Полный текст

Введение Вопросам повышения качества сварных соединений во всем мире уделяется все больше внимания. Разрабатываются все новые способы сварки [1-14] неразрушающих и разрушающих испытаний, так как надежность сварных соединений существенно влияет на безопасность и экономическую эффективность различных производств. Тем не менее до сих пор одним из самых распространенных способов является ручная дуговая сварка плавящимися металлическими электродами, которая может быть выполнена в любых труднодоступных местах, обеспечивая хорошее качество сварных швов [15-17]. Однако не всегда качество и производительность ручной дуговой сварки находятся на высоком уровне. Более качественной оказывается сварка, выполненная методом импульсной модуляции сварочного тока [18]. Известно [14-18], что структурно-фазовое состояние металла, формирующееся в процессе сварки, влияет на физико-механические характеристики изделий. При любом способе сварки это прежде всего касается линии сплавления - стыка наплавленного и основного металлов, т.е. зоны термического влияния. Известно, что именно такие места являются наиболее опасными концентраторами напряжений [18], которые приводят к образованию трещин и различных дефектов [19-22]. Таким образом, знание фазового состава, морфологии и состояния дефектной субструктуры зоны термического влияния сварного шва позволит не только оценить прочностные свойства всего сварного изделия, но и даст возможность прогнозировать поведение шва в процессе его эксплуатации. Благодаря хорошему сочетанию высокой прочности и пластичности аустенитные нержавеющие стали находят широкое применение в различных отраслях промышленности. Однако в большинстве аустенитных сталей при изменении химического состава [23, 24], термического [23, 25] и термомеханического [26, 27] воздействия могут наблюдаться мартенситные (бездиффузионные) превращения в такой последовательности: g ® дв. ® e ® a, где дв. - механические (или деформационные) микродвойники, обладающие ГЦК кристаллической решеткой с параметром, равным параметру кристаллической решетки g-фазы (аустенита); e - фаза (или e-мартенсит), имеющая гексагональную плотноупакованную (ГПУ) кристаллическую решетку; a - фаза (или a-мартенсит), имеющая объемноцентрированную (ОЦК) кристаллическую решетку. К превращениям кристаллической решетки может приводить и сварка [28]. Исходя из этого нельзя исключать, что в процессе сварки в зоне термического влияния структура аустенитной стали может оказаться достаточно сложной и содержать кроме g-фазы еще и мартенситные фазы. Целью настоящей работы явилось исследование структурно-фазового состояния зоны термического влияния сварного шва (зоны линии сплавления), образованного сваркой модулированным током. Материал и методы исследования Исследование проведено на сварном соединении, образованном сваркой модулированным током. Свариваемый (основной) металл - сталь 12Х18Н10Т (химический состав стали приведен в табл. 1). Сварка проведена плавящимся электродом марки ЦЛ-11, химический состав которого приведен также в табл. 1. Таблица 1 Химический состав стали 12Х18Н10Т и электрода ЦЛ11 (мас. %) Наименование C Cr Ni Ti Mn Cu Nb Si P S 12Х18Н10Т 0,12 17,0-19,0 9,0-11,0 0,6-0,8 2,0 <0,3 - 0,8 £0,035 0,020 ЦЛ11 0,10 20,8 9,8 - 1,8 - 0,99 0,53 0,020 0,011 Сварку выполняли на установке УДИ-203 [18]. Режимы сварки: Iи = 75 А, tи = 0,15 с, Iп = 15 А, tп = 0,45 с (Iи и tи - ток и время импульса, Iп и tп - ток и время паузы), средний ток при сварке - 42 А (крупнокапельный перенос). Сварка проводилась на плоских образцах размером 200 ´ 15 ´ 4 мм3. Рабочая плоскость образца 200 ´ 15 мм2 располагалась по толщине листа. Ширина зоны переплавленного металла не превышала 12 мм, размер зоны термического влияния - не более 5 мм. Исследования выполнялись в зоне термического влияния на расстоянии 1 мм от линии сплавления в сторону основного металла (зона основного металла) и на расстоянии 0,5 мм от линии сплавления в сторону наплавленного металла (зона металла шва). Изучение структуры и фазового состава проводилось методом просвечивающей дифракционной электронной микроскопии на тонких фольгах на электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Рабочее увеличение в колонне микроскопа составляло 25 000 крат. По электронно-микроскопическим изображениям измеряли следующие параметры структуры стали: объемные доли морфологических составляющих матрицы стали, скалярную и избыточную плотность дислокаций, амплитуду кривизны-кручения кристаллической решетки и амплитуды внутренних напряжений. Определение всех количественных параметров структуры проводилось по известным методикам. Идентификация фаз проводилась по методике, изложенной в работе [29]. Известно [29], что электронно-микроскопические изображения как микродвойников, так и e-мартенсита по внешнему виду очень похожи. Плоскостью габитуса (или плоскостью формирования) являются плоскости {111} g-фазы (аустенита) [23, 25, 26, 29]. Микродвойники обладают ГЦК кристаллической решеткой с параметром, равным параметру кристаллической решетки g-фазы (аустенита), e-мартенсит обладает гексагональной плотноупакованной (ГПУ) кристаллической решеткой. Отсюда следует, что при электронно-микроскопическом исследовании трудно отличить пластины e-мартенсита от пластин микродвойников ни морфологически, ни по габитусной плоскости. Известно также [29], что как микродвойники, так и e-мартенсит связаны с g-фазой определенными матричными соотношениями. Ввиду этого в работе заключение о присутствии в зернах аустенита микродвойников и e-мартенсита проводилось не только по изображениям, подтвержденным микродифракционными картинами и темнопольными изображениями, полученными в рефлексах соответствующих фаз, но и с использованием матричных уравнений [29]. Структурно-фазовое состояние стали 12ХН10Т перед сваркой Проведенные исследования показали, что в состоянии перед сваркой матрица стали представляет собой g-фазу (аустенит) - твердый раствор одновременно замещения и внедрения на основе g-Fe, имеющий гранецентрированную кубическую кристаллическую (ГЦК) решетку. Элементом внедрения является углерод, замещения - никель, хром, молибден, ванадий, кремний и др. Часть легирующих элементов при этом могут располагаться на дефектах кристаллического строения. Морфологически структура стали перед сваркой представляет зерна g-фазы (аустенита) с различной дефектной структурой. Присутствуют зерна, дефектная структура в которых представлена только сетчатой дислокационной субструктурой. Присутствуют также зерна, в которых наряду с дислокационной субструктурой присутствуют механические (или деформационные) микродвойники в виде пакетов одной, двух и трех систем. Каждый пакет состоит из групп параллельных микродвойников, плотно расположенных, с заполнением объема между ними матричным g-материалом. Выделение микродвойников происходит по плоскостям {111} g-фазы (плоскость габитуса). Типичные изображения микродвойников одной, двух и трех систем приведены соответственно на рис. 1, а-в. На этих рисунках представлены доказательства присутствия в зернах g-фазы микродвойников, а именно: 1) направления выделения микродвойников в индексах g-матрицы (указаны стрелками) и 2) следы габитусных плоскостей с указанием знака (указаны пунктирными линиями). Эти доказательства являются следствием индицирования микродифракционных картин, полученных с участков зерен g-фазы, содержащих различные системы микродвойников, и сопоставления теоретически рассчитанных согласно матричным уравнениям [29] плоскостей и направлений в кристаллических решетках g-матрицы и микродвойников с экспериментально полученными микродифракционными картинами. Проведенные исследования показали, что объемная доля аустенитных зерен, содержащих только дислокационную структуру, составляет 10 % объема материала, зерен с пакетами микродвойников одной системы - 25 %, с двумя системами - 40 % и с тремя системами - 15 % объема материала. Таким образом, сталь 12Н18Н10Т перед сваркой представляет собой материал, практически полностью сдвойникованный (табл. 2). а б в Рис. 1. Электронно-микроскопические изображения структуры стали перед сваркой. Зерна g-фазы, содержащие одну (а), две (б) и три (в) системы микродвойников. Стрелками отмечены направления формирования микродвойников, пунктирными линиями - следы их габитусных плоскостей Таблица 2 Средние по материалу количественные характеристики тонкой структуры сварного соединения Состояние образца Объемная доля, % Плотность дислокаций (×10-14, м-2) Амплитуда внутренних напряжений, МПа 1 2 3 r r± sл sд Сталь перед сваркой 20 80 0 2,0 1,97 285 280 После сварки зона основного металла 10 90 0 4,22 2,50 410 315 зона наплавленного металла 0 75 25 4,67 2,06 430 290 Дислокационная структура стали во всех зернах g-фазы имеет вид плотных дислокационных сеток с довольно высоким значением скалярной плотности дислокаций (величина средней скалярной плотности дислокаций представлена в табл. 2). При этом самую большую величину r имеют зерна без микродвойников (2,35×1014 м-2), самую меньшую - зерна с тремя системами микродвойников (1,47×1014 м-2). Это и неудивительно, так как известно, что включение микродвойникования приводит к снижению скалярной плотности дислокаций и релаксации внутренних напряжений [30, 31]. Дислокационная структура во всех зернах g-фазы поляризована, на что указывает наличие в них изгибных экстинкционных контуров [32]. Средняя избыточная плотность дислокаций, измеренная из ширины изгибных экстинкционных контуров r±, имеет величину, практически равную средней величине скалярной плотности дислокаций (см. табл. 2). Известно, что избыточная плотность дислокаций (или дислокационный заряд) есть разность значений плотности положительно и отрицательно заряженных дислокаций, т.