Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Лазерный нагрев и структурная наследственность 13
1.1 Фазовые и структурные превращения при лазерной обработке предварительно отожженных сталей 15
1.2 Лазерная обработка предварительно закаленных сталей. Влияние исходной структуры на формирование литой зоны 25
1.3 Влияние отпуска на перекристаллизацию закаленной стали 32
1.4 Механизм образования аустенита при лазерном нагреве закаленных сталей 40
1.5 Влияние деформации на перекристаллизацию закаленной стали 56
Выводы к главе 1 62
ГЛАВА 2 Упрочнение сталей при поверхностной лазерной закалке 64
2.1 Причины повышенной твердости при лазерной закалке конструкционных сталей 64
2.2 Способ поверхностной лазерной закалки, обеспечивающий получение равномерной твердости поверхности 70
2.3 Особенности упрочнения мартенситностареющих сталей после лазерной обработки 73
Выводы к главе 2 86
ГЛАВА 3 Совешенствование структуры и механических свойств свариваемых сталей 88
3.1 Структурные превращения при лазерной сварке конструкционных сталей 90
3.2 Структура и механические свойства сварных соединений, выполненных механизированной одно- и двухдуговой электросваркой 95
3.3 Структурная наследственность и интеркристаллитная хрупкость в высокопрочной низкоуглеродистой свариваемой стали 107
3.4 Совершенствование структуры и механических свойств судостроительных свариваемых сталей 121
3.5 Структура и механические свойства листового проката из низкоуглеродистых низколегированных сталей после термомеханической обработки 133
Выводы к главе 3 152
ГЛАВА 4 Фазовые превращения в высокоуглеродистых сталях с перлитной структурой 154
4.1 Бездиффузионное образование аустенита в стали с перлитной структурой при лазерном нагреве 155
4.2 Кристаллическая структура цементита 175
4.3 Влияние термической обработки на локальную атомную структуру цементита в стали 192
4.4 Твердорастворное упрочнение ферритной составляющей перлита 202
4.5 Влияние твердорастворного упрочнения феррита и коагуляции цементита на износостойкость эвтектоидной стали У8 221
4.6 Поведение перлита при деформации 234
Выводы к главе 4 257
Заключение 260
Приложение 1 266
Приложение 2 267
Приложение 3 268
Список использованных источников
- Влияние отпуска на перекристаллизацию закаленной стали
- Способ поверхностной лазерной закалки, обеспечивающий получение равномерной твердости поверхности
- Структурная наследственность и интеркристаллитная хрупкость в высокопрочной низкоуглеродистой свариваемой стали
- Влияние термической обработки на локальную атомную структуру цементита в стали
Влияние отпуска на перекристаллизацию закаленной стали
Изучению особенностей фазовых превращений при быстром нагреве и охлаждении посвящено крайне незначительное количество работ. При лазерной обработке происходят те же фазовые и структурные превращения, которые имеют место и при обычных условиях нагрева, однако в связи со сверхбыстрым нагревом и сверхбыстрым охлаждением должны проявляться некие особенности. В этом случае невозможно применить представления, которые вытекают из диаграмм фазового равновесия. Так, например, согласно диаграмме фазового состояния Fe - С, образование аустенита в доэвтектоидных сталях в условиях равновесного, то есть бесконечно медленного нагрева, начинается при температуре, соответствующей точке Ас і и завершается при температуре Асз. К этому времени должны полностью раствориться имеющиеся в исходной перлитной структуре карбиды. В условиях быстрого нагрева последовательность фазовых превращений иная. Фазовое а-»у-превращение может завершиться до полного растворения карбидов, но фазовые и структурные превращения в стали продолжаются и в температурной области стабильного аустенита. Это прежде всего растворение цементита и специальных карбидов, а также нитридов, сульфидов и других избыточных фаз.
В литературе отсутствуют достоверные данные о кинетике а-»у-превращения при достаточно высоких скоростях нагрева. По некоторым данным температурный интервал а- у -превращения растет с увеличением скорости нагрева [4]. По другим данным, при увеличении скорости нагрева температура а—»у -превращения достигает некоторого ассимптотического значения [5], что может быть связано с изменением механизма а— у-превращения, например, переходом от диффузионного к бездиффузионному.
