Превращения в твердом состоянии

Лазерная обработка материалов подразумевает процессы сварки, термообработки, термической резки, наплавки покрытий и некоторые другие. С точки зрения структурных и фазовых превращений процесс сварки является наиболее общим, так как в зоне обработки металл находится в жидком, твердожидком и твердом состоянии. Другими словами, характерные особенности протекания превращений при лазерной сварке можно перенести и на другие виды лазерной обработки.

Рассмотрим строение участка металла, подвергнутого лазерной обработке, на примере сварного соединения, подразумевая при этом, что, исключив некоторые температурные области, можно получить тот или иной вид обработки. Размеры зон, претерпевших превращения, их структурный и фазовый состав будет зависеть от характеристик термического цикла – максимальной температуры нагрева, времени пребывания при данной температуре, скоростей нагрева и охлаждения.

В общем случае в сварном соединении зоны, различно удаленные от центра шва, нагреваются до различных максимальных температур. Это обстоятельство обуславливает соответствующее изменение структуры указанных участков. В зависимости от максимальных температур нагрева металла в зоне термического влияния (ЗТВ) можно выделить участки (рис. 3.26):

1 – неполного расплавления;

2 – перегрева (имеет крупнозернистое строение);

3 – нормализации (нет заметного роста зерен аустенита);

4 – неполной перекристаллизации (структура содержит крупные зерна феррита, не прошедшие перекристаллизацию, и расположенные вокруг них колонии мелких зерен феррита и перлита, образовавшихся в результате перекристаллизации);

5 – рекристаллизации (характерен для деформированных металлов, содержит равноосные зерна феррита и перлита);

6 – синеломкости (наблюдается снижение пластических свойств без видимых изменений структуры).

Рис. 3.26. Схема построения сварного соединения

Нагрев металла выше температуры A ₁ вызывает фазовое превращение, сопровождающееся перестройкой кристаллической решетки железа. Из феррита, имеющего объемоцентрированную решетку, возникает аустенит с грацентрированной кубической решеткой. При охлаждении происходит обратное превращение. Степень завершенности процесса превращения, а также состав возникающих фаз определяются скоростью нагрева и охлаждения, максимальной температурой нагрева, химическим составом обрабатываемого металла.

В зависимости от этих условий при охлаждении в сталях могут протекать превращения по различным механизмам: диффузионному, смешанному и бездиффузионному. По мере увеличения скорости охлаждения диффузионный механизм превращения может смениться на смешанный и бездиффузионный.

При диффузионном распаде аустенита происходит образование феррита (α-Fe) и цементита (Fe₃C). Такое превращение получило название перлитного. При бездиффузионном превращении из аустенита образуется перенасыщенный твердый раствор углерода в α-Fe. Такое превращение называется мартенситным. Иногда процесс фазового превращения может происходить одновременно по двум механизмам – диффузионному и бездиффузионному. Кинетика этого превращения и получающиеся структуры имеют черты кинетики и структур, наблюдаемых при диффузионном перлитном и бездиффузионном мартенситном превращениях. Указанное превращение получило название бейнитного.

Методы исследования фазовых и структурных превращений основаны на анализе изменения свойств металла (табл. 3.6).

Таблица 3.6

Свойства металла и методы анализа

Свойства металла	Метод анализа
Структура Объем металла Выделение, поглощение тепла Изменение магнитных свойств Изменение сопротивляемости деформированию Электросопротивление	Металлографический Дилатометрический, деформетрический Термокинетический Магнитометрический Релаксометрический   Электрический

Рассмотрим построение изотермических и анизотермических диаграмм превращений. Для изотермических условий диаграммы превращений получают следующим образом. Тонкие образцы нагревают до полной аустенизации при температурах выше точки A ₁ и затем помещают в термостат с температурой, при которой исследуется превращение. Начало и конец распада аустенита определяется одним из вышеприведенных методов после различного времени выдержки в термостате.

