Металловедение сварки

Анизотермические и структурные диаграммы

Для более детального анализа процессов превращения аустенита при сварке пользуются термокинетическими, или анизотермическими (АРА), диа­

граммами, которые строят также в координатах температура - время.

На диаграммах АРА температуры начала и конца превращений аустенита наносятся в зависимости от параметров сварочного термического цикла (СТЦ)

- скорости охлаждения в диапазоне температур минимальной устойчивости

аустенита 600-500 °С (fV6/5) или времени охлаждения от 800 до 500 °С (/8/5). Диаграмма АРА дополняется структурной диаграммой, где представлены

количественные данные о составе структуры Яд и макротвердости в зависимо­ сти от W6/5 или ts/5(рис. 4.7).

При наличии такой диаграммы АРА, структурной диаграммы и данных о параметрах СТЦ для определенного типа и размеров сварных соединений, способа и режима сварки можно определить состав структуры и твердость ОШЗ однослойного соединения.

Рис. 4.8. Термокинетическая диаграмма превращения аустенита углеро­

дистой стали с содержанием 0,13% С при охлаждении (указана твер­

дость продуктов превращения)

Эти термокинетические диаграммы можно представить и в другом, более удобном для анализа, виде (рис. 4.8), когда на диаграмму АРА наносят ряд кривых охлаждения, соответствующих разной скорости охлаждения, и на пе­ ресечении этик кривых с линиями диаграмм проставляют цифры, указываю­ щие впроцентах образовавшееся количество продуктов распада. Нижние цифры в конце кривых охлаждения показывают твердость продуктов превращения. Например, при наибольшей скорости охлаждения, представленной на диа­ грамме, конечная структура содержит: 3 % Ф, 35 % Б, ост. А + М, а при наименьшей: 90 % Ф и 10 % П.

Применение этих диаграмм для анализа структуры металла шва и ОШЗ осложняется различной гомогенностью аустенита участков ОШЗ и их темпера­ турой перед охлаждением после сварки. Участок, непосредственно примы­ кающий к зоне сплавления (ЗС) (участок перегрева) с выросшим зерном, на­ гревавшийся выше Ги.р.а и до Гпл, характеризуется весьма гомогенным аустени­ том, имеющим повышенную устойчивость. Аустенит этого участка при охлаж­ дении будет распадаться при более низких температурах и давать менее рав­ новесные продукты распада. Кривые его распада будут смещены вниз и вправо по сравнению с кривыми распада гомогенного аустенита при термообработке.

Участок, примыкающий к рассмотренному и нагретый от ЛСз до Ги.р.а , участок нормализации, вследствие кратковременности нагрева имеет негомо­ генный аустенит. Причем степень его негомогенности увеличивается в на­ правлении падения температуры от !Ги.р.а до Ас3 и возрастает при увеличении скорости нагрева при сварке. Такой аустенит распадается в случае охлаждения при более высоких температурах и меньшем времени инкубационного периода для каждой температуры. На термокинетической диаграмме при этом основные линии перемещаются в область образования ферритоцементитной смеси вверх и влево.

На участке неполной перекристаллизации с нагревом между температу­ рами Ас3и Ас, аустенит в зависимости от температуры содержит различное ко­ личество углерода: при Т « Ас3 содержание С соответствует его содержанию в стали, а при температурах, близких к АСи содержание С = 0,8 %. Кроме того, при всех температурах имеет место неоднородность распределения углерода в аустените, тем большая, чем ниже температура. Наибольшей эта неоднород­ ность будет вблизи Г « А\, где она соответствует расположению цементитных участков в эвтектоиде. Эта неоднородность ускоряет и облегчает распад аусте­ нита при охлаждении, т. е. устойчивость такого аустенита наиболее низкая.

В соответствии с изложенным АРА-диаграммы распада аустенита у раз­ ных зон сварного соединения будут различными. Вывод о сдвиге линий можно сделать из приведенного выше анализа. Соответственно и соотношение струк­ турных составляющих, и механические свойства в разных зонах ЗТВ будут от­ личаться.

