Содержание к диссертации
Введение
1. Толстые сварные швы, их получение, свойства и структура 9
1.1. Особенности выполнения сварных швов кожуха доменной печи 9
1.2. Основные закономерности материаловедения сварных соединений. 13
1.2.1 Металлургические процессы в сварочной ванне при электрошлаковом способе сварки 15
1.2.2. Структурные и фазовые превращения в сталях при электрошлаковой сварке 17
1.3. Типичные дефекты и неблагоприятные явления при электрошлаковой сварке 22
1.3.1. Горячие трещины 22
1.3.2. Холодные трещины 23
1.3.3. Слоистые трещины 24
1.3.4. Трещины повторного нагрева 25
1.3.5. Поры, газовые пузыри, неметаллические включения, непровары 25
1.3.6. Структурно-механическая неоднородность 26
1.3.7. Отпускная хрупкость и хрупкость в условиях ползучести 27
1.3.8. Водородное охрупчивание 28
1.4. Надежность, деградация и неразрушающий контроль сварных соединений 28
1.5. Заключение 34
2. Методики исследований 35
2.1 Методики механических испытаний и измерения скорости ультразвука 35
2.2. Оптическая микроскопия 40
2.3. Растровая электронная микроскопия 44
2.4. Просвечивающая дифракционная электронная микроскопия 45
3. Изменения механических свойств сварных швов при эксплуатации 49
3.1. Зависимость механических свойств от способа сварки и времени эксплуатации 49
3.2. Зависимость скорости ультразвука от способа сварки и времени эксплуатации 57
Заключение по главе 3 63
4. Металлографические исследования структуры и фазового состава сварного шва 64
4.1. Структурно-фазовое состояние стали перед сваркой 64
4.2. Структура, формирующаяся при кристаллизации зоны расплава 67
4.2.1. Структура центральной области сварного шва 67
4.2.2. Структура промежуточной области сварного шва 72
4.2.3. Структура переходной области сварного шва 72
4.3. Сварной шов как типичный пример градиентной структуры 76
4.4. Эволюция структуры сварного шва с течением времени эксплуатации 84
4.5. Влияние технологии сварки на структуру и фазовый состав сварного шва 89
4.5.1. Горизонтальное и вертикальное изготовление шва (ЭДС, без флюса, ручная, толщина шва 30 мм) 89
4.5.2. Автоматическая (вертикальная) и ручная (горизонтальная) сварка (ЭШС, толщина шва 40 мм) 91
4.6. Фрактография поверхности разрушения 97
Заключение по главе 4 100
5. Электронно-микроскопические дифракционные исследования структуры сварного шва 102
5.1. Фазовый состав сварного шва 102
5.2. Дислокационная субструктура сварного шва 111
5.3. Дальнодействующие поля напряжений 113
5.4. Влияние способа сварки на дислокационную субструктуру и фазовый состав сварного шва 124
5.5. Влияние времени эксплуатации изделия на дислокационную субструктуру и фазовый состав сварного шва 130
Заключение по главе 5 137
Основные выводы 140
Список литературы 144
Приложение 153
- Структурные и фазовые превращения в сталях при электрошлаковой сварке
- Зависимость механических свойств от способа сварки и времени эксплуатации
- Автоматическая (вертикальная) и ручная (горизонтальная) сварка (ЭШС, толщина шва 40 мм)
- Дальнодействующие поля напряжений
Структурные и фазовые превращения в сталях при электрошлаковой сварке
Структура, фазовый состав и химическая неоднородность сварных соединений определяются максимальными температурами, достигаемыми в отдельных точках шва и, главное, зоны термического влияния. Схематически распределение температур по соответствующим участкам соединения представлено на рис. 1.2. Протяженность отдельных участков возрастает с увеличением погонной энергии сварки q/v, а значит, длительности характерных времен термоциклов сварки и градиентов распределения максимальных температур. Зависит она и от химического состава свариваемых сталей. Участок / - металл шва. Участки II, III, IV прилегают к линии сплавления.
