодном состоя­ нии) и последующей термообработкой (отжиг, нормализация, закалка с от­ пуском, закалка со старением и т. п.).

4. 2. Структурные и фазовые превращения

при сварке сталей плавлением

Сварка сталей связана с нагревом и охлаждением металла, которые обу­

словливают особенности структурно-фазовых превращений, наличие градиен­

та температур и напряжений. Формирующаяся при этом структура металла, а также уровень остаточных напряжений определяют механические, технологи­

соединение Fe3C - карбид железа. Для понимания структурообразования ста­ лей и Чугунов обычно ограничиваются рассмотрением участка диаграммы, ог­ раниченного концентрацией 6,67 % С. Отметим лишь, что легирование спла-

B O B Fe - С графитизирующими элементами (Si, Ni, Mg) предотвращает обра­ зование карбидов Fe3C при кристаллизации и эвтектический распад жидкой фа­ зы идет не с образованием карбида Fe3C, а с образованием свободного углерода в форме графита. Но это характерно для чугунов, но не для сталей. Для ма­ лоуглеродистых сталей отметим наличие высокотемпературной фазы 5-феррита - твердого раствора углерода в Fes, имеющем кристаллическую решетку ОЦК.

Рис. 4.2. Распределение максимальных температур, предопреде­ ляющих строение зоны термовлияния (ЗТВ) сварного соеди­ нения в соответствии с диаграммой состояния системы Fe - С

Как следует из диаграммы состояния Fe-Fe3C, кристаллизация сталей завершается образованием аустенита - твердого раствора внедрения С в Fey. Лишь при содержании С< 0,15 % при кристаллизации возможно образование 5-феррита (твердого раствора внедрения С в Fe5), превращающегося в аустенит при температурах ниже 1400 °С.

Растворенный в кристаллической решетке ГЦК железа углерод стабили­ зирует ГЦК "упаковку" атомов Fe и продлевает температурный интервал ее су­ ществования при охлаждении до 727 °С и содержании в сплаве С=0,8 %. При температуре < 727 °С (линия РКтемпратуры критических точек, обозначае­ мых Ас, при нагреве и АГ( при охлаждении) и концентрации С = 0,8 % аустенит претерпевает эвтектоидное превращение, распадаясь на смесь фаз - феррит (твердый раствор С в Feu) и химическое соединение Fe3C, карбид железа (це­ ментит). Этот эвтектоид называют перлитом. В сталях, содержащих менее 0,8 % С (доэвтектоидные), при температурах ниже линии GS (температуры кри­

тических точек Аз сталей) из аустенита выделяется феррит, а в сталях, содер­ жащих более 0,8 % С (заэвтектоидные), при температурах ниже линии SE

(температуры критических точек АСт) из аустенита выделяется вторичный це­ ментит в виде сетки по границам аустенитного зерна (первичным называют це­ ментит, образующийся при кристаллизации чугунов).

Отметим, что феррит доэвтектоидных сталей и феррит перлита при тем­ пературе 727 °С растворяет максимальное количество углерода, С « 0,02 %. С

понижением температуры растворимость углерода в феррите снижается, со­ гласно линии PQ, достигая лишь « 0,0005 % при комнатной температуре.

Вследствие этого при охлаждении стали из феррита выделяются мельчайшие частицы Fe3C (третичный цементит).

С повышением содержания углерода в стали увеличивается ее проч­

ность даже в равновесном (отожженном) состоянии, так как в структуре воз­ растает количество наиболее твердой фазы - цементита.

В неравновесном состоянии (ускоренное охлаждение из аустенитной области температур, закалка) эффективность упрочнения стали углеродом на­ столько велика, что резко снижается ее пластичность и сталь приобретает

участки структуры, в первую очередь границы зерен аустенита, участки сег­ регаций легирующих элементов, неметаллические’ включения, в частности

сульфиды. Этому способствует различная степень растворимости химических

элементов в а - , у- и 5-фазе железа. Например, растворимость серы в этих

модификациях составляет соответственно 0,033, 0,09 и 0,24 %. При охлаждении расплавленные участки кристаллизуются, образуя первичные границы, а при

дальнейшем охлаждении могут образоваться вторичные границы.