Изучение превращений при лазерной обработке отожженных сталей представляет не только практический, но и научный интерес, поскольку вся теория термической обработки сталей опирается на описание процесса образования аустенита из феррито-цементитной матрицы. Это предопределило необходимость в проведении исследований фазовых и структурных превращений при лазерной поверхностной обработке (НПО) отожженных сталей, химический состав которых приведен в таблице 1.1.
В настоящей главе описаны структуры, образующиеся при лазерной поверхностной обработке, осуществляемой как с оплавлением, так и без оплавления поверхности. Нагрев осуществлялся лучом лазера непрерывного или импульсного действия. Материалом для исследования служили промышленные конструкционные и инструментальные, легированные и углеродистые стали.
Все исследованные стали в виде заготовок прошли предварительную термическую обработку с целью получения различных исходных структур. Армко-железо отжигали при 950 или 1250 С (выдержка 30 мин) с последующим охлаждением с печью. Стали 20 и 40 отжигали по такому же режиму, но часть образцов после 30 мин выдержки закаливали в воде, чтобы получить мартенситную структуру. В высокоуглеродистых сталях У8, У10 и У12 путем термообработки было получено три исходные структуры: пластинчатый перлит (отжиг при 1250С, охлаждение с печью), зернистый цементит (маятниковый отжиг), мартенсит (закалка от 780 или 1250С в воде или 10 %-ном водном растворе поваренной соли).
Для моделирования ЛПО опыты ставили таким образом: образцы различных сталей в виде цилиндриков h = 15-20 мм подвергали шлифовке с торцевой поверхности, как при подготовке металлографического шлифа, после чего шлифованную поверхность подвергали травлению персульфатом аммония для уменьшения блеска и, соответственно, отражения лазерного луча. Луч лазера непрерывного действия на ССЬ направляли на торцевую поверхность, при этом образец перемещали под лучом со скоростью 60 либо 100 м/ч (рис. 1.1а). В отдельных случаях скорость движения образцов под лучом составляла 240 м/ч. Использовался лазер ЛТ 1-2, мощность излучения 1-1,5 кВт. Для защиты от окисления поверхности использовали аргон. Если ЛПО осуществлялась с оплавлением поверхности, то в результате облучения на поверхности образцов по диаметру возникала полоска переплавленного металла шириной 0,5-2,0 и глубиной 0,2-0,5 мм (рис. 1.16). По обе стороны от нее температура превышала критические точки Асі-Асз, но была меньше, чем температура плавления. Эта зона влияния и составляла предмет дальнейшего металлографического изучения; в отдельных случаях измеряли микротвердость. Шлифы для металлографического исследования изготавливали в большинстве случаев параллельно торцевой поверхности, иногда дополнительно на поперечном по отношению к полоске облучения сечении.
Проведенные нами детальные исследования, позволили установить, что особенностью структуры отожженных сталей при лазерной обработке является сохранение химической неоднородности, связанной с недостатком времени для полного протекания диффузионных процессов [6]. Продемонстрируем этот факт на ряде сталей с различным содержанием углерода.
Исходная структура технического железа (армко -железа) состоит из ферритных зерен, перлитные колонии отсутствуют, но на границах и в стыках зерен встречаются включения цементита. На рис. 1.2 а представлена структура технического железа в зоне термического влияния около проплавленной лазерным лучом дорожки. В зоне термовлияния около частичек цементита образовалась темно травящаяся каемка мартенсита (см. рис. 1.2 б), свидетельствующая об образовании в этих участках аустенита при нагреве и мартенсита при охлаждении. В оплавленной зоне после охлаждения образовалась структура массивного мартенсита (см. рис. 1.2 в). Около такой, дорожки можно проследить эволюцию структуры по всему интервалу температур - от комнатной до температуры плавления. Около цементитной частицы происходит локальный переход в аустенитное состояние и закалка; цементит обволакивается оболочкой из мартенсита, неоднородного по составу (рис. 1.2 г, д, е). Это связано с тем, что из-за малой продолжительности лазерного нагрева не хватило времени для выравнивания углерода по всему объему и закаливались только участки, примыкающие к частицам цементита. Дело тут именно в нехватке времени, так как температура была уже достаточно высокой не только для образования аустенита, но даже для частичного расплавления участков Направление движения луча лазера
Такое локальное плавление в условиях лазерного нагрева можно обнаружить прежде всего в заэвтектоидных сталях с исходной структурой перлита и сеткой избыточного цементита (рис. 1.3). На месте залегания сетки цементита образуется более высокоуглеродистый аустенит (светлая каемка, рис. 1.3 а), и при более высокой температуре происходит его частичное расплавление с последующим (при охлаждении) затвердеванием расплава в ледебуритную эвтектику (рис. 1.3 б). С повышением температуры неоднородность аустенита по углероду уменьшается, но не полностью, и легко - по степени травимости и температуре мартенситного превращения, появлению добавочных кристаллов мартенсита при охлаждении в жидком азоте - обнаруживается неоднородность мартенсита и, очевидно, неоднородность распределения остаточного аустенита (рис. 1.3 в, г). Локальное внутреннее плавление легко обнаруживается при нагреве заэвтектоидной стали с исходной структурой зернистого цементита - это плавление участков высокоуглеродистого аустенита, возникших около цементитных частиц; при этом возникают как бы включения чугуна в стали.