Наиболее сложное строение они имеют для низкоуглеродистых и средне-углеродистых сталей с содержанием углерода до 0,5%, так как последние претерпевают перитектическую реакцию [23]. В этом случае возникают границы двух типов: первичные и вторичные. Первичные границы образуются в наплавленном металле и в зоне термического влияния (ЗТВ) у линии сплавления при кристаллизации жидкой фазы. На них очень высокий уровень ликвации, который достигает по С 150%, по Si 140-150%), по Сг 125-130%). Фактором, вызывающим химическую неоднородность является у превращение, которому предшествует подплавление аустенитных зерен и сегрегация в подплавленных участках углерода и примесей, так как растворимость серы, например, в cc-Fe = 0,033%о, в y-Fe = 0,09%), а в 5-Fe « 0,24%. Вторичные границы формируются при последующем интенсивном охлаждении, поэтому в результате обратного 5- у превращения размер аустенитного зерна значительно снижается.
Участок V при электрошлаковой сварке, которая характеризуется пониженной интенсивностью нагрева и охлаждения соответствует зоне перегрева аустенита, оттого здесь в низколегированных и низкоуглеродистых сталях формируется крупнозернистая феррито-перлитная структура видманштеттово-го типа. Максимальные температуры на участке V превышают температуру начала интенсивного роста аустенита.
Участок VI - это зона, где реализуется а«-»у превращение, но роста аусте-нитных зерен не происходит Максимальная температура выше Ас . На этом участке образуется сравнительно мелкозернистая структура аустенита, но с повышенной негомогенностью по углероду и легирующим элементам.
Участок VII - участок неполной перекристаллизации с максимальной температурой в интервале Ас - Ас . В процессе сварки структура аустенитно ферритная с наличием карбидов. В этой зоне максимальная негомогенность по С и элементам замещения, а на периферийных участках вновь образованных аустенитных зерен ликвация Мп [24, 25]. Данное явление приводит к тому, что при охлаждении обогащенная углеродом часть зоны VII превращается по мар-тенситному механизму, а обезуглероженная - по диффузионному.
Участок VIII-участок отпуска, где максимальная температура в интервале Ас - 600С, где коагулируют карбиды и наиболее активно происходят процессы формирования феррито-цементитной смеси.
В ЗТВ где максимальные температуры ниже 600С особых структурных изменений не происходит, но могут проявляться процессы старения и отпускной хрупкости.
Следует обратить внимание на особенности протекания процессов фазовых превращений при электрошлаковой сварке. Эти особенности связаны с тем, что скорости температурных изменений составляют 7,5.. .30 С/с, в то время как при обычной термической обработке они не превышают при нагреве 0,4 С/с.
В целом качественно а- у превращение при сварке описывается такими же закономерностями, что и при термической обработке. Так при быстром нагреве аустенит преимущественно зарождается в деформированных зонах. Легирующие элементы резко снижают интенсивность .образования у-фазы и повышают энергию активации углерода в железе. Они же снижают скорость роста аустенитного зерна. Аналитические оценки процесса а-»у превращения выполняются обычно с использованием уравнения Колмогорова [26]. Однако эти оценки относятся к условиям, когда максимальные температуры не превышают 950С. При сварке они превышают температуру плавления, а скорости нагрева на 2...3 порядка выше. В результате в настоящее время наиболее полно исследовано состояние фаз в участках IV-VII и недостаточно в участках II-1II (рис. 1.2). Последнее объясняется трудностями, возникающими при анализе фазовых превращений в присутствии жидких фаз.
Обратное у—»сс превращение при сварке так же подчиняется ранее установленным общим закономерностям [27]. Особенности формирования структуры и фазового состава опять связаны с относительно высокой скоростью охлаждения при электрошлаковом процессе. В отличие от нормального образования феррита при сварке аустенит сталей, содержащих 0,08...0,4% С распадается с образованием видманштеттового феррита, имеющего крупноигольчатое строение. Скорость роста игл видманштеттового феррита велика (до 10 мкм/с). Однако она снижается на порядок в присутствии марганца и кремния и других легирующих элементов. По данным [27, 28] механизм образования видманштеттового феррита близок к мартенситному, поэтому в видманштеттовых иглах всегда некоторое пересыщение по углероду, отсутствуют карбидные включения и высокая плотность линейных дефектов.