С увеличением содержания С сталь более склонна к развитию подплав­ лений и возникновению горячих микротрещин.

Второй участок - это участок перегрева или крупного зерна. Здесь металл нагревался от Ги.р а « 1200 °С до температуры плавления. Ширина его « 1-3 мм

(Ти.р.а - температура начала интенсивного роста зерна аустенита).

Тип структуры, образующейся на участке перегрева при охлаждении, за­ висит от характера термического цикла сварки и состава металла. В некоторых случаях на этом участке формируется видманштеттова структура, характери­ зующаяся резко выраженной направленностью ферритных выделений под уг­ лом друг к другу около 120°. Это менее характерно для дуговой сварки и более типично для электрошлаковой сварки углеродистых и низколегированных ста­

лей.

Обычно металл второго участка обладает меньшей пластичностью и

ем вязкости и повышением склонности к хрупкому разрушению). Аустенитные же стали в ненаклепанном состоянии мало склонны к росту зерна при сварке.

В соответствии с характером структурных превращений изменяются и свойства сварного соединения. Изменение прочности в первом приближении можно оценить по закономерностям изменения твердости по сечению сварно­ го соединения (рис. 4.4).

Рис. 4.4. Распределение твердости по сечению сварных соединений: а - однофазные стали:

1 - термически неупрочняемая; 2 - термически упрочняемая сталь или сплав; б —стали с поли­ морфным превращением: 1 - низкоуглеродистая;

2 - термически упрочняемая; 3 — в состоянии низкого отпуска

В сварном соединении термически стабильных неупрочняемых сталей, например стали 12Х18Н10 (см. кривую 1 на рис. 4.4), с низкой исходной твер­ достью основного металла в ЗТВ выявляется местное повышение твердости, обусловленное наклепом при прохождении деформационного цикла сварки. В отличие от этого в участке перегрева термически упрочненной стали, легиро­ ванной в избыточном количестве титаном или ниобием (см. кривую 2 на рис. 4.4, а), наблюдается заметное снижение твердости, вызванное растворением

упрочняющих фаз.

\

Последующий нагрев сварного узла в определенном интервале темпе­ ратур при термообработке приводит к росту твердости этого участка за счет дисперсного выпадения упрочняющих фаз.

Если сваривается термически упрочненная сталь с полиморфными пре­ вращениями (с закалкой на мартенсит), то при нагреве участка ЗТВ выше Готп исходного металла происходит его доотпуск, сопровождающийся снижением твердости (см. кривую 2 на рис. 4.4, б). Зона пониженной твердости для этих сталей распространяется обычно и на участок нагрева в интервале АС] - АСз

Наибольший "провал" твердости имеет место при сварке сталей в закаленном и низкоотпущенном состоянии. В этом случае, уже начиная с нагрева при 300-400 °С, происходит распад закалочных структур, сопровождающийся рез­ ким снижением твердости (см. кривую 3 на рис. 4.4, б).

4.3. Фазовые превращения в стали при нагреве в процессе сварки

По мере повышения температуры в ЗТВ последовательно протекает ряд превращений.

На участке полной перекристаллизации в металле проходят процессы ау­ стенизации. роста зерна и перераспределения легирующих элементов и приме­ сей.

Аустенизация - переход Fea -> Fer Для доэвтектоидных сталей он про­ исходит в определенном интервале температур, причем в условиях сварочного нагрева с большими скоростями он начинается и заканчивается при темпера­ турах, более высоких, чем равновесные АС{ и АСз_ При нагреве до температуры начала аустенизации сталь приобретает ферритоперлитокарбидную структуру.

Переход в аустенитное состояние представляет собой превращение диф­ фузионного типа. Превращение начинается на участках перлита. Зародыши ау­ стенита образуются на межфазных поверхностях феррит - цементит. Поскольку на каждом участке перлита возникает несколько зародышей аустенита, пре­ вращение а —>у приводит к измельчению зерна.