В неизотермических условиях точки начала и конца превращений определяются на образцах непосредственно в процессе охлаждения, происходящем с различными скоростями.

Для доэвтектоидных сталей изотермические и анизотермические диаграммы представлены на рис. 3.27.

При наложении кривых скоростей охлаждения на диаграммы изотермического превращения не соблюдается количественное соответствие между образующимися структурами.

Из анизотермических диаграмм видно, что при w < w₄ происходит феррито-перлитное превращение; при w₄ < w < w₃ за феррито-перлитным превращением следует бейнитное; при w₃ < w < w₂ за бейнитным превращением происходит мартенситное; приw > w₂ образуется мартенсит. Последнюю скорость называют критической скоростью закалки. Одной из характеристик превращения является степень устойчивости аустенита, которая оценивается временем достижения температуры превращения при охлаждении. Чем больше это время, тем больше устойчивость аустенита. Повышению устойчивости способствует увеличение диаметра его зерна.

Рис. 3.27. Вид диаграмм превращений:

а – изотермических; б – анизотермических; А – аустенит; Ф – феррит; П – перлит;
М – мартенсит; Б – бейнит; ω₁…ω₄ – скорости охлаждения;
Т _мн, Т _мк – температуры начала и конца мартенситного превращения

Кинетика превращения аустенита при непрерывном охлаждении оценивается по температурному интервалу, в котором происходит процесс, по его интенсивности и по количеству аустенита, образующегося в данном температурном интервале. Конечные результаты обобщаются в виде структурных диаграмм.

В условиях термических циклов лазерной обработки степень гомогенизации аустенита и размеры его зерна перед началом превращения при охлаждении в сталях без карбидообразующих элементов и с их наличием существенно различаются.

Рассмотрим особенности превращений в твердом состоянии в сталях различного химического состава. Стали без энергичных карбидообразующих элементов характерно повышение устойчивости аустенита. Области превращений на диаграммах смещаются в сторону больших длительностей или малых скоростей охлаждения, т.е. вправо.

В сталях, легированных хромом и другими активными карбидообразующими элементами, устойчивость аустенита понижена.

В области режимов с большими скоростями охлаждения определяющее влияние на устойчивость аустенита оказывает степень его гомогенизации, а с малыми – рост зерна.

Таким образом, на конечную структуру металла при лазерной обработке влияют его химический состав, время пребывания металла при температурах выше А ₃, а также скорости нагрева и охлаждения. Следует учитывать, что при лазерной обработке сложных сплавов фазовые и структурные превращения могут развиваться не только в разных, но и в одних и тех же участках, подвергаемых термическому воздействию. В ряде случаев температурные интервалы этих превращений накладываются друг на друга, из-за чего возникают трудности при изучении их кинетики.

Лазерная обработка характеризуется высокими скоростями нагрева и охлаждения, а также малым временем пребывания при повышенных температурах. Существенное «ужесточение» термического цикла обуславливает некоторые особенности протекания процессов фазовых и структурных превращений в металлах.

Конечный структурный и фазовый состав зависит от состояния металла перед превращением на этапе охлаждения. Основные параметры – это размер зерна и степень его гомогенизации. Размер аустенитного зерна зависит от соотношения скорости зарождения и скорости роста новой фазы. Чем больше центров кристаллизации и меньше скорость их роста, тем мельче зерно.

Для деталей, содержащих активные карбидообразующие элементы, определяющее влияние на измельчение зерна в условиях лазерной обработки оказывает этап нагрева. При изменении скорости нагрева с 200 до 600 град/с и дальнейшем охлаждении с разными скоростями зерно аустенита уменьшается в 2,4 раза. Варьирование скорости охлаждения от 10 до 250 град/спри постоянной скорости нагрева вызывает измельчение зерна в 1,5 раза. Другими словами, увеличение скорости нагрева в 3 раза оказывает большее (на 60÷70 %) влияние на измельчение аустенитного зерна, чем 25-кратноеповышение скорости охлаждения.

