Понижение температуры ниже температуры критической точки Аси при которой достигается наиболее полное взаимодействие карбидной фазы с твердым раствором, приводит к увеличению критического отношения Ме/С, так же как и увеличение длительности нагрева при заданной температуре, хотя влияние времени менее значительно, чем влияние температуры.

6.1. КИНЕТИКА ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА

Кинетика образования аустенита при нагреве по сварочным термическим циклам исследована с помощью дилатомера типа ИМЕТ-ДБ. Нагрев образцов осуществляли с помощью генератора токов высокой частоты (ТВЧ), обеспечивая их защиту от окисления аргоном. Скорость нагрева до„ образцов изменяли от 12 до 240°С/с и контролировали с помощью термопар. Термический цикл и дилатограмму регистрировали шлейфовым осциллографом Н-700. Температуры критических точек при нагреве опре-

Рис. 6.1. Влииние длительности нагрева на изменение температур критически* точек сталей 15МФ (/), 15ХГ (2) и 16ГМЮЧ(ЗУР КриТНЧескм

М^З^^^'?^^!^^ 'б-Зб - температур критической точки .срмоо«^^^^^Д» уловив

деляли по отклонениям кривой дилатации образца от аналогичной, отражающей термическое расширение металла при отсутствии превращения.

Температуры равновесных критических точек Асх и Ас3 для образцов исследованных сталей, определенные по формулам (5.29) и (5.30), составили 760 и 840 °С для стали 15ХГ, 745 и 880 °С для стали 16ГМЮЧ, 758 и 888° С для стали 15МФ.

Результаты экспериментов представлены на рис. 6.1 в виде диаграмм анизотермического образования аустенита в условиях сварочного нагрева. Как видно, для всех исследованных сталей отмечаются закономерное повышение критических температур и расширение межкритическото интервала при увеличении интенсивности нагрева. Наиболее значительное расширение температурного интервала процесса а—у-превращения характерно для стали 15МФ, легированной химическими элементами, образующими устойчивые карбиды. Отмеченное объясняется как повышением температурного порога растворения карбидов, так и существенным понижением диффузионной подвижности углерода в присутствии молибдена и ванадия.

6.2. ГОМОГЕНИЗАЦИЯ АУСТЕНИТА

Процесс взаимодействия карбидной фазы с аустенитом в условиях нагрева сталей по термическим циклам сварки был исследован с применением как косвенного (измерение микротвердости), так и прямых методов (фазовый карбидный, электронно-микроскопический и рентгеноспектральный анализы). Определения микротвердости на приборе ПМТ-3 были выполнены на образцах торцовой пробы применительно к двум основным участкам зоны термического влияния сварных соединений: околошовному (гш2Х = = 1300 °С) и участку неполной перекристаллизации (?шах — = 800-^950 °С). Были приняты две скорости нагрева, отражающие условия АДС относительно тонких пластин (wB = 150 °С/с) и условия ЭШС толстых пластин (wa = 14 °С/с). Образцы размером 10x10x75 мм подвергали нагреву с помощью генератора ТВЧ До начала плавления металла на торцовой поверхности, после чего их закаливали в воду и замеряли микротвердость в исследуемых участках ЗТВ. О степени гомогенизации аустенита по углероду судили по среднему квадратическому отклонению и коэффициенту вариации значений микротвердости (табл. 6.2). Во всех случаях наибольшая степень неоднородности характерна для участка неполной перекристаллизации по сравнению с околошовным участком ЗТВ. Отмеченное предопределяется двумя факторами. Первый связан с обогащением углеродом аустенита в начальный период его образования. Второй предопределяется тем, что в межкритическом интервале температур процесс растворения карбидов только начинается, а завершается он при температуре выше критической точки Ас3.