После выделения структурно-свободного феррита оставшийся аустенит подвергается перлитному превращению. Однако сравнительно высокие скорости охлаждения и влияние легирующих могут частично или полностью подавить распад аустенита на феррито-цементитную смесь [27]. Такое развитие характерно для средне- и высокоуглеродистых сталей, легированных Cr, Ni, Mo, W, V, Ті, Nb, где при Сварке формируется структура мартенсита. В малоуглеродистых и низколегированных сталях при сварке реализуется промежуточное бейнитное превращение, то есть образуется мелкодисперсная смесь пересыщенного по углероду феррита и карбидов, которая не разрешается в оптическом микроскопе [27, 28].
Аналитическое описание параметров структурно-фазовых превращений в сварочном цикле охлаждения было выполнено в работах [21, 29] и представлено в [15]. Экспериментальное определение кинетических параметров фазовых превращений для элекрошлаковой сварки произведено Хакимовым и др. [30]. Комплексный анализ эмпирических и расчетных данных позволил построить фазовые диаграммы и по ним прогнозировать развитие структурно-фазовых превращений применительно к условиям сварки. Так были определены средневзвешенные значения кажущейся энергии активации образования феррита, верхнего бейнита, нижнего бейнита и мартенсита [31].
Построение структурно-фазовых диаграмм превращений при электрошлаковой сварке и комплексный анализ параметров превращений позволил выделить две области структурно-механической неоднородности в ЗТВ, предопределяющих надежность сварных соединений. Первая область - околошовный участок, где максимальная температура находится в интервале tm - 1350С. Он характеризуется пониженным сопротивлением хрупкому разрушению. Вторая область - участок, где максимальная температура входит в интервал Ас - Ас , который разупрочнен по отношению к остальному металлу. Первая область соответствует участкам II, III, IV, V на рис. 1.2, а вторая - участку VII.
Подводя итог раздела 1.2, следует подчеркнуть, что как металл шва, так и ЗТВ находятся в неоднородном и неравновесном состоянии. Хотя эта неоднородность при электрошлаковой сварке из-за сравнительно малой интенсивности температурных изменений выражена слабее, возможность возникновения всевозможных дефектов здесь повышена. В следующем разделе рассматриваются основные типы дефектов, возникающих при электрошлаковой сварке.
Зависимость механических свойств от способа сварки и времени эксплуатации
Испытания проведены на плоских образцах с размером рабочей части 100x5x2,5 мм , выфрезерованных из проб размерами 300x300 мм . Пробы отбирались специалистами предприятия «Новокузнецкдомнаремонт» из реальных кожухов и вырезались газопламенным резаком. По этой причине изготовление образцов производилась из материала, находящегося на расстоянии 50 мм от края пробы, чтобы исключить влияние автогенной резки на структуру и механические свойства. Аттестация каждой пробы по способу сварки, толщине свариваемых листов и времени эксплуатации приведена в Таблице 3.1. Эталонное сварное соединение выполнено сварщиком 8 разряда на предприятии «Новокузнецкдомнаремонт» в строго контролируемых условиях окружающей среды и энергосиловых параметрах.
.Рабочая плоскость образца 100x5 мм располагалась по толщине листа. Сварной шов был перпендикулярен оси растяжения и находился в середине рабочей части образца. Для визуализации наплавленного металла и зон термического влияния образцы перед механическими испытаниями на разрыв подвергались макротравлению в 4%-ном спиртовом растворе HN03. В пробе №1 ширина переплавленного металла была очень большой (и 50 мм). В остальных пробах она не превышала 30 мм, но образцы вырезались так, чтобы ширина наплавленного металла составляла 6... 12 мм. Во всех образцах размер зоны термического влияния (ЗТВ) был « 6 мм. В пробе № 2 шов оказался некачественным, так как при вырезке образцов вскрылась большая раковина, которая находилась под поверхностью наплавленного металла. Тоже самое, но в меньшем масштабе, обнаружено в пробе № 4, где вскрылись небольшие непровары. На макрошлифах их сварных соединений хорошо выделяются корень шва, весь наплавленный металл, зоны термического влияния и основной металл.
