ностью границ зерен аустенита, повышением степени его гомогенизации по углероду и легирующим элементам. Причем степень проявления этих различий в кинетике фазовых превращений возрастает с увеличением содержания карбидообразующих элементов в составе стали.

5.7. ВЛИЯНИЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ВЫДЕРЖКИ НА СТАДИИ ОХЛАЖДЕНИЯ ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ

Современное термическое оборудование позволяет осуществлять локальный нагрев сварных соединений с автоматическим контролем параметров процесса сварки и термообработки. В связи с этим было изучено влияние температуры изотермической выдержки на стадии охлаждения термического цикла сварки на фазовый состав структуры. Исследование проводили на образцах-имитаторах. Образцы стали 10Г2ФР с помощью установки токов высокой частоты нагревали по ttaax — 1350 °С и охлаждали до 900 °С {%' = 45 с, %" =80 с). Дальнейшее охлаждение отдельных серий образцов осуществляли по различным режимам с тем, чтобы в соответствии с диаграммой фазовых превращений обеспечить распад аустенита преимущественно в ферритной, перлитной, бейнитной и мартенситной областях (рис. 5.11).

Как видно, за счет изменения стадии охлаждения термического цикла можно в широких пределах регулировать фазовый состав и морфологию структуры околошовного участка ЗТВ сварного соединения. Распад аустенита при 720 °С сопровождается образованием феррита, который занимает практически весь объем структуры. При снижении температуры до 520 °С в результате изотермического распада образуется преимущественно перлитная структура. Структурно-свободный феррит располагается по границам исходного зерна аустенита. Дальнейшее переохлажде-

ние аустенита до более низких температур приводит к образованию при 580 °С верхнего, а при 520 °С — нижнего бейнита. Охлаждение с га800_5оо fn ЮО °С/с обеспечивает получение полностью мартенситной структуры.

Приведенные результаты свидетельствуют о существенном влиянии на кинетику превращения аустенита параметров термического цикла сварки — интенсивности и максимальной температуры нагрева. Наряду с параметрами %' и £тах, которые влияют на кинетику превращения через изменение размера зерна аустенита и степени его гомогенизации, следует учитывать также и параметр

5.8. ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОГО СОСТОЯНИЯ СТАЛИ

При изучении влияния исходного состояния стали на процессы структурообразования при сварке следует иметь в виду, что в связи с ограниченной прокаливаемостью при закалке в крупных сечениях не удается обеспечить полностью мартенситную структуру. Поэтому представляют интерес исследования в сопоставимых условиях особенности процессов у сс-превращения в сталях, имеющих структуру сорбитообразной ферритно-карбидной смеси (в состоянии термоупрочнения) и структуры бейнита и мартенсита, полученной при закалке толстолистовой стали в промышленных условиях.

Как видно из рис. 5.12, в температурном интервале £отп — Ас3 твердость закаленной стали при совпадающих условиях охлаждения оказывается выше, чем твердость термоупрочненной стали.

В сопоставимых условиях была изучена кинетика фазовых превращений аустенита применительно к участку разупрочнения ЗТВ и определены закономерности разупрочнения стали 1&ГФР в двух исходных состояниях — закаленном на мартенсит (твердость 4406—4500 МПа) и термоупрочненном (твердость 2400 МПа) [73]. При термоупрочнении стали 16ГФР содержание мартенсита после закалки составляет 70—100 %.

Нагрев образцов стали осуществляли со скоростью 50 °С/с до температуры 830 °С, вблизи которой, как показали предварительные эксперименты, в наибольшей степени проявляется эффект разупрочнения термоупрочненной стали 16ГФР. Количество аустенита, образовавшегося при нагреве до 830 °С, не превышало

Термокинетические диаграммы для двух исходных состояний стали 16ГФР представлены на рис. 5.13. Независимо от исходного состояния стали распад аустенита по мартенситной реакции заканчивается при скорости охлаждения, превышающей 15°С/с, а перлит появляется в структуре образцов, охлажденных со скоростями менее 6 °С/с. Основное влияние исходное состояние структуры оказывает на распад аустенита по ферритной и бейнитной реакциям. При непрерывном охлаждении образцов закаленной стали 4*99