Специфика формирования структуры металла шва и околошовной зоны

Наиболее сложно происходит формирование зоны сплавления пер­литной и аустенитной сталей. Оно имеет место во многих вариантах ком­бинированных конструкций и отличается несколькими особыми явле­ниями:

1. Различным объемом расплавления заготовок при образовании ванны из-за различия теплофизических свойств свариваемых сталей.

2. Формированием переходной "кристаллизационной" прослойки аномального состава при зарождении кристаллитов в сварочной ванне.

3. Различием температур плавления сталей и шва, приводящим к пе­рег-реву в околошовной зоне стали с пониженной температурой плавле­ния и теп-лотой кристаллизации металла шва, затвердевающего при более высокой тем-пературе.

4. Нестабильностью соединения, в котором продолжается диффузи­онное перераспределение углерода при высоких температурах и форми­рование зоны переменного состава и структуры.

5.Образованием после охлаждения закаленных слоев и внутренних нап-ряжений между слоями вследствие их различных теплофизических свойств.

Таким образом создается химическая, структурная и механическая неоднородности в сварном соединении.

Кристаллизация ванны

При формировании сварочной ванны доли участия аустенитной и перлит-ной сталей неодинаковы. Они обусловлены различиями в темпера­туре их плав-ления, теплопроводности и теплоемкости (см. табл. 10.2). Как правило, аусте-нитная сталь составляет 60 %, а перлитная - 40 % объ­ема шва в условиях равно-го теплового воздействия.

В процессе затвердевания первых слоев металла возникает "кри­сталли-зационная" прослойка, которая образуется из расплавленных объ­емов свари-ваемых частей, перемешанных турбулентными потоками в ванне. Кристал-лизация имеет направленный характер и начинается на оплавленных зернах перлитной и аустенитной стали, играющих роль те-плоотводов и плоских за-родышей. Их рост осуществляется по принципу ориентационного и размерного соответствия путем единичного или группового оседания атомов жидкости во впадинах кристаллической ре­шетки зародышей, что обеспечивает связь шва с основным металлом.

При этом различна роль легирующих элементов, входящих в состав ванны. Элементы-ферритизаторы (Cr, Ti, Mo), атомный объем которых больше, чем Fe, способствуют росту кристаллитов с ОЦК-решеткой, а аустенизаторы (С, Mi, N, Mn) - с ГЦК-решеткой. Последняя имеет более плотную упаковку и большие размеры; отличается от ОЦК-решетки ско­ростью и направлением роста. Это приводит к преимущественному осе­данию одних атомов и отталкиванию других. В результате избирательно­го роста перед передними гранями растущих кристаллитов концентри­руются в жидком слое инородные атомы, что приводит к остановке рос­та, переохлаждению жидкого слоя, примыкающего к межфазной поверх­ности, и зарождению кристаллитов с решеткой другого типа.

На рис. 10.3 представлена микроструктура зоны сплавления перлитной стали с аустенитным швом, подтверждающая этот меха­низм.

Рис. 10.3. Микроструктура зоны сплавления перлитной стали 30Н4МФДА с аустенитным швом 08Х20Н9Г7Т (шов с правой стороны), х 600

Столбчатые кристаллиты перлитной стали постепенно пре­кращают свой рост в аустенитном металле. При этом в зоне сплавле­ния образуется "кристаллизацион­ная" прослойка, т.е. промежуточ­ный слой сопрягающихся между собой деформированных кристал­лических решеток. Так в зоне сплавления перлитной и аустенитной сталей участок "кристаллиза­ционной" прослойки с содержани­ем СгЗ...12% и №2...7% имеет особую структуру высоколегиро­ванного мартенсита.

Толщина переходных кристаллизационных прослоек изменяется от 0,05 до 0,6 мм в зависимости от скорости охлаждения шва, а также от степени его аустенитности.

Чем выше концентрация никеля в шве, тем раньше стабилизируется аустенитная структура с ГЦК-решеткой и тонь­ше переходная крис-таллизационная прослойка от перлитной стали к аустенитнои (рис. 10.4).

