Микроструктурные превращения в зоне расплавления аустенитных нержавеющих сталей

В металле сварных швов аустенитных нержавеющих сталей возможны четыре основных типа кристаллизации и превращения в твердой фазе. Эти реакции приведены в табл. 6.5, они относятся к фазовой диаграмме системы Fe-Cr-Ni (рис. 6.6). Следует отметить, что типы кристаллизации А и AF соответствуют первичному образованию аустенита, так как первой твердой фазой образуется аустенит. Типы кристаллизации FA и F соответствуют первичному образованию дельта-феррита. Вслед за кристаллизацией типа FA и F происходят дальнейшие превращения в твердой фазе вследствие нестабильности феррита при более низких температурах. Возможные варианты микроструктуры в металле швов и их образование рассмотрены далее.

Кристаллизация типа А — полностью аустенитная

В металле шва возможны две микроструктуры, когда образуется первичный аустенит. Если микроструктура полностью аустенитная к концу кристаллизации, то она сохранится аустенитной при охлаждении вплоть до комнатной температуры и при металлографических исследованиях проявится четкая микроструктура процесса кристаллизации. Этот тип кристаллизации как тип А схематично показан на рис. 6.7. Конкретный пример такой микроструктуры показан на рис. 6.8. Следует отметить, что кристаллизационная субмикроструктура (ячейки и дендриты) выявляется четко. Это характерно для образования первичного аустенита благодаря сегрегации легирующих элементов и примесей и относительно низкой диффузионной подвижности этих элементов при повышенных температурах, что сохраняет концентрационные пики таких элементов в процессе разделительной диффузии при кристаллизации. Показано, что в сталях марок 304 и 316 при кристаллизации по типу А наблюдается сегрегация хрома и молибдена по границам ячеек и дендритов.

Кристаллизация типа AF

Если в конце процесса кристаллизации наряду с первичным аустенитом образуется некоторое количество феррита посредством эвтектической реакции, то такой тип кристаллизации обозначают AF. Это происходит при наличии в достаточной степени сегрегации алементов-ферритизаторов (прежде всего, хрома и молибдена) по границам субзерен кристаллизации, что приводит к образованию феррита как конечного продукта кристаллизации. Считается, что это происходит по эвтектической реакции, как иллюстрируют рис. 6.2 и 6.6 трехфазной треугольной областью фазовой диаграммы. Феррит, образующийся вдоль границ зерен, относительно стабилен и сопротивляется превращению в аустенит в условиях охлаждения при сварке, так как он уже достаточно обогащен элементами-ферритизаторами. Схема кристаллизации типа AF показана на рис. 6.9. Пример микроструктуры, в которой феррит распределяется по границам кристаллизационных субзерен, представлен на рис. 6.10. Кристаллизационная микроструктура хорошо видна, так как она представляет собой первичный аустенит.

Кристаллизация типа FA

В случае формирования при кристаллизации первичного феррита также имеются два варианта. Если в конце процесса кристаллизации формируется некоторое количество аустенита, то тип данного процесса кристаллизации обозначается FA. Такой аустенит формируется посредством перитектико-эвтектической реакции и существует по границам зерен феррита до конца кристаллизации. Эта реакция широко исследовалась авторами работ и другими.

На основании исследований авторов перечисленных работ приведем последовательность кристаллизации и превращений в металле с соответствующей морфологией феррита, являющейся следствием кристаллизации типа FA (рис. 6.11, 6.12).

1. В конце кристаллизации первичного феррита в результате перитектико-эвтектической реакции вдоль границ ячеек и дендритов формируется аустенит. Эта реакция соответствует треугольной зоне диаграмм (см. рис. 6.2 и 6.6), она называется перитектико-эвтектической, поскольку зависит от состава, а се результат определяется переходом от перитектической реакции системы Fe-Ni к эвтектической системе Fe-Cr-Ni.

2. По завершении кристаллизации микроструктура металла состоит из дендритов первичного феррита с междендритными прослойками аустенита. При этом количество аустенита зависит от условий кристаллизации и значения Crэк/Niэк. По мере увеличения этого значения количество аустенита снижается вплоть до образования полностью ферритной структуры в результате кристаллизации и в такой точке кристаллизация типа FA переходит в тип F.

3. По мере охлаждения металла шва через двухфазную область дельта-феррит + аустенит феррит становится нестабильным (по нарастающей степени) и аустенит начинает поглощать феррит по реакции, контролируемой диффузией. Много лет тому назад проводилась дискуссия о природе этой реакции, но в настоящее время признано, что диффузия контролирует скорость и природу этого превращения на границе аустенит—феррит.

4. Если скорость охлаждения сварного шва умеренная и/или мало значение Сrэк/Niэк, то в пределах области FA (см. рис. 6.6) морфология феррита "червеобразная" или скелетная. Это следствие процесса поглощения феррита аустенитом до тех пор, пока феррит не будет достаточно обогащен элементами-ферритизаторами (хромом и молибденом) и обеднен элементами-аустенизаторами (никелем, углеродом и азотом). Стабильность такого процесса отмечается при низкой температуре, когда скорость диффузии мала. Скелетная микроструктура показана схематично на рис.6.11а, а соответствующий микрошлиф — на рис. 6.12а.

