книги / Сварка и свариваемые материалы. Свариваемость материалов

для длины и ширины сварочной ванны [1]. Последние выведены на основе тепловой теории при сварке для быстродвижущихся источников теплоты (табл. 5.1). С помощью этих соотношений можно рассчитать критерий концентрационного переохлажде­ ния Ф и ориентировочно оценить тип первичной структуры и схему кристаллизации Ка или а для заданной точки на оси кри­ сталлита. х0.

Эллиптическая форма сварочной ванны соответствует сварке с небольшими скоростями (приблизительно до 20—25 м/ч), при

талла шва является мик­ рохимическая неоднородность (МХН): внутрикристаллитная и межкристаллитная (или междендритная). Внутрикристаллит­ ная МХН определяется соотношением конвективного и диффузи­ онного отвода примеси от ФК в жидкость. У линии сплавления, где имеет место интенсивное движение расплава в ванне, в ре­ зультате конвекции практически размывается концентрацион­ ное уплотнение, в МНХ формируется по закономерностям, близким к закону «нормальной» ликвации. Концентрация при­ меси в кристаллите по мере его роста непрерывно возрастает и в каждый момент определяется произведением текущей кон­ центрации примеси в объеме жидкости и коэффициента рас­ пределения ств= С)к • k (рис. 5.5). При этом следует учитывать поправку на неравновесность процессов при сварке.

В средней и хвостовой частях ванны отвод примеси от ФК происходит в основном путем диффузии в жидкую фазу. В дан­

ном случае содержание примеси в кристаллите определяется произведением концентрации примеси в концентрационном уп­ лотнении у ФК и коэффициентом распределения ств= Со/£* k, т. е. средним содержанием примеси Со- Внутрикристаллитная МХН при сварке не получает существенного развития.

Заметное влияние на формирование МХН оказывает преры­ вистость процесса кристаллизации, которая характеризуется «микроскопическими» изменениями средней скорости кристал­ лизации окр: замедлением, остановкой и ускорением. При замед­ лении и остановке концентрация примеси ств приближается к равновесной c<yk, при ускорении процесс приближается к бездиффузионной кристаллизации, а концентрация примеси ств — к максимальной в концентрационном уплотнении Co/k (рис. 5.5). Микроскопические изменения окр имеют регулярный характер, связанный с образованием концентрационного переохлаждения, а также нерегулярный характер, обусловленный колебаниями режима сварки, падением капель прцсадочного металла в ванну, механическими колебаниями свариваемого изделия и т. п. От­ меченные микроскопические изменения скорости кристаллиза­ ции являются причиной «слоистости» сварного шва, выявляе­ мой на поверхности шлифов после травления. При нерегулярном характере изменений скорости кристаллизации на поверхности шва, как правило, появляются также геометрические наруше­ ния, наблюдаемые как «чешуйчатость» шва.

Межкристаллитная МХН при ячеистом и дендритном типе кристаллизации образуется путем отвода растворенных приме­ сей от вершины к подножью выступов при их росте в зоне кон­ центрационного уплотнения. Концентрация примесей в межячеистых и междендритных зонах близка к концентрации примесей в зоне концентрационного уплотнения C o / k . Тот же уровень межкристаллитная МХН имеет и в зоне стыка двух смежных кристаллитов, так как в этом случае происходит срастание вы­ ступов стыкуемых кристаллитов. В результате этого в цент­ ральной части сварных швов не образуется зон с повышенной концентрацией примесей.

Распределение примесей, формируемое в процессе кристал­ лизации шва, может существенно отличаться от распределения примесей в конечной структуре шва. В процессе охлаждения получают развитие процессы выравнивающей диффузии, интен­ сивность которой зависит от диффузионной подвижности элемен­ тов, скорости охлаждения, расстояния между зонами с повы­ шенной концентрацией примесей и других факторов.