Основной объем затвердевшего металла шва имеет однородный со­став, отличающийся от прослойки. Его конечная структура оценивается с помощью структурных диаграмм Шеффлера, Делонга, Потака и Сагалевича. Пример при-менения диаграммы Шеффлера приведен на рис. 10.2. Структура перлитной стали 12Х1МФ соответственно ее эквивалентным значениям элементов ферри-тизаторов и аустенизаторов характеризуется т. П, а аустенитной 08Х18Н10Т- т. Б. С учетом их расплавления в соот­ношении 0,40/0,6 металл шва будет иметь мартенситную или аустенитно-мартенситную структуру (т. Г), состоящую из кристаллов с ОЦК- и ГЦК-решеткой. Такой металл хрупок и весьма склонен к холодным трещинам, что недопустимо.

Расстояние от границы сплавления

Рис. 10.4. Схема определения ширины хрупких кристаллизационных

прослоек в зоне сплавления перлитной стали с аустенитным швом

в зависимости от содержания никеля в шве:

А, Б — свариваемые элементы; В — ширина зоны переменного состава;

Х\ ... Х_ъ-толщина мартенситной прослойки, содержащей 7 % никеля

при сварке различными электродами

Повторный нагрев шва при термообработке, выполнении после­дующих проходов или высокотемпературной эксплуатации приведет к распаду мартен-сита, выпадению карбидов хрома и формированию аустенитно-карбидной структуры, также имеющей малую пластичность. При­менением плавящегося электрода или присадки изменяют доли участия сталей и регулируют структуру шва (табл. 10.3). Той же цели служит раз­делка кромок или их предварительная наплавка с регламентированным составом. При электронно-лучевой сварке также возможно регулирова­ние состава шва путем применения легирующих накладок, подкладок или подачей проволочной присадки в зону сваривания.

Диффузионные процессы

Наибольшее значение в обеспечении прочности и надежности свар­ного соединения имеют специфические процессы, развивающиеся после кристалли-зации шва в околошовной зоне. Они связаны с тем, что при перемешивании сталей с высокой (Т_ш = 1500 °С) и низкой (Т_ш = 1400 °С) температурами плав-ления металл шва имеет промежуточную температу­ру плавления и затверде-вания, но более высокую, чем для одной из сва­риваемых сталей. Это приводит к тому, что на свариваемую сталь после дугового нагрева, оплавляющего кром-ки и заполняющего сварочную ванну жидким металлом, при затвердевании шва воздействует теплота перегрева выше ликвидуса, а также скрытая теплота крис-таллизации, выделяемая из металла шва.

Она вызывает дополнительное локальное расплавление основного метал-ла, который не может участвовать в турбулентном перемешивании ванны из-за высокой вязкости кристаллизующегося шва у стенок ванны. Этот нагрев стенок ванны вызывает преимущественное оплавление гра­ниц зерен, их обогащение по законам восходящей диффузии из объемов зерен легирующими элементами и примесями в связи с повышенной рас­творимостью элементов в жидкой фазе.

Последующая кристаллизация таких межзеренных прослоек обособ­ленно от ванны создает микрохимическую неоднородность в околошов­ной зоне, нега-тивно влияющую на сопротивляемость горячим и холод­ным трещинам, жароп-рочные и коррозионные свойства сварного соеди­нения среднеуглеродистых и высоколегированных сталей. Снижение та­кого перегрева может быть обеспе-чено металлургическими и технологи­ческими средствами. Последнее дости-гается вводом в ванну внешних или внутренних стоков тепла (см. рис. 10.11, схема 3), применением электро­дов с высоким содержанием никеля, снижаю-щим температуру плавления металла шва и сварочной ванны.

После образования кристаллической решетки по всему сечению шва до-минирующее значение приобретают диффузионные процессы в твер­дой фазе, протекающие по двум противоположным законам: выравнива­ния химического состава и восходящей диффузии, обусловленной хими­ческим сродством эле-ментов между собой. Последнее приводит к тому, что углерод, имеющий ма-лый диаметр атома и большую скорость диф­фузии, диффундирует в зоны, где его концентрация выше, но имеются малоподвижные свободные карбидообра-зующие элементы.

Главное значение в этом процессе имеет скорость диффузии отдель­ных элементов в объемах с ГЦК- и ОЦК-решеткой. При всех температу­рах диффу-зионная подвижность углерода в α-Fe заметно выше, чем в более плотно упако-ванной решетке γFe. Коэффициент диффузии углеро­да в α-Fe выше, чем в -Fe при 900 °С, в 39 раз, при 755 °С в 126 раз, и при 500 °С в 835 раз. Диффу-зионная подвижность других легирующих элементов, образующих твердые растворы замещения, значительно меньше и проявляется лишь при темпера-туре свыше 1000 °С.