Аналогичная неоднородность возникает и при лазерной закалке доэвтектоидных сталей. Она связана с различным характером фазового превращения в ферритных и перлитных участках исходной структуры.
Рассмотрим изменение структуры при лазерной закалке стали 20 с пластинчатым перлитом. В исходном состоянии в стали наблюдается феррито-перлитная структура. В соответствие с диаграммой Fe-C аустенит образуется раньше в участках перлита. Так, на рис. 1.4 вследствие большого градиента температур, хорошо прослеживается последовательность фазового превращения в стали 20. В центре рисунка перлитные колонии уже частично превратились в аустенит, а справа - превращение в перлитных колониях завершилось, именно эти участки, охлаждаясь, превращаются в мартенсит с высокой твердостью (рис. 1.4 а, б). Это отчетливо видно по меньшей величине отпечатков микротвердости в светлых участках «бесструктурного» высокоуглеродистого мартенсита, по сравнению с отпечатками в ферритных зернах, которые остались еще непревращенными (см. рис. 1.4 а). Появление мелкозернистого феррита при продвижении к расплавленной зоне (рис. 1.4 б) свидетельствует о том, что температура нагрева стали в этом месте превышала 900С (точку Асз), то есть сталь полностью перешла в аустенитное состояние, но углерод не мог распространиться на весь объем аустенита из-за недостатка времени.
Способ поверхностной лазерной закалки, обеспечивающий получение равномерной твердости поверхности
Лазерное излучение характеризуется высокой концентрацией энергии, поэтому воздействие лазерного луча на материал является чрезвычайно локальным. При кратковременном его воздействии слои металла, расположенные глубже или рядом с облучаемой поверхностью остаются практически не нагретыми. Охлаждение нагретого лазером слоя происходит с высокой скоростью за счет теплоотвода вглубь холодного металла, в результате чего происходит закалка не только низкоуглеродистых сталей, обычно не закаливающихся, но и технического железа. Как показано в главе 1, в результате более резкой закалки, чем при обычном охлаждении, например, в воде, образуется мартенсит, обладающий повышенной твердостью. Структура этого мартенсита (размер зерен, реек) существенно не отличается от структуры мартенсита обычной закалки. Причины получения более высокой твердости мартенсита, образующегося при лазерной закалке, не ясны, что вызвало необходимость в проведении дальнейших исследований в данном направлении.
Анализ литературных данных показал, что упрочнение за счет закалочных эффектов, не связанных с фазовым переходом, маловероятно [1, 59]. В ряде работ приводятся предположения о причинах повышенной твердости закаленных лазером сталей (см., например, [1, 60, 61]) и явно недостаточно работ, в которых приводились бы экспериментальные доказательства тех или иных предположений. В настоящей работе сделана попытка получить доказательства, указывающие на механизм формирования повышенной твердости при лазерной закалке.