Изготовленные описанным выше способом образцы подвергались активному растяжению при комнатной температуре на универсальной испытательной машине Instron 1185 со скоростью lJxlO V1. Для каждой разновидности шва было испытано по 3 образца. Значения механических характеристик: с0.2 - условный предел текучести, ав - временное сопротивление, 5 - относительное удлинение образца после разрыва усреднялись по всем образцам. Именно усредненные данные и представлены в Таблице 3.1.
На рис.3.1-3.6. приведены деформационные кривые материала для каждой разновидности швов в условных напряжениях и деформациях. Следует отметить, что на этих диаграммах (напряжение -деформация) представлены только участки «равномерного растяжения», то есть, до ав.
При визуальном осмотре разрушившихся образцов установлено:
Образцы из пробы № 1 разрушались по наплавленному металлу, который в основном и деформировался. Остальная часть образца практически не растягивалась (рис. 3.1).
Образцы 2.1 и 2.3 разрушались по основному металлу у захватов разрывной машины. При этом интенсивно деформировался и наплавленный металл, в котором заметно сужение. Деформация основного металла у противоположного захвата была существенно меньше. Исключение составил образец № 2.2, который в наплавленном металле содержал видимый невооруженным глазом непровар-раковину. На рис. 3.2 его кривая нагружения представлена, однако, при расчете средних механических характеристик (оо,2 ав и ) материала пробы № 2 этот образец не учитывался.
Образцы из пробы № 3 разрушались по основному металлу у захвата. Наплавленный металл почти не растягивался (рис. 3.3).
Образцы из пробы № 4. разрушались по основному металлу у захвата. При этом интенсивно деформировался и наплавленный металл, а ЗТВ были наиболее жесткими участками. Как и в случае пробы № 2, один из образцов 4.2 разрушился по мелкой « 0,5 мм раковине в наплавленном металле. Деформация развивалась только в металле шва, остальной образец почти не растя гивался. Из рис.3.4 видно, что он показал низкую пластичность и тоже в расчетах средних значений механических параметров не учитывался.
Образцы из пробы № 5 разрушались по основному металлу у захвата. Наплавленный металл и ЗТВ почти не растягивались. Зато деформация основного металла и у противоположного захвата была весьма значительной (рис.3.5).
Образцы эталонного соединения (№ 6) разрушались по основному металлу, однако наплавленный металл тоже подвергался значительному пластическому деформированию. Как и в случае пробы № 4 зоны термического влияния были наиболее жесткими участками (рис.3.6).
Ход деформационных кривых материала пробы № 2 (рис.3.2) подвержен сильному разбросу как по напряжениям, так и по деформациям. Как уже отмечено выше, деформационные кривые образцов из пробы 4 (рис.3.4) сильно отличаются по предельным деформациям. В остальных случаях расхождение кривых (а - є) разных образцов одной и той же пробы невелико, а у эталонного соединения все три диаграммы деформации просто сливаются (рис.3.6).
На рис.3.7а вместе представлены по одной диаграмме (ст - є) для образцов от каждой пробы. Те же данные, но в истинных напряжениях (s = а(1+є)) и в истинных деформациях (е = 1п(1-є)) показаны на рис.3.76. Здесь хорошо видно, что материалы различных сварных швов при растяжении ведут себя неодинаково. Сильно разнится предельная пластичность образцов. Наиболее высокие показатели по этому свойству у материала проб №№ 1, 3 и эталонного шва.