Иное наблюдается для сталей, не содержащих карбидообразующих элементов (например, сталь 35). При лазерной обработке этих сталей не происходит заметного измельчения аустенитных зерен. Это объясняется высоким содержанием углерода, способствующего росту зерна, и отсутствием легирующих элементов, которые, наоборот, сдерживают его рост.

Для сталей, содержащих активные карбидообразующие элементы, скорость нагрева влияет также на степень аустенизации. При температурах несколько превышающих А ₁, внутри образовавшегося аустенитного зерна устанавливается градиент концентрации углерода, приводящий к его диффузионному перераспределению. Происходит выравнивание состава аустенитного зерна. Так в условиях скоростного нагрева при лазерной обработке для полного завершения аустенизации времени оказывается недостаточно.

Большие скорости нагрева приводят к тому, что к моменту g®α – превращения структура состоит из аустенита с неодинаковой концентрацией углерода, нерастворившегося цементина и остаточной g-фазы, не претерпевшей превращений. В результате снижается дилатометрический эффект в температурном интервале мартенситного превращения, так как остаточная α-фаза не участвует в g®α – превращении. После лазерной обработки структура таких сталей представляет собой мелкодисперсный мартенсит. Электронно-микроскопические исследования подтверждают, что в этом случае мартенситная структура более дисперсна.

Таким образом, в результате лазерной обработки сталь приобретает структуру и мелкодисперсного мартенсита. Указанная структура обладает повышенными структурно-чувствительными свойствами (прочность, пластичность и т.д.).

При лазерной обработке сталей без активных карбидообразующих элементов получается грубый крупноигольчатый мартенсит с пониженными структурно-чувствительными свойствами.

Примером различной реакции на термический цикл лазерной обработки может служить сварка металла, содержащего и не содержащего карбидообразующие элементы. По экспериментальным данным [7] при лазерной сварке скорость нагрева в интервале температур 700-800º С колеблется от 2500 до 1400ºС/с, а скорость охлаждения при температурах 600-500 ºС – 200-500ºС/с, тогда как при дуговой сварке скорости нагрева и охлаждения в указанных диапазонах температур составляют примерно 200 и 10ºС/с соответственно. Как и в случае дуговой сварки, имеются различия в поведении сталей, содержащих активные карбидообразующие элементы и без них. Особенность заключается в том, что указанные высокие скорости охлаждения приводят к возникновению в зоне термического влияния мартенситной структуры для тех и других сталей. Так, сталь без активных карбидообразующих элементов (Ст35) в исходном состоянии имеет перлитную структуру. При аргонодуговой сварке, в условиях сравнительно низких скоростей охлаждения (W_охл» 10 град/с) в шве и ЗТВ сохраняется перлитная структура. Увеличение скорости охлаждения более 140ºС/с, что характерно для лазерной сварки, приводит к образованию мартенситной структуры.

Это видно из диаграммы анизотермического превращения данной стали (рис. 3.28, а). Сталь, содержащая активные карбидообразующие элементы (типа 12Х2Н4А), при скоростях охлаждения, свойственных для дуговой сварки, имеет мартенситно-бейнитную структуру в шве и ЗТВ. Несмотря на это, изменение структурно-чувствительных свойств металла при переходе от одного способа сварки к другому прямо противоположно.

Рис. 3.28. Диаграммы анизотермических превращений:

а – Ст35; б – 12Х2Н4А

Например, для Ст35 наблюдается снижение ударной вязкости и показателя сопротивляемости образованию холодных трещин при переходе на лазерную сварку, тогда как у стали типа 12Х2Н4А эти характеристики возрастают (рис. 3.19, а, б).

Рис. 3.29. Изменение прочностных характеристик Ст35
и 12Х2Н4МА при дуговой и лазерной сварке

Дата добавления: 2017-02-01