5.3.2. Фазовые превращения в твердом состоянии

5.3.2.1. Полиморфные превращения. Ряд металлов (Fe, Ti, Со и др.) имеет несколько модификаций кристаллических структур при различных температурах. Термодинамически полиморфные

превращения (переход из одной модификации в другую) обу­ словлены минимумом объемной свободной внутренней энергии той или иной модификации в соответствующих температурных интервалах. Превращения в зависимости от условней охлажде­ ния могут иметь диффузионный или мартенситный характер.

Д и ф ф у з и о н н ы е п р е в р а щ е н и я . Диффузионные пре­ вращения происходят по механизму «образование и рост новой фазы». Образование зародыша происходит с увеличением сво­ бодной энергии системы, равной */з поверхностной энергии заро­ дыша (остальные две трети компенсируются уменьшением объ­ емной свободной энергии). Возникновение зародышей обеспечи­ вается за счет флуктуационного повышения энергии в отдельных группах атомов. При превращении в сплавах для Образования зародыша необходимо также наличие флуктуации концентрации растворенного элемента. Это условие затрудняет образование зародышей новой фазы, особенно если ее состав сильно отлича­ ется от исходной. При превращении в твердом состоянии, обра­ зование зародышей также тормозится упругой деформацией фаз. Последняя обусловлена различием удельных объемов ис­ ходной и образующихся фаз. Энергия упругой деформации уве­ личивает свободную энергию подобно поверхностной энергии.

Среди образовавшихся зародышей способностью к дальней­ шему росту обладают зародыши, размер которых равен или пре­ вышает критический. В этом случае баланс поверхностной и объемной энергий получает отрицательное значение и рост но­ вой фазы происходит с уменьшением свободной энергии си­ стемы. Критический размер зародышей уменьшается с увели­ чением степени переохлаждения (или перегрева) по отношению к равновесной температуре То, при которой объемные свобод­ ные энергии фаз равны. При этом скорость образования заро­ дышей также будет уменьшаться, так как с понижением тем­ пературы снижается диффузионная подвижность атомов, необ­ ходимая для формирования зародыша новой фазы. Зависи­ мость вероятности образования новой фазы от степени пере­ охлаждения будет иметь максимум, при нагреве вероятность будет монотонно возрастать с увеличением степени перегрева.

При росте новой фазы изменение составляющих свободной энергиианалогично изменениям 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 ро­ ста новой фазы.

При постоянной температуре ниже (или выше) Т0 процесс превращения протекает изотермически и количество новой фазы увеличивается со временем. Кинетика фазовых превращений при различных степенях переохлаждения описывается изотермиче­

скими диаграммами превращения, называемыми также С-об- разными диаграммами превращения. Фазовое превращение в ус­ ловиях непрерывного охлаждения или нагрева подчиняется тем же основным закономерностям, что и изотермическое превра­ щение. Условно превращение при непрерывном изменении тем­ пературы мо>кно рассматривать как серию многочисленных изо­ термических превращений при последовательно меняющихся температура* В этом случае кинетика фазового превращения описывается аяизотсрмической диаграммой превращения (рис.

5.6, а) [2].

В материаловеднескои практике эти диаграммы строятся в координатах температура—время. При этом максимальная температура соответствует нагреву при термообработке (за­ калке, отжигу), а время отсчитывается от момента начала ох­ лаждения после выдержки при максимальной температуре. В сварочной практике нашли применение диаграммы, преобра­ зованные в вид» удобный для практического использования при выборе теплового режима сварки. Во-первых, нагрев соответ­ ствует сварочному термическому циклу с максимальной темпе­ ратурой, близкой к температуре солидуса сплава; во-вторых, характер и температура превращений даются в зависимости от скорости охлаждения при сварке. В диаграммах для сталей приняты скорость охлаждения в диапазоне 600—500 °С (аУб,5) или время охлаждения от 800—500 °С (/8/s). Такие диаграммы получили название анизотермических диаграмм распада аусте­ нита при сварке — АРА (рис. 5.6,6) [3].