е. r± = = r+ - r-. Это означает, что дислокационная структура в зернах g-фазы полностью поляризована. Избыточная плотность дислокаций вызывает внутренние напряжения: 1) напряжение сдвига sл (напряжения, создаваемые дислокационной структурой), и 2) моментные (или локальные) напряжения sд, возникающие в тех местах материала, в которых присутствует избыточная плотность дислокаций. Средние значения амплитуды внутренних напряжений оказались также практически равными (см. табл. 2). Несмотря на то, что в стали 112Х18Н10Т перед сваркой оказывается r » r± и sл » sд, тем не менее сохраняется условие: r > r± и sл > sд. Это означает, что изгиб-кручение кристаллической решетки стали остается пластическим и опасность образования микротрещин в материале отсутствует. Структурно-фазовое состояние зоны основного металла после сварки Проведенные исследования показали, что после сварки модулированным током матрица стали в зоне основного металла, как и перед сваркой, представляет собой g-фазу (аустенит) - твердый раствор одновременно замещения и внедрения на основе g-Fe, имеющий гранецентрированную кубическую кристаллическую (ГЦК) решетку. Аустенит (g-фаза), как и в стали перед сваркой, присутствует в виде зерен двух типов: 1) зерна, дефектная структура в которых представлена только сетчатой дислокационной субструктурой, и 2) зерна, в которых наряду с дислокационной субструктурой присутствуют механические (деформационные) микродвойники, но только двух (рис. 2, а) и трех (рис. 2, б) систем. Зерен g-фазы, в которых присутствует одна система микродвойников, не обнаружено. Микродвойники, как и перед сваркой, обладают ГЦК кристаллической решеткой с параметром, равным параметру кристаллической решетки g-фазы. а б Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали в зоне основного металла после сварки модулированным током. Зерна g-фазы, содержащие две (а) и три (б) системы микродвойников. Стрелками отмечены направления формирования микродвойников, пунктирными линиями - следы их габитусных плоскостей Микродвойники имеют вид пакетов из плоских пластин правильной геометрической формы с четкими границами, которые располагаются параллельно друг другу в определенном направлении и имеют плоскость габитуса типа {111} аустенита. Объемная доля зерен, не содержащих микродвойников, в объеме материала составляет 10 %, т.е. в 2 раза меньше, чем в стали перед сваркой (см. табл. 2). Доля зерен с микродвойниками - 90 %. Это свидетельствует о том, что после сварки модулированным током сталь 12Н18Н10Т в зоне основного металла, как и перед сваркой, представляет собой материал, даже более сдвойникованный, т.е. сварка приводит к более интенсивному g ® дв-превращению. Дислокационная структура во всех зернах g-фазы, как и перед сваркой, имеет вид плотных дислокационных сеток. Однако среднее значение скалярной плотности дислокаций более чем в 2 раза выше (см. табл. 2). При этом среднее значение скалярной плотности дислокаций в зернах, не содержащих микродвойники, составляет 4,51×1014 м-2, в то время как в зернах с микродвойниками величина r несколько ниже и в среднем равна 4,19×1014 м-2. Дислокационная структура во всех зернах g-фазы после сварки модулированным током, как и перед сваркой, поляризована. Среднее значение избыточной плотности дислокаций практически в 2 раза меньше средней величины скалярной плотности дислокаций, но выше, чем перед сваркой (см. табл. 2). При этом в зернах без микродвойников r± = 2,68×1014 м-2, в зернах с микродвойниками - 2,48×1014 м-2, т.е. двойникование привело к снижению избыточной плотности дислокаций. Избыточная плотность дислокаций вызывает внутренние напряжения. Средняя амплитуда напряжения сдвига sл (напряжений, создаваемых дислокационной структурой) оказалась в 1,3 раза больше моментных (локальных) напряжений sд (возникающих в тех местах материала, в которых присутствует избыточная плотность дислокаций). При этом в зернах без микродвойников sл = = 425 МПа и sд = 325 МПа, в зернах с микродвойниками sл = 410 МПа и sд = 315 МПа, т.