В главе 1 показан общий ход изменения твердости конструкционных сталей в зоне лазерного воздействия. В зоне лазерной закалки, как правило, твердость оказывается более высокой по сравнению с обычной закалкой: для стали 38ХС микротвердость равна 8000 МПа и 5800 МПа соответственно, для сталей 37ХНЗА и 38ХНЗМФ - 7200-7800 МПа и 6300 МПа соответственно. Эти стали были выбраны потому, что на них ранее хорошо была изучена структурная наследственность [12]. На основании проведенных нами испытаний показано, что после лазерной закалки также все углеродистые стали приобретают повышенную твердость по сравнению с твердостью после обычной закалки (рис. 2.1). HV, б - зависимость твердости углеродистых сталей от содержания углерода; 1 - закалка в воде, 2 - лазерная закалка Относительно причин повышенной твердости существуют различные мнения, однако для импульсной лазерной обработки главной причиной упрочнения считают наличие термомеханического упрочнения, то есть закалки, сопровождаемой деформацией от ударной волны [1, 61, 62, 63]. Рентгенографические исследования тонкой структуры сплавов в зоне воздействия световыми импульсами [60, 61, 64] показывают значительное уменьшение размеров блоков, увеличение плотности дефектов и некоторое возрастание микроискажений. Увеличение плотности дефектов связывают с возникновением ударной волны, возникающее давление порядка 100 Кбар может привести к существенному упрочнению. При обработке непрерывным лазером действие ударной волны не доказано, поэтому эта причина представляется нам несущественной. Авторы [65, 66, 67] считают, что при высокоскоростном нагреве растворение цементита и других карбидов отстает от превращения, а малые времена пребывания стали при температурах выше Асз приводят к получению структуры, состоящей из мартенсита с вкрапленными частицами карбидов, придающими дополнительную твердость облученным сплавам. Создается сочетание общей насыщенности матрицы углеродом и легирующими элементами и степени неоднородности металла в результате незавершенности гомогенизации аустенита. Кратковременность нагрева при лазерной обработке позволяет при охлаждении фиксировать микрохимическую неоднородность в местах растворения карбидов. Вокруг неполностью растворившихся карбидов образуются зоны насыщения по легирующим элементам размером 10-12 мкм [67]. Такая микрохимическая неоднородность, по-видимому, свойственна лишь высоколегированным сталям, в которых имеются тугоплавкие труднорастворимые карбиды МебС и МеС. Как показали проведенные нами электронно-микроскопические исследования простых углеродистых и легированных конструкционных сталей, при лазерной закалке от температур, близких к температуре плавления, наличие нерастворенных карбидов исключено, тем не менее именно этот участок зоны термического влияния обладает повышенной твердостью.
В отдельных работах высказывалось мнение о том, что повышенная твердость обусловлена мелкокристаллическим строением мартенсита [68]. Однако, как показали исследования структуры предварительно закаленной стали, после лазерной обработки в ней возникает такой же крупнокристаллический мартенсит, как и в исходном состоянии, но твердость его намного выше исходной.
Высокая твердость сталей после лазерной закалки может быть также связана со значительной степенью пересыщения оо-твердого раствора атомами примесей внедрения вследствие высокой скорости охлаждения и, в связи с этим недостатком времени для прохождения процессов самоотпуска. Последнее предположение авторов работ [69, 70, 71] кажется наиболее вероятным, что послужило основанием для проведения дальнейших экспериментов.
Для определения причин повышенной твердости конструкционных сталей после лазерной закалки был проведен опыт по изучению влияния скорости охлаждения при лазерной закалке на величину получаемой твердости (табл. 2.1). Часть образцов перед обработкой лазером подогревалась до 200С, а другая часть образцов - до 300С в лабораторной шахтной печи, встроенной в лазерную установку. Непосредственно после лазерной обработки образцы вынимали из шахтной печи, так что дальнейшее охлаждение образцов происходило за счет теплоотвода в массу металла. Таким образом, для подогретых образцов скорость охлаждения после лазерного облучения была несколько ниже, чем для неподогретых образцов.
Структурная наследственность и интеркристаллитная хрупкость в высокопрочной низкоуглеродистой свариваемой стали
Таким образом, и для мартенситностареющих сталей лазерная закалка с последующим старением приводит к получению более высокой твердости, чем после обьиной закалки и старения. Наибольший эффект наблюдается для сталей 0X11Н10М2Т и Н18К9М5Т, имеющих в составе титан. Для сталей 0Х11Н10М2, 0Х11Н9М2 и Н18К9М5, не содержащих титан, упрочнение за счет лазерной закалки и старения по сравнению с общепринятой упрочняющей обработкой невелико и составляет 100—300 МПа (см. табл. 2.3).