Примером превращения диффузионного типа является пер­ литное превращение при распаде аустенита при сварке низко­ углеродистых и низколегированных сталей. Одной из характери­ стик перлитной структуры является окончательный размер ко­ лоний (перлитных зерен). Чем меньше размер аустенитных зерен и ниже температура превращения, тем меньше размер перлитных зерен. С уменьшением их размера механические

ремещения многих атомов. Результирующее перемещение сво­ дится к тому, что ряд элементарных ячеек исходной фазы как бы однородно пластически деформируется, переходя в. ряд эле­ ментарных ячеек новой фазы. Мартенситное превращение назы­ вают бездиффузионным или сдвиговым.

Превращение начинается и заканчивается при достижении определенных фиксируемых температур Гмн и Тмк при значи­ тельном переохлаждении ниже Т0. В отличие от диффузионных превращений при мартенситном превращении Т„„ и Тмк не за­ висит от скорости охлаждения. Поэтому они на диаграмме фа­ зовых превращений выражаются горизонтальными прямыми

чего превращение прекращается. При снижении температуры образовавшиеся ранее участки мартенситной фазы обычно не растут, а образуются ее новые участки. Превращение начина­ ется внезапно И происходит с очень большой скоростью, кото­ рая практически не зависит от температуры. Степень превра­ щения зависит от температуры и не увеличивается со временем пребывания при данной температуре.

Мартенситное превращение характерно для сплавов, претер­ певающих при охлаждении в твердом состоянии после сварки и термообработки полиморфные превращения. Мартенситное превращение имеет место при сварке среднеуглеродистых и ле­ гированных сталей на малых погонных энергиях без примене­ ния подогрева. Мартенситная а'-фаза образуется при сварке титановых сплавов в широком диапазоне тепловых режимов [4].

В зависимости от внутреннего строения различают следую­ щие типы мартенсита в стали: пластинчатый и пакетный [5]. Пластинчатый мартенсит также называют игольчатым, низко­ температурным и двойниковым. Он образуется в высокоугле­ родистых и среднеуглеродистых легированных сталях. Имеет форму тонких линзообразных пластин с двойниковыми прослой­

ками в средней части.

Пакетный мартенсит, также называемый реечным, массив­ ным, высокотемпературным и недвойниковым (дислокацион­ ным), имеет форму примерно одинаково ориентированных тон­ ких пластин (реек). Они образуют плотный более или менее равноосный пакет. Ширина реек 0,1—1,0 мкм, поэтому оптиче­ ской металлографией выявляются только их пакеты. По этой причине пакетный мартенсит получил название массивного. Па­ кетный мартенсит образуется в большинстве низкоуглероди­ стых легированных сталей. Тип мартенсита определяет его механические и технологические свойства. Например, пластинча­ тый мартенсит в околошовной зоне более склонен к образова­

5.3.2.2. Выделение фаз при распаде твердых растворов. Рас­ пад твердых растворов с выделением фаз является диффузион­ ным превращением и происходит по механизму «образование и рост зародышей». Имеет определенные особенности по сравне­ нию с полиморфным превращением. Помимо затрат выделив­ шейся объемной свободной энергии на приращение поверхно­ стной энергии и компенсацию энергии упругих деформаций, образование зародышей сильно тормозится необходимостью больших флуктуаций концентрации растворенного элемента. По­ этому для начала распада требуются весьма большие степени переохлаждения (пересыщения) и длительные выдержки при соответствующих температурах.

При медленном охлаждении и относительно малой степени переохлаждения образуются близкие к равновесию стабиль­ ные 0-фазы с некогерентными границами раздела. Для них ха­ рактерно гетерогенное зарождение на высокоугловых границах зерен и скоплениях вакансий (кластерах). В результате воз­ можно образование сетки выделяющейся фазы на границах зерен.

