rozpuszczalności ferrytu 8 i krzywą rozpuszczalności austenitu wynosi poniżej 0,2 s. Współczynniki dyfuzji dla Cr i Ni w podwyższonych temperaturach (tabela 6.4) wskazują na to, że mały zasięg dyfuzji obu pierwiastków eliminuje możliwość dyfuzyjnej przemiany ferrytu 5 w austenit przy występujących podczas spawania stopniach przechłodzenia. Średnią drogę dyfuzji X można obliczyć z zależności:
gdzie:
D - średni współczynnik dyfuzji w rozważanym przedziale temperatur, t - czas przebywania w rozważanym zakresie temperatur przy szybkościach chłodzenia 1000 K/s.
Tabela 6.4
Współczynnik dyfuzji D i średnia droga dyfuzji Xw podwyższonych temperaturach [165]
Temperatura, K |
DCr, cm2/s |
XCr, pm |
DNi, cm2/s |
*Ni, ńm |
1698 |
3 • lO-9 |
— |
2 • 1010 | |
1588 |
OO • O T o |
0,21 |
V# • O 1 |
0,08 |
1477 |
2 • 10-'° |
0,14 |
LO • O 1 |
0,04 |
1366 |
4- 10-" |
0,07 |
2,5 • 10-" |
0,02 |
Jak wynika z tabeli 6.4, podczas chłodzenia z temperatury 1698 K do temperatury 1588 K atomy Cr dyfundująna odległość 0,21 pm, podczas gdy atomy Ni dyfundujące w przeciwnym kierunku osiągają odległość zaledwie 0,08 pm. W niższej temperaturze dyfuzja obu pierwiastków przebiega jeszcze wolniej. Ze względu na to, że średnice typowych ziaren ferrytu 8 mają długość 1(H20 pm, stopień dyfuzji Cr i Ni jest niewystarczający do wyrównania stężeń, a tym samym przemiana ferrytu 8 —*■ y nie może być wyjaśniana mechanizmem kontrolowanej dyfuzji. Dlatego w celu wyjaśnienia przemiany ferrytu 8 —> y stopów zawierających ok. 20% Cr i 10% Ni należy odwołać się do teorii przemiany masywnej.
Przemiana masywna jest bezdyfuzyjna i przebiega bez zmiany składu chemicznego. Przemiana ta wymaga pewnych krytycznych warunków przesycenia i szybkości chłodzenia oraz musi być aktywowana cieplnie. Szybkość chłodzenia musi być na tyle duża. aby nie dopuścić do rozdzielenia się faz równowagowych, a jednocześnie nie może być tak duża, by wzrost aktywowany cieplnie stał się niemożliwy i zaczęła się przemiana martenzytyczna. Warunki te są spełnione w wypadku spawania stali austenitycznych.
Siła pędna przemiany masywnej wynika z różnicy energii swobodnych struktury ferrytu i austenitu, a zarodkowanie odbywa się w eutektycznym austenicie, który powstaje w przestrzeniach międzydendrytycznych w końcowym okresie krystalizacji. Tak jak pokazano na rysunku 6.49, ferryt 8 o składzie C0 został przesycony w stosunku do austenitu o takim samym składzie poniżej temperatury Tv Wobec tego przemiana masywna jest możliwa, jeżeli w wyniku silnego przechłodzenia poniżej temperatury T2 istnieje siła pędna wynikająca z różnicy energii
266