На процессы, протекающие в стали при сварке, и, как следствие, на свойства, существенное влияние оказывают легирующие элементы

Кинетика процессов структурно-фазовых переходов при нагреве и охлаждении в значительной, а иногда и в определяющей степени зависит от характеристик аустенита перед превращением – размера его зерна и степени гомогенизации по содержанию углерода и легирующих элементов, уровнюдефектности. Поэтому для управления процессами при сварке необходимо знать закономерности влияния химических элементов на процессы структу-рообразования.

Для структуры сплавов характерны микро- и макрохимическая неодно-родности. Литая микроструктура металла шва характеризуется микрохими-ческой неоднородностью – тело дендритов обеднено, а междендритные про-странства обогащены углеродом, легирующими элементами и примесями. Микрохимическая неоднородность предопределяется наличием карбидов, интерметаллидов в металле шва, ЗТВ и основного металла.

В общем случае, при нагреве выше критических точек протекают сле-дующие процессы:

- выравнивание концентрации внутри зерна аустенита;

- растворение неравновесных избыточных фаз;

- рост зерна аустенита.

Одновременно с процессом растворения второй фазы протекает процесс выравнивания химического состава в объеме всей структуры. Оба процесса контролируются диффузией углерода и легирующих элементов.

Легирующие элементы в стали по-разному взаимодействуют с основными ее компонентами – железом и углеродом, что предопределяет различие в их влиянии на процессы, протекающие в металле при нагреве и охлаждении.

С железом легирующие элементы образуют в основном твердые рас-творы замещения, при этом,как правило,повышается прочность,снижаетсяпластичность и вязкость металла. Никель всегда, а марганец в определенных количествах повышают вязкость стали.

Взаимодействие легирующих элементов с углеродом неоднозначно. С одной стороны, некоторые легирующие элементы способны либо образовы-вать с углеродом карбид, либо замещать часть атомов железа в цементите. С другой стороны, легируя феррит и изменяя энергетические условия взаимо-действия с решеткой внедренных в нее атомов углерода, легирующие эле-менты влияют на кинетику полиморфных превращений Активность химиче-ских элементов как карбидообразователей тем сильнее и тем больше устой-чивость образовавшихся карбидов, чем менее достроена d-полоса у атома. По степени увеличения сродства к углероду и повышения устойчивости эле-менты располагаются в следующий ряд: Mn, Cr, W, Mo, V, Ti. В сталях встречаются карбиды шести типов, которые можно объединить в две груп-пы:

1 группа – Ме₃С. Ме₇С₃, Ме₂₃С₆, Ме₆С. Эти карбиды со сложной кри-сталлической решеткой при нагреве достаточно легко растворяются в аусте-ните (в порядке расположения);

2 группа – МеС, Ме₂С. Эти карбиды представляют собой фазы внедре-ния, имеющие простую кристаллическую решетку и кристаллизующиеся, как правило, со значительным дефицитом по углероду. Они тугоплавки, и даже при высоких температурах с трудом переходят в твердый раствор.

Экспериментально доказано, что при увеличении интенсивности нагрева происходит закономерное повышение критических температур и расширение межкритического интервала, особенно при наличии в стали карбидооб-разователей. Это объясняется как повышением температурного порога рас-творения карбидов, так и существенным понижением диффузионной подвижности углерода в присутствии, например, молибдена и ванадия.

Отмечаются следующие особенности процесса образования аустенита и его гомогенизации при сварочном процессе:

- с повышением скорости нагрева температурная область образования расширяется и смещается в область более высоких температур. Данная тен-денция тем более значительна, чем более стойкие карбиды образуют леги-рующие элементы, имеющиеся в составе стали;

- состояние аустенита основных участков ЗТВ существенно различно.

Ярко выраженная неоднородность участка неполной перекристаллизации и характерное присутствие в его структуре нерастворившихся карбидов сменяется повышением степени однородности аустенита при переходе к высо-котемпературному околошовному участку ЗТВ. Причем, чем выше стой-кость карбидов к растворению при нагреве, тем в более высокотемператур-ную область сдвигаются критические точки и до более высоких температур сохраняется неоднородность аустенита по содержанию углерода.

Так, наиболее устойчивы к растворению карбиды и карбонитридтитана и ванадия, а наименее устойчив цементит и легированный цементит. Исходное состояние стали также оказывает свое влияние на протекание процессов при нагреве при сварке стали. Так, при нагреве термоупрочнен-ных сталей, когда структура представляет собой феррито-карбидную смесь, повторный нагрев способствует коагуляции карбидов, а при нагреве зака-ленных сталей со структурой мартенсит повторный нагрев сопровождается обособлением при температуре 300-400оС и преобразованием ε–карбида в цементит при температурах, превышающих 400оС. При более высоких тем-пературах начинается процесс коагуляции карбидов.

Степень роста зерна аустенита в околошовном участке ЗТВ при прочих равных условиях определяется интенсивностью изменения температур на стадии нагрева и охлаждения термического цикла сварки и длительностью пребывания металла выше критической точки Ас3, точнее, температуры на-чала интенсивного роста зерна аустенита t_ира.