е. это еще раз подтверждает, что включение двойникования - это есть релаксационный процесс, приводящий к снижению не только скалярной плотности дислокаций, но и внутренних напряжений [31]. Отсюда следует, что сварка модулированным током привела к тому, что во всех зернах g-фазы выполняются условия: r > r± и sл > sд, а это означает, что во всех зернах g-фазы изгиб-кручение кристаллической решетки носит пластический характер. Структурно-фазовое состояние зоны наплавленного металла после сварки После сварки модулированным током матрица в зоне наплавленного металла представляет собой, как и в зоне основного металла, g-фазу (аустенит) - твердый раствор одновременно замещения и внедрения на основе g-Fe, имеющий гранецентрированную кубическую кристаллическую (ГЦК) решетку. Аустенит (g-фаза) в этой зоне присутствует в виде зерен, отличающихся от зоны основного металла. Это: 1) зерна, в которых наряду с дислокационной субструктурой присутствуют механические (или деформационные) микродвойники одной (рис. 3, а) и двух (рис. 3, б) систем, и 2) зерна, в которых наряду с дислокационной субструктурой присутствуют одновременно пакеты микродвойников и пластины e-мартенсита (рис. 3, в). Это означает, что сварка модулированным током в зоне наплавленного металла приводит к фазовому превращению в направлении: g ® дв ® e. Образовавшийся в результате превращения e-мартенсит имеет гексагональную плотноупакованную (ГПУ) кристаллическую решетку. Пластины e-мартенсита, как и микродвойники, имеют вид плоских пластин правильной геометрической формы с четкими границами. Пластины располагаются параллельно друг другу в определенном направлении. Плоскостью габитуса (или плоскостью образования) пластин e-мартенсита, как и микродвойников, являются плоскости {111} g-фазы. а б в Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение структуры стали в зоне наплавленного металла после сварки модулированным током. Зерна g-фазы, содержащие одну (а), две (б) системы микродвойников и пакет микродвойников и пластины e-мартенсита (в). Стрелками отмечены направления формирования микродвойников и пластин e-мартенсита, пунктирными линиями - следы их габитусных плоскостей Объемная доля g-зерен, в которых присутствуют пакеты микродвойников, составляет 75 %, пакеты микродвойников совместно с пластинами e-мартенсита - 25 % (см. табл. 2). Дислокационная структура в зернах g-фазы, содержащих пакеты микродвойников, фрагментирована, в зернах с пакетами микродвойников и пластинами e-мартенсита имеет вид плотных дислокационных сеток. Среднее значение скалярной плотности дислокаций в зернах с пакетами микродвойников оказалось равным 4,85×1014 м-2, а в зернах с микродвойниками и e-мартенситом - 4,15×1014 м-2, т.е. меньше, хотя и незначительно. Известно [33], что образование фрагментированной дислокационной субструктуры должно приводить к уменьшению средней скалярной плотности дислокаций в материале. Также известно [17, 23, 30], что образование e-мартенсита также должно приводить к снижению величины r в материале. По-видимому, второй фактор оказывает большее влияние, и поэтому скалярная плотность дислокаций в зернах g-фазы, содержащих пакеты микродвойников и пластины e-мартенсита, оказалась меньше, чем в зернах g-фазы, содержащих только пакеты микродвойников. Дислокационная структура во всех зернах g-фазы, как и в зоне основного металла, поляризована. Величина избыточной плотности дислокаций r± в среднем по материалу приведена в табл. 2. Необходимо отметить, что r± во всех зернах зоны наплавленного металла (как только с микродвойниками, так и с микродвойниками и e-мартенситом) имеет практически равные значения. Средние значения по материалу амплитуды внутренних напряжений sл и sд также приведены в табл. 2. Как видно из табл. 2, в зоне наплавленного металла во всех зернах g-фазы, как и в зоне основного металла, выполняются условия: r > r± и sл > sд, а это означает, что во всех зернах изгиб-кручение кристаллической решетки g-фазы носит пластический характер. Заключение Проведенные исследования методом просвечивающей электронной дифракционной микроскопии с применением матричных уравнений показали, что сварка стали 12Х18Н10Т модулированным током приводит к мартенситному превращению g ® дв ® e только в зоне наплавленного металла. Искажение кристаллической решетки во всей зоне термического влияния носит исключительно пластический характер. Опасность образования микротрещин отсутствует.

Об авторах

Е. Л Никоненко

Томский государственный архитектурно-строительный университет; Национальный исследовательский Томский государственный политехнический университет

А. Н Смирнов

Кузбасский государственный технический университет им. Т.Ф. Горбачева; ООО «Кузбасский центр сварки и контроля»

Н. А Попова

Томский государственный архитектурно-строительный университет

Н. В Абабков

Кузбасский государственный технический университет им. Т.Ф. Горбачева

К. В Князьков

Кузбасский государственный технический университет им. Т.Ф. Горбачева

Список литературы

Статистика

Просмотры

Аннотация - 59

PDF (Russian) - 36

Ссылки

• Ссылки не определены.