Фазовые превращения в стали при нагреве в процессе сварки

Образование аустенита при нагреве происходит в две стадии. На первой стадии реализуется сдвиговой механизм α → γ-перестройки кристаллической решетки. При этом возникают области метастабильного аустенита с пониженной концентрацией углерода по сравнению с той, которая следует из диаграммы состояния при данной температуре. На второй стадии превращения растворяются карбиды, и аустенит обогащается углеродом в результате процесса диффузии, приобретая устойчивость к росту при температуре, превышающей температуру критической точки Ас₁.

Участками преимущественного образования аустенита наряду с поверхностями раздела ферритной и карбидной фаз являются также границы ферритных зерен и субзерен, границы перлитных колоний. При этом имеет значение влияние устойчивых сегрегаций атомов углерода как основного элемента, хотя при этом следует иметь в виду, что при температуре нагрева выше 500 ⁰С эффект сегрегации значительно уменьшается.

Кроме поверхностей раздела фаз, существенную роль играют области структур с повышенным уровнем свободной энергии – скопления дислокаций, участки локального искажения кристаллической решетки в результате внедрения атомов.

С повышением температуры превращения при высоких скоростях нагрева (при перенагреве) свободная энергия системы возрастает настолько, что число центров зарождения γ-фазы увеличивается за счет их образования в областях структуры с меньшей плотностью дислокаций. Свободная энергия, существующая вокруг этих зон, при превращении передается зародышу новой фазы, понижая энергию его образования. Отмеченное подтверждается тем обстоятельством, что при быстром нагреве стали аустенит образуется в первую очередь вокруг деформированных участков α-фазы, термодинамический потенциал которых выше, чем у недеформированной α- фазы, из-за наличия большого количества дефектов кристаллического строения и низкой устойчивости с термодинамической точки зрения. В то же время при медленном нагреве (со скоростью до 1 °С/мин) в результате ис­чезновения искажений решетки в образцах с различной исходной структурой образуется примерно одинаковое количество аустенита, так как при этом участками зарождения γ-фазы становятся поверхности раздела фаз.

Легирующие элементы резко снижают интенсивность образования γ- фазы и существенно повышают энергию активации диффузии углерода в аустените. Граница раздела α- и γ-фаз движется со скоростью, пропорциональной изменению свободной энергии системы. Легирующие элементы уменьшают скорость роста зерна аустенита. Полагают, что скорость α → γ-превращения определяется скоростью зарождения новой фазы, а рост устойчивых зародышей – скоростью диффузии углерода. Так, скорость движения границы аустенитного зерна при 740 °С в стали с 0,56 % С составляет 0,1 мкм/с.

Для закаленного состояния, характеризующегося структурой с повышенной плотностью дислокаций, скорость зарождения центров кристаллизации оказалась в десятки раз больше данной скорости для отожженного состояния, а скорость роста – в 3 раза меньшей.

При дуговой сварке под флюсом, например, интенсивность нагрева металла в ЗТВ сварных соединений достигает сотен градусов в секунду, т.е. значительно выше, чем при обычных режимах нагрева при термической обработке. В связи с этим необходимо проводить соответствующие исследования с целью определения кинетических параметров в условиях быстро изменяющихся температур, характерных для соответствующих процессов сварки. Отмеченное особенно важно для сталей с пониженным содержанием углерода (например, бесперлитных) и низколегированных сталей, легированных Mo и Cr.

Наиболее полно к настоящему времени исследовано состояние фаз в участках IV – VI и недостаточно – в участках II и III (см. рис. 31, в). Это объясняется в первую очередь трудностями, возникающими при анализе фазовых превращений в интервале t_пл…1350 ⁰С, т.к. в этом случае наряду с твердыми фазами присутствуют жидкие фазы.