Наибольшая интенсивность роста зерна характерна для стадии нагрева. На стадии охлаждения рост зерна аустенита резко замедляется и при темпе-ратуре ниже 1100^оС практически прекращается. Исключение составляют стали, легированные церием. Церий вытесняет примеси с границ зерен и свя-зывает их в труднорастворимый сульфид церия, который, присутствуя в виде субмикроскопических выделений по границам зерен, сдерживает их рост при нагреве. Данное явление препятствует интенсивному росту зерна до дос-таточно высоких температур, однако в дальнейшем в области максимальной температуры нагрева и особенно на стадии охлаждения интенсивность роста зерна аустенита резко возрастает.

По увеличению эффективности с точки зрения роста зерна аустенита в условиях сварки включения располагаются в следующий ряд: NbC, VCN,

ZrN, AlN, NbCN, TiN.

Кинетика превращения аустенита в неравновесных условиях охлаждения при сварке оценивается рядом параметров. Степень устойчивости переохлажденного аустенита определяется по длительности охлаждения от А₃ до температуры начала превращения. Наиболее информативными в этом отно-шении являются температуры начала ферритного(Тфн), перлитного (Тпн), бейнитного (Тбн). Мартенситного (Тмн), а также наименьшие возможнве температуры их образования (соответственно Тф, Тп, Тб) и соответствую-щие им длительности охлаждения - длительность охлаждения до появления в структуре бейнита τ_б, перлита τ_п, феррита τ_ф. В условиях непрерывного ох-лаждения при сварке также важно оценивать некоторые «характеристиче-ские» скорости охлаждения, которые соответствуют началу появления избы-точного феррита (w_ф), перлита (w_п), бейнита (w_б), мартенсита (w₁) и образо-вания 100% мартенсита (w₂ –критическая скорость закалки) без учета оста-точного аустенита. Критические скорости w₁ и w₂ ограничивают область частичной закалки.

Кинетика превращения аустенита при непрерывном охлаждении оценивается по температурному интервалу, в котором происходит то или иное превращение, по его интенсивности и по количеству превратившегося в дан-ном температурном интервале аустенита.

В настоящее время для изучения процессов распада аустенита применя-ются расчетные и экспериментальные методы. С помощью рассчетных методов оценивается, как правило, влияние химического состава на температуры превращения аустенита и длительности его охлаждения до появления той или иной фазы. Например, в целом ряде работ отечественных и зарубежных исследователей приводятся эмпирические зависимости для оценки ряда параметров кинетики превращения аустенита, дающие представление о влиянии на нее химического состава стали. Можно оценить критические температуры А_с1 и А_с3, температуры начала и конца превращения, длительность охлаждения в интепвале А_с3 – 500^оС до появления феррита, перлита или бей-нита, количество остаточного аустенита, длительность охлаждения до появ-ления мартенсита, характеристические длительности охлаждения в интер-вале температур 800-500 ^оС τ _800-500 до образования в структуре 50% мартен-сита и пр. Аналитические зависимости имеют весьма сложный вид.

Вместе с тем эти методы не позволяют выявить влияние таких факторов, как исходное структурное состояние, параметры ТЦС на кинетику распада аустенита, связать этот процесс с состоянием аустенита перед охлаждением.

Значительная роль в исследовании кинетики фазовых превращений отводится экспериментальным методам, основанным на построении и анализе анизотермических диаграмм в координатах температура – время охлаждения (логарифмическая шкала) и структурных диаграмм применительно к услови-ям изменения температур при сварке. При использовании дилатометриче-ского метода способ построения диаграмм распада мало отличается от спо-соба построения диаграмм образования аустенита.

В условиях сварки кинетика распада аустенита во многом определяетсядвумя противоположными процессами. С одной стороны, высокая температура нагрева металла (особенно околошовной зоны) способствует росту зерна и повышению устойчивости аустенита к распаду. С другой стороны, быстрый нагрев и незначительное время пребывания выше температуры Ас3 способствует низкой степени гомогенизации аустенита и уменьшает его устойчивость к распаду.

В сталях, легированных энергичными карбидообразователями, обла-дающих меньшей склонностью к росту зерна, но большей неоднородностью аустенита (вследствие неполного растворения карбидов и незавершенности процессов гомогенизации), устойчивость аустенита к распаду определяется прежде всего степенью его гомогенности. Причем, чем менее гомогенен ау-стенит, тем меньше его устойчивость к распаду. Это выражается в увеличе-нии количеств апродуктов диффузионного и промежуточного превращений, а также в смещении температурных областей этих превращений в район бо-лее высоких скоростей охлаждения. При этом, чем менее склонна сталь к росту зерна аустенита, тем шире диапазон скоростей охлаждения, в котором проявляется снижение устойчивости аустенита к распаду.

Следует отметить, что увеличение степени легирования аустенита при прочих равных условиях всегда будет способствовать повышению его ус-тойчивости к распаду как в области диффузионного (перлитного), так и в области промежуточного (бейнитного) превращения. Стали с меньшим со-держанием карбидообразователей имеют в структуре повышенное содержа-ние феррита и перлита, а стали с большим содержанием карбидообразующих элементов – большее количество бейнитной и мартенситной составляющей (при прочих равных условиях). Это объясняется тем, что карбидообразую-щие элементы, такие как хром и молибден, замедляют перлитное превраще-ние вследствие более низкой скорости диффузии по сравнению с углеродом и способствуют распаду аустенита околошовного участка стали с образова-нием бейнитной и мартенситной структур.