Фазовые превращения аустенита

В зависимости от химического состава стали и параметров СТЦ, т.е. соот­ ношения 0^6/5* й'мг, Щ.т и 1¥ф.п2>в ОШЗ и шве при охлаждении возможны сле­ дующие фазовые превращения аустенита: феррит, перлит, мартенсит и бейнит. Часто имеет место смешанное превращение, т.е. несколько последовательно следующих друг за другом видов превращений, например бейнит и мартенсит, феррит, перлит и бейнит. Различают нормальный, сдвиговый (мартенситный) и

промежуточный механизмы превращений.

Ферритное превращение может иметь место при сварке низкоуглероди­

стых сталей и относительно малых скоростях охлаждения при условии

0^6/5 < ^ Ф.п1. Оно представляет собой превращение нормального диффузионно­ го типа и начинается при некотором переохлаждении ниже Агз (см. диаграм­ му Fe - С).

Зародыши ферритной фазы возникают на границах аустенитных зерен (нормальный механизм превращения). Этому процессу предшествует диффузи­ онный отвод углерода во внутренние части зерна аустенита. Содержание угле­ рода в образовавшемся феррите не превышает 0,02 %. Твердость феррита со­

ставляет НВ 80 100.

При непрерывном охлаждении количество ферритной фазы, как прави­

ло, не достигает равновесного значения. При Т < АГх происходит перлитное (или другое) превращение оставшейся части аустенита. При этом образуется перлит с С < 0,8 % - так называемый квазиэвтектоид. Такой перлит характе­ ризуется увеличенной долей ферритной составляющей.

Малые добавки бора (до 0,05 %), особенно при дополнительном легирова­ нии марганцем, снижают скорость выделения структуры свободного феррита. Это связано со значительным снижением коэффициента зернограничной диф­ фузии железа и, следовательно, с увеличением длительности образования заро­ дышей полиэдрического феррита. Например, при 500 °С коэффициент зерно­ граничной диффузии Д-р в у- Fe « 10"9 см2/с, а в у - Fe + 0,03 % В - 10 11см2/с.

В сталях с крупным аустенитным зерном (сварной шов, перегретая ОШЗ), содержащих 0,08-0,4 % С, при относительно высоких скоростях охлаждения

возможно выделение феррита в виде ориентированных пластин внутри зерна

аустенита (видманштеттова структура, имеющая четко выраженную крупно­ игольчатую форму).

Ферритные пластины выделяются вдоль плотноупакованных октаэдриче­ ских плоскостей решетки аустенита. Предполагают, что механизм их образова­ ния такой же, как у мартенсита. Для видманштеттового феррита, который наи­ более часто встречается в сварных соединениях, выполненных ЭШС. характер­ ны, как и для мартенсита, высокая плотность дислокаций и отсутствие карбид­ ных включений в кристаллах. Если скорость роста ферритного зерна лимитиру­

ется скоростью диффузионного перераспределения углерода и соответ­

ствует 0,02-0,08 мкм/с, то скорость роста видманштеттового феррита составля­ ет 1-10 мкм/с (Г.В. Курдюмов).

Возможны случаи одновременного образования сетки феррита по грани­ цам зерен и видманштеттового феррита, причем, по мере увеличения содержа­ ния углерода и уменьшения размера зерна доля последнего уменьшается.

Образованию видманштеттовой структуры способствует Мп, Сг и Мо (Э.Л. Макаров). Легирование сталей Si и Мл (до 2 %) снижает скорость роста видманштеттового феррита примерно в 10 раз (А.Н. Хакимов).

Выделение феррита может приводить к уменьшению прочности, а тон­ копластинчатая видманштеттова структура - к снижению пластичности.

Перлитное превращение характерно для сварки среднеуглеродистых сталей и как дополнительное для сварки низкоуглеродистых сталей. В послед­ нем случае ему предшествует выделение структурно-свободного феррита. Оно происходит при сравнительно невысоких скоростях охлаждения при условии й^б/5 < Щш. При С < 0,8 % превращение носит квазиэвтектоидный характер.

Перлитное превращение имеет диффузионный механизм и начинается с образования зародышей в виде перлитных колоний на границах бывшего ау­ стенитного зерна, на нерастворившихся карбидных частицах.