При ускорении охлаждения и больших степенях переохлаж­ дения вместо стабильной 0-фазы часто образуется метастабильная ©'-фаза, содержащая обычно меньше растворенного компонента, чем в стабильной, ©'-фаза зарождается гетерогенно предпочтительно на малоугловых границах блоков внутри зе­ рен, скоплениях вакансий и отдельных дислокациях.' Она имеет полностью или частично когерентные границы раздела. Возник­ новение метастабильных фаз обусловлено меньшей величиной энергетического барьера при их зарождении, чем стабильных. Кроме того, для возникновения метастабильной фазы требу­ ются меньшие концентрационные флуктуации. При длительной выдержке может произойти переход ©' в 0, в результате чего будет достигнуто равновесное состояние сплава с минималь­ ной свободной энергией.

При высоких (закалочных) скоростях охлаждения и степе­ нях переохлаждения в некоторых сплавах типа твердых раство­ ров замещения (алюминиевых, медных, никелевых и др.) обра­ зуются особого рода метастабильные фазы, представляющие собой локальные зоны с повышенной концентрацией легирую­ щего элемента. Из-за различия в атомных диаметрах металларастворителя и легирующего элемента его скопление вызывает местное изменение межплоскостных расстояний. Эти зоны на­ зывают зонами Гинье-Престона (ГП). Учитывая то, что тип решетки не изменяется, зоны ГП часто называют предвыделениями. Они имеют форму тонких пластин или дисков и размеры порядка 10-3—10~2 мкм. Границы их раздела полностью коге­ рентны. Поэтому поверхностная энергия зон пренебрежимо мала. У зон малого размера энергия упругих искажений ре­ шетки также мала. Поэтому энергетический барьер для их за­ рождения весьма не велик. Зоны ГП зарождаются гомогенно на концентрационных флуктуациях. Особенностью образования зон ГП является быстрота и безинкубационность их возникно­ вения даже при комнатной и отрицательной температурах. Это обусловлено повышенной диффузионной подвижностью леги­ рующих элементов, которая связывается с пересыщением сплава вакансиями при закалке.

Процессы выделения зон ГП, метастабильной и стабильной фаз характеризуются своими С-образными кривыми в координа­ тах температуры — время (рис. 5.7). Каждому виду фазы соот­ ветствует своя температура сольвуса, ниже которой происходит

по

их выделение (Тгп<.Тв'<.Тв). При Т < Тт выделение проис­ ходит в очередности П, 0' и 0. При этом возможно незави­ симое образование фаз, а также зарождение на ранее образо­ ванной фазе (0' на ГП, 0 на 0') или прямое превращение менее стабильных выделений в более стабильные. При больших сте­ пенях переохлаждения распад твердого раствора может про­ должаться длительное время, иногда месяцами и даже годами. Процесс выделения мелкодисперсных избыточных фаз. (зон ГП и 0') в сильно переохлажденных растворах называется естест­ венным старением или дисперсным упрочнением. Примером мо­ жет служить термическая обработка А1—Си—Mg сплавов (дуралюминов) закалка и есте­ ственное старение. В результа­ те образуются зоны ГП, обо­

гащенные Си и Mg, н фазы

Тег» (0,5—0,6) ТПл К, гАе Тпл — температура плавления металла.

Нагрев свыше Тсг приводит к перестариванию. При этом прочностные свойства снижаются, а пластические свойства про­ должают слабо снижаться. Последнее вызвано укрупнением (коагуляцией) частиц фаз и уменьшению их числа в единице объема. Другой процесс при перестаривании — переход метастабильных фаз в стабильные и замена когерентных границ раз­ дела некогерентными,

Старение закаленных сплавов также называют термическим (закалочным). Существует еще разновидность старения, назы­ ваемого деформационным. Деформационное старение развива­ ется после холодной деформации при последующей выдержке при комнатной температуре и особенно при нагреве до невысо­ ких температур (например, для технического железа до 470 К). Деформационное старение возможно как в слабо пересыщен­ ных, так и равновесных сплавах типа твердых растворов внед­ рения, в которых не имеет место закалочное старение (напри­ мер; в железе с содержанием углерода менее 0,006 % и азота менее 0,01 %). Механизм деформационного старения отличен от закалочного. Деформационное старение связано не с выде­