Зависимость микротвердости от температуры старения для всех исследованных сталей описывается кривой с максимумом, который в случае лазерной закалки находится в интервале более низких температур, чем в случае объемной закалки. Особенно четко это проявляется для сталей 0Х11Н10М2Т и Н18К9М5Т, содержащих титан. Таким образом, лазерная закалка имеет некоторые особенности по сравнению с объемной закалкой, причем способ закалки мало влияет на микротвердость сталей в закаленном состоянии и, напротив, существенно влияет на микротвердость сталей в состаренном состоянии. Стали с титаном, подвергнутые лазерной закалке, при старении упрочняются на большую величину и при более низких температурах, чем эти же стали, закаленные обычным способом.
Для выяснения причин этого явления возникла необходимость в проведении электронно-микроскопических исследований. Электронно-микроскопические исследования структуры зоны лазерной закалки были проведены на стали 0ХПН10М2Т, для которой наблюдали наибольший эффект упрочнения после лазерной закалки и старения. Перед лазерной закалкой сталь была подвергнута обычной упрочняющей обработке - закалке от 980 С в воде и старению при 580С. Исходная структура представляла собой сс-кристаллы, внутри которых присутствовали частицы двух видов: крупные округлой формы Х-фазы и мелкие игольчатые г)-фазы Ni3Ti. Эти наблюдения соответствуют данным [87].
После лазерной закалки (из твердого состояния) формировалась структура, состоящая из мартенсита, небольшого количества остаточного аустенита и крупных частиц %-фазы типа Fe-Cr-Mo (рис. 2.7а). Мартенситные кристаллы имели форму реек ос-фазы с высокой плотностью дислокаций, обусловленной, по-видимому, не только сдвиговым характером у— а- превращения, но и большей скоростью охлаждения при . v. Г 4 V
Последующее старение при температуре 470С, обеспечивающее максимальное упрочнение закаленной лазером стали (см. рис. 2.6), вызывает следующие изменения в структуре. Частицы упрочняющей фазы декорируют дислокации и создают характерный контраст на электронно-микроскопическом изображении (рис. 2.8а, б). Размер вьщелений не более 3—5 нм, однако объемная доля их достаточно велика, что позволяет видеть на электронограммах не только рефлексы а-фазы, но и рефлексы упрочняющей фазы (рис. 2.8 в). Индицирование показало, что они относятся к г-фазе типа №зТі, имеющей ГПУ- решетку. Таким образом, при лазерной закалке с последующим старением упрочнение обусловлено выделением упрочняющей фазы №зТі в дисперсной форме, близкой к предвыделениям.
При повышении температуры старения до 500 С г)-фаза становится крупнее и приобретает игольчатую форму (рис. 2.9 а, б). В структуре также хорошо видны некие участки овальной формы размером 0,1 мкм (рис. 2.9в), как показал темнопольный анализ, они являются аустенитом (рис. 2.9г). Поскольку при более низкой температуре старения 470 С аустенита не было, остается заключить, что он образовался при 500 С и не распался при охлаждении до комнатной температуры, так как обогащен легирующими элементами, повышающими его устойчивость. Таким образом, в стали 0Х11Н10М2Т, закаленной лазером, удалось наблюдать образование аустенита при температуре 500С, в то время как при обычных условиях температура Ас і стали 0X11Н10М2Т равна 560С [87]. Снижение температуры Ас і может быть связано с изменением состава мартенсита, полученного лазерной закалкой, по сравнению с составом мартенсита после обычной закалки.
Анализируя полученные результаты, отметим, что лазерная закалка интенсифицирует процесс старения благодаря возможному действию следующих факторов [85,88].
При лазерной закалке остаются нерастворенными частицы %-фазы, содержащей повышенное (по сравнению со средним содержанием в стали) количество ферритообразующих элементов и незначительное количество никеля. Поэтому аустенит при нагреве и мартенсит после лазерной закалки обеднены ферритообразующими элементами и, напротив, обогащены никелем. Это приводит к снижению точки Асі в сторону более низких температур. Можно ожидать, что при старении будет увеличиваться
Структура стали 0X11Н10М2Т после лазерной закалки и старения при 500С, 3 ч: а, в - светлопольные изображения; б - темнопольное изображение в рефлексе т) - фазы, г - темнопольное изображение в рефлексе (200) аустенита, д - электронограмма с указанием рефлекса (200) аустенита объемная доля упрочняющей фазы №зТі, как это происходило бы в стали с большим содержанием никеля. При резкой лазерной закалке обеспечивается большая пересыщенность а -твердого раствора легирующими элементами, вызьшающими дисперсионное твердение. Следствием этого является увеличение объемной доли упрочняющей фазы при старении после лазерной закалки. Действительно, дополнительные опыты показали, что твердость стали 0X11Н10М2Т, подвергнутой резкой закалке от 980С в ледяном 10%-ном растворе поваренной соли и затем состаренной при 470 С, 3 ч, составляет 4800—4900 МПа, а после закалки на воздухе и старения заметно меньше — 4500—4600 МПа Изменяется и кинетика старения — упрочнение стали 0Х11Н10М2Т, подвергнутой резкой закалке, достигается на более ранних стадиях. Эти данные подтверждают возможность получения большей твердости МСС при лазерной закалке за счет быстрого охлаждения и последующего старения.