Вначале вследствие флюктуации концентрации углерода образуется тон­ кая 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). По­ переменное многократное возникновение пластин цементита и феррита приво­ дит к образованию перлитной колонии, которая начинает расти не только в бо­ ковом, но и в торцевом направлении. Кооперативный рост двухфазной коло­ нии в торцевом направлении контролируется диффузионным перераспреде-

лением углерода в объеме аустенита перпендикулярно фронту превращения и вдоль фронта между составляющими перлитной колонии.

Скорость роста перлитных колоний и межпластинчатые расстояния (ме­ жду одноименными пластинами) зависят от степени переохлаждения ниже АГ{.

Для стали с 0,8 % С по признаку дисперсности различают следующие разно­ видности перлитных структур:

-собственно перлит, температуры образования 670-650 °С, межпла­ стинчатые расстояния 0,5-1,0 мкм, НВ 170-230;

-сорбит - 650-600 °С, 0,3-0,4 мкм, НВ 230-330;

-троостит - 600-500 °С, 0,1-0,2 мкм, НВ 330-400.

Разделение условно, так как по мере понижения температуры превра­ щения монотонно увеличивается дисперсность структур.

Наиболее высокую пластичность и ударную вязкость имеет сорбит. Ха­ рактеристикой перлитной структуры служит также окончательный размер ко­ лоний (перлитных зерен). Чем меньше размер аустенитных зерен и ниже тем­ пература превращения, тем меньше размер перлитных зерен. С уменьшением их размера улучшаются механические свойства структуры.

На скорость протекания перлитного превращения существенное влияние оказывает легирование стали. Поскольку скорость превращения определяется диффузией углерода, то легирование карбидообразующими элементами, по­ вышая энергию активации диффузии углерода, существенно замедляет, а в ряде случаев и подавляет перлитное превращение. Особенно велика в этом от­ ношении роль таких элементов, как Cr, Mo, W, V, Ti, Nb, Zr.

При типичных сварочных скоростях охлаждения среднеуглеродистых легированных сталей характерно мартенситное превращение.

При условии W6/5 > WM2 происходит полное мартенситное превращение, а при ЙРб/5 > ^м! частичное мартенситное превращение в части аустенита, ос­ тавшейся после других более высокотемпературных превращений.

Мартенситное превращение бездиффузионное, оно происходит при пе­ реохлаждении аустенита до температур, при которых диффузионные переме­ щения атомов железа практически прекращаются, а углерода существенно замедляются. Оно начинается и заканчивается при постоянных для сталей данного состава температурах начала (Тн) и конца (Тк) мартенситного превра­ щения, не зависящих от скорости охлаждения.

Превращение протекает по сдвиговому механизму. Мартенситные пла­ стины образуются вдоль плотноупакованных октаэдрических плоскостей ГЦК решетки аустенита (плоскости {111}), которые наиболее близки по атомному

строению к плоскостям с максимальной упаковкой в ОЦК решетке мартенсита

(плоскости {110}). В результате кратчайших кооперативных атомных смеще­

ний (эквивалентных сдвиговой деформации) ГЦК решетка аустенита превраща­ ется в объемно-центрированную тетрагональную решетку мартенсита.

Превращение в мартенсит не сопровождается выделением углерода из

твердого раствора, который после превращения становится пересыщенным.

содержанием углерода в стали и практически не зависит от содержания леги­ рующих элементов (рис. 4.9). Мартенситное превращение не бывает полным - всегда остается от 2 до 10 % аустенита остаточного. В зависимости от внут­ реннего строения различают следующие типы мартенсита:

-пластинчатый (игольчатый, низкотемпературный, двойниковый);

-пакетный (реечный, массивный, высокотемпературный, дислокацион­

ный (не двойниковый).

Пластинчатый мартенсит образуется обычно в высоко- и среднеуглеро­ дистых легированных сталях. Он имеет форму тонких линзообразных пластин

с двойниковыми прослойками в средней части. Ширина пластин мартенсита 2-3 мкм.

В начальный момент превращения, когда образуется средняя часть пластины (так называемый "мидриб"), пластическая деформация аустенита, обусловливающая перестройку решетки, протекает путем двойникования. Толщина параллельных тонких двойниковых прослоек в мидрибе 10'4...10‘2 мкм. Внутри двойникованных кристаллов р ~ 10 см’ , а по обе стороны от мидриба- Ю|0см'2

Скорость роста кристаллов пластинчатого мартенсита 1091010 мкм/с.