При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК в ГЦК возникает новая кристаллографическая ориентация. В результате исчеза­ ют границы бывших аустенитных зерен и появляются новые границы при стыковке растущих зерен. После завершения этого процесса образуются так на­ зываемые начальные зерна аустенита. Чем дисперснее исходная структура ста­ ли, 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 температур. Интенсивный рост начинается после достижения некоторой кри­ тической температуры Ги.р.а. По значению Гира различают стали обычные (при­ родно-крупнозернистые) и природно-мелкозернистые. По данным практики термической обработки. Гира для этих сталей составляет 1203 К (930 °С) и 1273-1373 К (1000-1100 °С).

Значения Ги.р.а зависят от состава стали, наличия примесей и метода рас­ кисления. Элементы, образующие труднорастворимые карбиды (Ti, V, W, Мо), оксиды, сульфиды и нитриды (О2, S, N2, А1), а также поверхностно-активные (В), концентрирующиеся на границах зерен, повышают Ги.р.а.

Рост зерна происходит в результате собирательной рекристаллизации, ве­ дущий процесс которой - миграция границ зерен. Мелкодисперсные частицы карбидов и неметаллических включений замедляют миграцию границ и препят-

ствуют росту зерна. Для каждой стали характерен определенный предельный размер зерна.

При сварочном нагреве высокие температуры способствуют растворению карбидов и оксидов и обусловливают высокую скорость процессов самодиффузии. В то же время большие скорости нагрева и относительно высокие ско­ рости охлаждения ограничивают пребывание металла при высоких температу­ рах. В этих условиях в углеродистых и большинстве низколегированных ста­ лей в процессе сварки дуговыми способами аустенитное зерно в ОШЗ успевает вырасти практически до максимальных размеров, при этом рост зерна проис­ ходит как на этапе нагрева, так и на этапе охлаждения. Скорость роста зависит от состава стали, теплового режима сварки и температуры подогрева. Приме­ нение лучевых способов сварки позволяет ограничить рост зерна.

Перераспределение легирующих элементов и примесей в сталях при вы­ сокотемпературном сварочном нагреве - сложный диффузионный процесс, ко­ торый может приводить как к снижению, так и к повышению микрохимиче­ ской неоднородности (МХН).

После завершения аустенизации легирующие элементы, особенно угле­ род и карбидообразования распределены внутри зерна неравномерно. Углерод концентрируется в местах, где ранее располагались частицы цементита, а также на участках зерна, где находятся еще не полностью растворившиеся спе­ циальные карбиды. При нагреве после завершения аустенизации в металле ОШЗ внутри зерен развивается процесс гомогенизации по углероду и другим элементам. Гомогенизация продолжается также при охлаждении до температур сохранения диффузионной подвижности элементов или температур начала фа­ зовых выделений, например, карбидов в высоколегированных мартенситностареющих сталях. Степень завершения гомогенизации при сварке зависит от Гтах, диффузионной подвижности элементов, исходной макро- и микрохимиче­ ской неоднородности и времени пребывания ОШЗ при температуре гомогени­ зации. С наибольшей скоростью гомогенизация происходит по углероду, с меньшей - по S, Р, Cr, Mo, Mn, Ni, W (в приведенной последовательности).

Время пребывания зависит от теплового режима сварки, а также от класса применяемой стали: при переходе от сравнительно тугоплавких феррито­ перлитных сварочных материалов к более легкоплавким аустенитным время пребывания ОШЗ при Т> 1370 К уменьшается в 1,5 раза. Существенно влияет на перераспределение элементов исходный состав стали: наличие труднорас­ творимых крупных скоагулированных частиц легированного цементита и спе-

циальных карбидов, например, после отжига стали на зернистый перлит,замет­ но снижает степень гомогенизации.

Одновременно с перераспределением элементов по телу зерен аустенита возможна их сегрегация на границах зерен. Однако, учитывая высокую ско­ рость сварочного нагрева и снижение степени равновесной сегрегации с повы­ шением температуры, можно предположить, что этот процесс не приводит к значительному накоплению примесей на границах при нагреве. В процессе же охлаждения, когда эти условия изменяются, сегрегация может привести к обо­ гащению границ примесями. Согласно теоретическим представлениям равно­ весная концентрация элемента на границе (Сгр) возрастает по мере снижения температуры (рис. 4.5).