После лазерной закалки возникают термические и структурные напряжения, которые могут стимулировать старение. Лазерная закалка создает большую плотность дислокаций, являющихся в дальнейшем местами предпочтительного зарождения упрочняющей фазы. При старении упрочняющая фаза измельчается, расстояния между частицами уменьшаются, что существенно влияет на упрочняющий эффект.
При лазерном нагреве не происходит полной гомогенизации аустенита, на месте бывших частиц сохраняется повышенная концентрация никеля и титана. Это обстоятельство, с одной стороны, облегчает последующее образование частиц №зТі при старении, которое может начаться при более низкой температуре и проходить быстрее, так как для этого не потребуется перемещения атомов никеля и титана на большие расстояния. С другой стороны, в этих же местах возможно более раннее по температуре и времени образование аустенита, как это показано в работе [89]. Наблюдавшееся выше (см. рис. 2.9) образование аустенита при 500С хорошо объясняется с этих позиций. Возможно, что два последних фактора играют определяющую роль.
Влияние термической обработки на локальную атомную структуру цементита в стали
В последнее время в производстве наметился переход от среднеуглеродистых среднелегированных сталей к низкоуглеродистым низколегированным, используемым для изготовления сварных конструкций. Обеспечение высоких механических свойств в сталях невысокой степени легирования является непростой задачей и требует разработки специальных технологий сварки, термо- и термомеханической обработки. Получение нестабильного состояния в таких сталях часто является единственным способом повышения прочностных свойств материала. В частности, такие операции как термомеханическая обработка, контролируемая прокатка, ускоренное охлаждение, холодная пластическая деформация приводят к повышению прочностных свойств сталей.
По-прежнему актуальными являются проблемы формирования структуры околошовной зоны в сварных соединениях высокопрочных сталей, применяемых для изготовления ответственных сварных конструкций. Исследования в данном направлении необходимы, поскольку структура околошовной зоны оказывает решающее влияние на стойкость сварных соединений к возникновению так называемых холодных трещин. В этой связи изучение перекристаллизации металла зоны термического влияния и поиск способов управления зеренной структурой околошовной зоны является важной задачей, поскольку размер аустенитного зерна в сильной степени влияет на механические свойства сварного соединения.
Нагрев металла околошовной зоны до температур, близких к температуре плавления, способен вызвать его перегрев и катастрофический рост аустенитного зерна Крупнозернистая структура, формирующаяся в околошовной зоне сварного соединения, часто подлежит исправлению при последующей термической обработке, однако перекристаллизация легированных сталей может осложняться явлением структурной наследственности [7]. В связи с этим термическая обработка таких сталей существенно осложняется, требуется проведение неоднократных повторных нагревов. С другой стороны, стали с крупнозернистой структурой склонны к интеркристаллитному разрушению и большей степени в том случае, если при отпуске проявляется отпускная хрупкость или происходит дисперсионное твердение. Термообработка таких сварных соединений сложна и требует специальной разработки. В связи с этим в настоящей работе были поставлены задачи, направленные на совершенствование режимов термообработки свариваемых сталей. В последнее время развиваются новые технологические процессы, направленные на упрочнение низкоуглеродистых низколегированных сталей, в частности термомеханическая обработка. Это вызывает необходимость в дальнейшем продолжении и развитии представлений о механизме наследования упрочнения при фазовых превращениях. Хорошо изучена высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) среднеуглеродистых среднелегированных сталей, показана возможность передачи дефектов кристаллического строения от горячедеформированного аустенита образующемуся из него мартенситу. Однако для низкоуглеродистых сталей это «наследование» не является очевидным, поскольку в них даже при ускоренном охлаждении чаще всего не происходит мартенситного превращения, а распад аустенита сопровождается образованием феррита, перлита или бейнита в разном соотношении.