По мере снижения температуры превращения доля двойниковых участ­ ков увеличивается. Пластины мартенсита, образующиеся в первую очередь при М„, проходят через все зерно аустенита, расчленяя его на отсеки. Следующие пластины располагаются под углом к ранее образовавшимся, по длине они со­ измеримы с размерами отсеков.

В зависимости от размера зерна аустенит пластинчатый может быть крупноигольчатым, мелкоигольчатым или бесструктурным (гарденит). В по­ следнем случае иглы мартенсита не различаются с помощью оптической метал­ лографии.

Пакетный мартенсит имеет форму примерно одинаково ориентированных тонких пластин - реек. Рейки объединяются в примерно равноосные пакеты, причем в одном бывшем зерне аустенита может быть несколько пакетов (3-10). Ширина реечных кристаллов в пакете составляет ~ 0,1-0,3 мкм. Она практиче­ ски не зависит от скорости охлаждения.

Пакетный мартенсит характеризуется сложным дислокационным строе­ нием с высокой плотностью дислокаций - до 1011 - 1012 см'2. Его образование обусловлено пластической деформацией решетки аустенита путем скольжения. Пакетный мартенсит образуется в большинстве низкоуглеродистых легирован­ ных сталей.

С повышением содержания углерода и легирующих элементов в зака­ ленной стали происходит плавный переход от структуры реечного мартенсита к структуре пластинчатого мартенсита, т.е. растет объемная доля областей пре­ вращения, имеющих двойники.

Такой переход возможен и в стали заданного химического состава в ре­ зультате увеличения интенсивности охлаждения металла при закалке.

Тип мартенсита определяет его механические и технологические свойст­ ва. Например, пластинчатый мартенсит в ОТИЗ более склонен к образованию холодных трещин, чем пакетный. Это связано с тем, что у вершины двойнико­ вой пластины создаются высокие плотности дислокаций и уровень микрона­ пряжений.

Бейнитное превращение называют также промежуточным - промежу­ точным между перлитным и мартенситным. Оно происходит при сварке боль­ шинства углеродистых и легированных сталей при скоростях охлаждения в диапазоне JVMl - WM2.

Температуры бейнитного превращения - от ~ 500 °С до Тмн, когда самодиффузия железа и диффузия легирующих элементов практически отсутствует, а Диффузия углерода еще достаточно существенна.

Бейнит представляет собой ферритокарбидную смесь, но карбид не имеет пластинчатого строения, свойственного перлиту. Карбидные частицы в бейните очень дисперсные, их можно обнаружить только под электронным микроско­ пом.

Различают верхний и нижний бейнит, образующиеся соответственно в

верхней и нижней части промежуточного интервала температур (условная гра­

ница между ними 350 °С).

Бейнит верхний имеет перистое строение, а бейнит нижний - игольчатое.

мартенситоподобное. Бейнит нижний по виду микроструктуры бывает трудно отличить от мартенсита отпуска.

Бейнит верхний от бейнита нижнего можно отличить по характеру рас­

пределения карбидной фазы. В бейните верхнем карбидные частицы (в виде коротких палочек) располагаются главным образом между сравнительно круп­ ными пластинками a-фазы (феррита - Ф), а в бейните нижнем - только внутри пластин a -фазы. Ферритная фаза в бейните является пересыщенным твердым

раствором углерода в a-Fe.

Она образуется по мартенситному механизму. Карбидная фаза в верхнем бейните - цементит, а в нижнем бейните - s-карбид, который заменяется це­ ментитом с увеличением времени выдержки (как и при отпуске стали).

Механизм бейнитного превращения сочетает элементы перлитного и мартенситного. В бейнитном интервале температур, как и в перлитном, пере­ охлажденный аустенит начинает распадаться после некоторого инкубационно-

го периода. Распад, как и при мартенситном превращении, не доходит до

конца. Часть остаточного аустенита может перейти в мартенсит при охлажде­ нии стали от температуры бейнитного превращения до комнатной.