Рис. 4.5. Изменение концентрации примесей на границе зерна ОШЗ при сварочном нагреве выше температуры диффузии примесей Тдиф-

Сг.р - равновесная концентрация элемента на границе; Сг н - неравновесная концентра­ ция элемента на границе

Развитие сегрегации на границах также возможно при последующих на­ гревах в процессе многослойной сварки и повторном нагреве при отпуске сварных конструкций.

Обогащение границ примесями - одна из причин хрупкого межкристаллитногс разрушения в ОШЗ.

На участке неполной перекристаллизации (Гтах в интервале Ас,- АСз ) происходит полное или частичное превращение перлита в аустенит и коагуля­ ция цементита и специальных карбидов при сохранении феррита. Конечная структура после охлаждения будет характеризоваться неравномерным разме­ ром зерна и неоднородностью структурных составляющих. Если свариваемая сталь находилась в исходном состоянии закалки и отпуска, то в этой зоне имеет место разупрочнение, т.е. снижается <тв и НВ.

При нагреве до ГтяУ < Ас, фазовые и структурные превращения происхо­ дят в том случае, если сталь перед сваркой находилась в неравновесном со­ стоянии - метастабильном для этого диапазона температур: после холодной пластической деформации, закалки и низкого отпуска, закалки и старения. В деформированных сталях развиваются возврат и рекристаллизация с разупроч-

нением этой зоны, в закаленных сталях - высокий отпуск с разупрочнением соответствующей зоны. При применении концентрированных источников свар­ ки эти зоны могут быть настолько узкими, что не будут оказывать влияния на свойства.

4.4.Превращения в металле шва и ЗТВ при охлаждении

стемпературы сварки

При охлаждении в области высоких температур в шве и в ЗТВ, находя­ щихся в аустенитном состоянии, продолжают развиваться процессы, начав­

шиеся на этапе нагрева: гомогенизация, рост зерна и др. Некоторые процессы изменяют свое направление. Так, по мере охлаждения усиливается сегрегация

структурообразования, что предопределяет различие в протекании процессов при охлаждении и в конечных свойствах металла на разных участках. В основе

превращений, протекающих в различных зонах сварного соединения, лежат

явления, рассматриваемые теорией термообработки стали.

Наиболее простой схемой для анализа процессов при охлаждении стали,

нагретой до Т > АСъ , и оценки влияния различных факторов на эти процессы

является известная диаграмма изотермического превращения, рассматриваемая

в курсе "Металловедение"

Большим удобством является то, что такие диаграммы известны для

почти всех используемых сталей. Однако следует отметить, что они построены, во-первых, для изотермических условий, во-вторых, для температуры нагрева до Ас3 , в-третьих, для гомогенного аустенита. Но эти условия на практике не выдерживаются ни для одной из зон сварного соединения, тем не менее в пер­ вом приближении они могут быть использованы для анализа изменений, про­ исходящих в сварном соединении при непрерывном охлаждении после сварки.

На диаграмме изотермического превращения непрерывное охлаждение с разными скоростями выражается рядом наклонных линий непрерывного

падения температуры в течение времени. В представленном примере

VI < V\\ < VU] < Viv (рис. 4.6).

Чем медленнее происходит охлаждение стали, тем ближе процесс превра­ щения аустенита к изотермическому.

При непрерывном охлаждении пре­ вращение аустенита чаще всего приводит к образованию смеси структур. Только очень медленное охлаждение может дать одно­ родное перлитное или ферритно-перлитное равновесное состояние.

Образование смеси структур тем ве­ роятнее, чем больше скорость охлажде­ ния. Так, при скорости охлаждения V\ про­ дуктами превращения аустенита будут фер­ рит, перлит и сорбит; при V\\ - сорбит и троостит; при Уш - троостит, бейнит и мар­ тенсит. При охлаждении со Скоростью

больше критической (Fjv) весь аустенит переохлаждается до Мн и полностью переходит в мартенсит. Если Мк лежит ниже комнатной температуры, в струк­ туре кроме мартенсита будет присутствовать аустенит остаточный.

поо woo

и структурная диаграмма (б): Wm - критическая скорость охлаждения, соответст­ вующая образованию 90 % мартенсита; WM\ - критическая скорость охлаждения, соответствующая образованию 5 % мартенсита; й'фпг - критическая скорость охла­ ждения. соответствующая образованию 100% ферритоперлита; А0- остаточный аустенит