Требуется установить те структурные факторы, которые ответственны за создание высокого уровня прочности в низкоуглеродистых сталях, подвергнутых термомеханической обработке, чтобы в дальнейшем максимально использовать эти закономерности при разработке режимов термомеханической или термической обработок таких сталей. Существует и другая важная задача для свариваемых сталей: необходимо определить, как влияет ТМО на разупрочнение при отпуске и в какой степени происходит разупрочнение околошовной зоны термомеханически упрочненных сталей.
Описанные в главе 1 особенности структуры зоны термовлияния отнюдь не специфичны только для лазерной поверхностной обработки и наблюдаются при других способах локального нагрева концентрированными источниками энергии: при электросварке, при точечной сварке, лазерной и газовой резке, электронно-лучевом нагреве, при контактном, электронагреве, нагреве за счет конденсаторного разряда и т.п. -везде, где имеет место резкое локальное повышение температуры и столь же резкое охлаждение за счет теплоотвода к окружающему холодному металлу. При сварке, осуществляемой любым методом, около шва возникает зона термического влияния аналогичная той, которая получается при поверхностной лазерной обработке с оплавлением, рассмотренной выше. Металл зоны термического влияния претерпевает в процессе сварки нагрев до температур, превышающих критические (и близких к температуре плавления), и последующее быстрое охлаждение, часто сопровождающееся закалкой. Несомненно, скорости нагрева и охлаждения металла околошовной зоны в сварном соединении намного меньше, чем при лазерной обработке. Тем не менее заранее, до проведения исследований, следовало ожидать, что и при сварочном нагреве в значительной мере может реализоваться явление структурой наследственности. Проблеме перекристаллизации металла в сварном соединении и явлению структурной наследственности в условия сварочного нагрева до сих пор не уделялось должного внимания, что вызвало необходимость в постановке дальнейшей цели исследования. Необходимо было изучить перекристаллизацию свариваемой стали, происходящую в процессе сварочного нагрева. Такая цель предопределила и выбор для исследования различных способов сварки, а именно была выбрана как лазерная сварка, так и электродуговая механизированная сварка.
При обычных режимах, характерных для дуговой сварки в среде СОг, время нагрева до температур, превышающих 1000С, составляет 2-5 с, для лазерной сварки -менее секунды, таким образом скорость нагрева в первом случае составляет 100-500 К/с, во втором - 103-104 К/с [80]. Скорость охлаждения листов толщиной 5-10 мм при 400-500С для дуговой сварки равна 10-20 К/с [90], для лазерной сварки 103-104 К/с [80]. Значительно меньшее время пребывания металла при температурах выше Асз и более высокие скорости нагрева и охлаждения при сварке не обеспечивают той степени гомогенизации гамма-твердого раствора, которая достигается при термической обработке сталей. Наличие такой неоднородности должно приводить к изменениям кинетики превращения аустенита, конечной структуры и свойств металла околошовной зоны [90, 91, 92]. Определенные изменения в кинетику распада аустенита вносят сварочные напряжения. Все вышесказанное должно накладывать ряд особенностей на характер происходящих превращений. Выяснение этих особенностей имеет целью определить механизм а- у превращения в условиях быстрого нагрева и провести сравнительный анализ структур, образующихся при сварочном нагреве и при последующем охлаждении после сварки и после поверхностной лазерной обработки.
Лазер непрерывного действия в последнее время успешно используется для сварки конструкций из легированных сталей. Преимущества лазерной сварки заключается в быстроте процесса, «кинжальной» форме проплавлення, высокой точности и чистоте изготовления, легкости автоматизации, отсутствии необходимости в сварочных материалах - электродах, флюсах, сварочных проволоках [80].
При исследовании особенностей структуры шва и околошовной зоны в сварных соединениях, выполненных с использованием мощного лазера на СОг, с нашей точки зрения, особое внимание необходимо было уделить выяснению закономерностей процесса перекристаллизации при нагреве со скоростью, свойственной лазерной сварке [12]. Структурные наблюдения по возможности сопоставляли с такими же при лазерной поверхностной обработке.