Бейнитному превращению предшествует диффузионное перераспределе­ ние углерода в аустените, в результате чего появляются участки, обедненные и

обогащенные углеродом.

При образовании верхнего бейнита в обедненных участках образуется пересыщенная углеродом ферритная фаза по мартенситному механизму (низко­

углеродистый мартенсит).

В обогащенных участках аустенита выделяются карбиды. Окружающий

сит или остаются в виде остаточного аустенита.

Кристаллы a -фазы образуются в промежуточном интервале температур путем когерентного роста при упругой связи с исходной у-фазой, т.е. точно так, как растут пластины мартенсита при превращении ниже точки М„. Но в отли­ чие от чисто мартенситного превращения, для которого характерно мгновенное

образование пластин мартенсита, при бейнитном превращении пластины а- фазы растут сравнительно медленно: со скоростью 0,1-0,01 мкм/с. Это объяс­

няется тем, что в промежуточном интервале температур a -фаза может образо­

атомов углерода. При отводе этих атомов температура Мн в аустените непо­ средственно у границы с a -фазой повышается, и мартенситная перестройка

у-> а идет при температуре, которая выше Мн, характерной для данной стали.

Вмомент мартенситного превращения концентрация углерода не меня­ ется, а изменяется только решетка и образуется пересыщенный a -раствор. По­

этому сейчас же после (у —» а)-превращения начинается выделение карбида (цементита или е-карбида) из a -раствора, т.е. фактически происходит отпуск.

Легирующие элементы, растворенные по способу замещения, не успе­

вают перераспределиться при бейнитном превращении, и содержание их в фер­ рите и аустените одинаково.

Разницу между строением верхнего и нижнего бейнита связывают с раз­ ной подвижностью углерода в верхней и нижней части температурного интер­ вала бейнитного превращения.

При высокотемпературном бейнитном превращении a -фаза содержит мало углерода, успевающего отводиться в аустените от продвигающейся гра­ ницы a /у, и карбид выделяется из аустенита между пластинами a -фазы - формируется верхний бейнит.

При низких температурах превращения из-за меньшей подвижности уг­ лерода a -фаза пересыщена им и частицы карбида выделяются внутри а- пластин - формируется нижний бейнит.

Механические свойства бейнитных структур. Бейнит прочнее пер­ лита, причем его прочностные свойства улучшаются с понижением температу­ ры превращения. Повышение прочности бейнита обусловлено малым размером ферритных кристаллов, дисперсными выделениями карбида, повышенной плотностью дислокаций, закрепленных атомами углерода (коттрелловскими атмосферами), и искажением решетки феррита из-за перенасыщенности его углеродом и легирующими элементами.

Условный предел текучести (стод) бейнита связан с размером ферритных кристаллов соотношением Холла - Петча: Сто,2 = суо+ к d , так как границы a -кристаллов служат эффективными барьерами для дислокаций.

С понижением температуры превращения аустенит —> бейнит из-за более медленного отвода в аустенит атомов углерода от границы а - у, кристаллы феррита получаются мельче, и это является одной из главных причин повыше­ ния прочностных свойств бейнита.

Частицы карбидов, находящиеся внутри a -фазы, тормозят движение дис­ локаций тем эффективнее, чем больше их в единице объема и чем они равно­ мернее распределены.

В верхнем бейните карбидные частицы расположены главным образом по границам ферритных кристаллов и поэтому не вносят существенного вкла­ да в упрочнение.

С понижением температуры пре­ вращения дисперсность карбидов воз­ растает и они располагаются в основ­ ном внутри феррита, повышая проч­ ность бейнита.

Пластичность при переходе из перлитной области в бейнитную пада­ ет, а затем с понижением температуры превращения вновь возрастает. Сниже­ ние пластичности связно с тем, что строение верхнего бейнита сравнитель­ но грубое. Частицы карбида, распола­ гаясь по границам ферритных кристал­ лов, понижают пластичность бейнита, а в нижнем бейните частицы карбидов

находятся внутри a -фазы, поэтому пластичность у него высокая. Сталь со структурой нижнего бейнита отличается сочетанием высокой прочности и вяз­ кости, что иллюстрируется рис. 4.10.

Расчетные методы определения параметров превращения

аустенита при охлаждении

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