5. При высокой скорости охлаждения и/или при увеличении значения Crэк/Niэк в пределах диапазона кристаллизации типа FA (см. рис. 6.6) имеет место пластинчатая морфология феррита. Она формируется на месте скелетной вследствие ограничения скорости диффузии при феррито-аустенитном превращении. С сокращением диффузионного пути превращение будет протекать эффективнее с образованием более плотно залегающих пластинок. Это приводит к тому, что остаточные включения феррита перерезают направления роста исходных дендритов или ячеек, что схематично показано на рис. 6.116 и в виде микрошлифа — на рис. 6.12b.

6. При весьма высоких скоростях охлаждения и кристаллизации, например, при лазерной или электронно лучевой сварке, возможно полное превращение феррита в аустенит вследствие бездиффузионного механизма превращения. Также возможно изменение в первичном характере кристаллизации при переходе с ферритного типа кристаллизации на аустенитный при высоких скоростях кристаллизации. Детальные исследования последовательности фсрритно-аустенитного превращения были проведены в конце 1970—1980 гг.

Кристаллизация типа F

Если результатом кристаллизации является структура полностью ферритная, то тип такой кристаллизации обозначается символом F. Как показано на рис. 6.6, в конце кристаллизации такого типа микроструктура становится полностью ферритной. При охлаждении металла шва ниже линии превращения феррит-аустенит формирование аустенита происходит обычно по границам ферритных зерен. Поскольку микроструктура была полностью ферритной в твердом состоянии в интервале температур между температурой солидуса и линией, указанной выше, поэтому за счет диффузии устраняются в значительной степени или полностью все различия в химическом составе, возникающие при кристаллизации. В начале превращения микроструктура состоит из крупных, относительно однородных ферритных зерен. Степень превращения в аустенит вновь зависит от значения Crэк/Niэк и от скорости охлаждения. При низких значениях Crэк/Niэк в пределах кристаллизации по типу F превращение начинается при более высоких температурах и низких либо умеренных скоростях охлаждения металла шва, при этом большая часть феррита поглощается. При более высоких скоростях охлаждения диффузия подавляется и аустенит не поглощает большого количества феррита. Аналогично, если значение Сrэк/Niэк увеличивается в диапазоне кристаллизации типа F, то линия превращения на диаграмме опускается вниз и превращения происходят при более низкой температуре. В результате в обоих случаях металл шва имеет высокое содержание феррита.

Микроструктура, формирующаяся в аустенитных нержавеющих сталях в результате кристаллизации типа F, также зависит от химического состава и скорости охлаждения. При низких значениях Сrэк/Niэк в пределах диапазона кристаллизации типа F внутри ферритных зерен формируется игольчатый феррит (см. рис. 6.6). Эта структура схематично показана на рис. 6.13а. Следует отметить, что по границам бывших ферритных зерен имеется непрерывная сетка аустенита и игольчатый феррит находится не по границам исходных дендритов феррита, как при образовании пластинок феррита при кристаллизации типа FA (см. рис. 6.11b). Это объясняется отсутствием аустенита внутри ферритных зерен при кристаллизации типа F. В твердом состоянии структура полностью ферритная перед началом аустенитного превращения. При охлаждении такой структуры ниже точки на линии превращения феррит—аустенит аустенит первоначально образуется по границам ферритных зерен, но фронт превращений "сламывается" и параллельные иглы аустенита формируются внутри феррита. Аналогично кристаллизации по типу FA с образованием пластинчатого феррита подавление диффузии на большие расстояния при низких температурах превращения "вынуждает" превращения происходить в более узких областях, что дает игольчатую структуру, показанную на рис. 6.13а.

При более высоких значениях Crэкв/Niэкв при неизменной скорости охлаждения микроструктура состоит из ферритной матрицы с аустенитом по границам зерен и видманштеттовыми аустенитными пластинками, зародившимися по границам зерен аустенита или внутри ферритных зерен. Такая микроструктура показана на схеме рис. 6.13b, а на микрошлифе — на рис. 6.14. В этом случае превращение не происходит полностью по ферритному зерну. Первоначальный аустенит вновь формируется по границе ферритного зерна, но превращение по всему зерну подавляется низкой скоростью диффузии и низкой движущей силой (равновесная структура содержит больше феррита). Это вновь поясняет псевдобинарная диаграмма (см. рис. 6.6). По мере увеличения значения Crэк/Niэк точка на линии превращения феррит-аустенит понижается и равновесное содержание феррита увеличивается, уменьшая таким образом движущую силу превращения феррит—аустенит и температуру, при которой это превращение начинается.

На практике кристаллизация типа F совсем не характерна для металла шва аустенитных нержавеющих сталей. Большинство присадочных материалов составлено таким образом, что кристаллизация происходит по типу FA с содержанием феррита от 5 до 20 FN (ферритное число). Только высоколегированные присадочные материалы, такие как 309LMo и 312’ (30Сr—10Ni), могли бы рассматриваться как микроструктуры, имеющие более высокое содержание феррита. Кристаллизация типа F, показанная на рис. 6.14.