Такое соотношение приводит к обеднению углеродом перлитной стали и его сосредоточению в прилегающих слоях аустенитной стали, содержащей много хрома. Это создает условия для закалки металла и последующего образо-вания карбидов хрома, содержащих 6 % углерода.

Три фактора управляют завершенностью этого процесса: температу­ра, время пребывания при высоких температурах и концентрация сво­бодного уг-лерода. Процесс начинается в условиях сварки и получает су­щественное раз-витие при повторных нагревах, при термообработке и вы­сокотемпературной эксплуатации. Он приводит к образованию диффузи­онных обезуглероженных прослоек со стороны перлитной стали и обо­гащенных углеродом в аустенит-ной.

Кинетика роста толщины прослоек в соответствии с зако­номерностями диффузионного процесса определяется экспо­ненциальной зависимостью от температуры и квадратичной от времени выдержки. В координа­тах рост тол­щины прослоек отображается прямыми линиями. Результатом их развития является создание зон переменного состава, структуры и твердости.

Наиболее заметны результа­ты этих процессов при измере­нии твердости в поперечном се­чении сварного соединения (рис. 10.5). При этом обнаружи­вается зона переменной твердо­сти с минимумом в обезуглеро-женном слое перлитной стали и с максимумом в аустенитной стали в результате диффузии углерода к малоподвижным атомам хрома.

Характер изменения твер­дости имеет три разновидности в зависимости от степени аустенитности стали (см. рис. 10.5).

Рис. 10.5. Распределение твердости в зоне сплавления среднелегированной

Cr-Nb-Mo стали с аустенитным швом, полученным аустенитными

сварочными проволоками с различным соотношением Cr/Ni₃:

1 - Св-09Х16Н25М6АФ, Q/Ni₃ = 0,8; 2 - Св-04Х19Н11МЗ,C₃/Ni₃ = 1,8;

3 — Св-08Х19Н9Ф2С2, C₃/Ni₃ = 2,2

При малом значении отношения эквивалентов хрома и никеля (Cr₃/Ni₃) ширина зоны перемен­ной твердости минимальна.

При увеличении Cr₃/Ni₃ растет ширина этой зоны. Максимуму Cr/Ni₃ соответствует экстремальный характер изменения твердости. В том же порядке увеличивается склонность к образованию холодных трещин, образующихся по первым слоям аустенитного металла шва, претерпе­вающим закалку. Холодные трещины такого вида получили название "отрыв", что в макромасштабе подра-зумевает отрыв аустенитного шва от перлитной стали (рис. 10.6). В закаленной ЗТВ перлитной стали образу­ются холодные трещины типа "откол" и "часто-кол".

Рис. 10.6. Микроструктура зоны сплавления (линия 1 - 1) перлитной стали с аустенитным швом на участке холодной трещины типа"отрыв", проходящей преимущественно по аустенитной стали (а);микроструктура центра аустенитного шва с четко выраженной границей зерна на фоне дендритной структуры (б), х 600

Принято считать, что минимизация ширины зоны переменной твер­дости до 0,15 ... 0,25 мкм позволяет устранить склонность к холодным трещинам. Это объясняется снижением объемного напряженного состоя­ния в сверхтонких закаленных слоях.

Второй негативный результат диффузионного перераспределения элемен-тов состоит в образовании малопрочного обезуглероженного слоя со стороны перлитной стали (рис. 10.7). Наибольшая степень и глубина обезуглероживания наблюдается при сварке углеродистой стали, так как углерод в ней не связан в термостойкие карбиды. Важно отметить, что этот процесс протекает не только при сварке, термообработке, но и при высокотемпературной эксплуатации сое-динений, что приводит к увели­чению его ширины. В обезуглероженном слое при этом укрупняется зер­но, снижается прочность и возможно разрушение при длительной экс­плуатации вследствие развития высокотемпературной ползу-чести. В ле­гированной стали, где углерод связан в термостойкие карбиды, обе-зуглероженный слой менее развит.

Рис. 10.7. Обезуглероженный "мягкий" слой в зоне сплавления

углеродистой стали 30 с 12 %-ным хромистым швом

(сталь - с левой стороны, шов - с правой)