Из Таблицы 3.1 видно, что среднее относительное удлинение материалов всех проб оказалась заметно ниже стандартизованного для стали 09Г2С [82]. Это наблюдалось независимо от того, происходило ли разрушение по основному или по наплавленному металлу. По истинным деформационным кривым (рис.3.76) видно, что максимальную однородную деформацию обнаруживают пробы №6, № 3 и № 1. Вообще, кривые нагружения всех образцов не имеют площадки текучести, которая типична для стали 09Г2С. Нечто подобное зубу текучести выявляется только у образцов от пробы № 4. На кривых 2.2 и 4.2 (рис.3.2 и 3.4), а также на кривых 2 и 4 (рис.3.7 а,б) на параболической части присутствуют скачки, которые могут быть связаны с активизацией внутренних несплошностей. У образцов из всех проб наблюдалось нормальное шейкообра-зование. Излом был вязким, волокнистым (рис.3.8 а). И только у отмеченных выше образцов 2.2 и 4.2 шейка фактически не формировалась, а в изломах обнаружены полости-непровары с внутренним окислением (рис.3.86).
Автоматическая (вертикальная) и ручная (горизонтальная) сварка (ЭШС, толщина шва 40 мм)
В обоих случаях в центре шва формируется феррито-перлитная структура (рис.4.20) с близкими средними размерами зерен феррита (29 мкм при автоматической сварке и 23 мкм - при ручной) и перлита (14 мкм и 12,8 мкм, соответственно). Различие зеренной структуры центра шва выявляется при исследований степени зеренной однородности материала. Если в случае ручной сварки размеры зерен изменяются в пределах от 4 до 55 мкм, то при автоматической сварке спектр размеров зерен гораздо шире (6 - 135 мкм). Весьма существенно различие внутризеренной структуры шва. А именно, при автоматической сварке внутри наиболее крупных зерен феррита формируется пластинчатая структура, по морфологическому признаку подобная видманштеттовому ферриту [57] (рис.4.20а). Как правило, видманштеттовый феррит образуется в очень крупных зернах аустенита (условие перегрева сварного шва) при заметном переохлаждении стали в температурном интервале стабильности аустенита [92, 93]. Следовательно, автоматическая и ручная сварка сопровождаются заметно различными тепловыми режимами существования зоны расплава и последующей скоростью охлаждения в области стабильности аустенита.
Ручная сварка стали электрошлаковым методом, как и в случае электродуговой сварки, сопровождается образованием мелких зерен (зерен быстрой кристаллизации) в сварном шве. Как следует из анализа результатов, представленных на рис.4.21, при удалении от центра сварного шва средние размеры данных зерен, (кривая 1) и объемная их доля (кривая 2) увеличиваются. В случае автоматической сварки зеренная структура стали изменяется иным образом: по мере удаления от центра сварного шва средние размеры зерен уменьшаются, достигая минимального значения на границе расплава (рис.4.21, кривая 3). Вторичные зерна не образуются. По всей видимости, перегрев расплава, как отмечалось выше, способствует частичной релаксации термических напряжений, изменяя тем самым эволюцию зеренной структуры сварного шва.
Таким образом, из проведенных металлографических исследований структуры и фазового состава сварных соединений стали 09Г2С, выполненных методами ЭШС и ЭДС в автоматическом и ручном режимах, горизонтальном и вертикальном исполнении следует, что структура сварного шва имеет градиентное строение, закономерным образом изменяющееся при удалении от центра шва, и формирующееся в результате рекристаллизации материала. Наибо лее крупнозернистая структура шва формируется при автоматической электрошлаковой сварке. Сопоставляя вертикальное и горизонтальное исполнение шва можно отметить более крупнозернистую (и ферритную и перлитную) структуру и более однородное распределение перлитных зерен в первом случае, по сравнению со вторым.
Дальнодействующие поля напряжений
Кристаллизация сварного шва приводит к формированию в нем дально-действующих полей напряжений. При электронно-микроскопических исследованиях материала методом тонких фолы наличие полей напряжений приводит к изгибу-кручению фольги, что отражается в появлении на электронно-микроскопических изображениях структуры изгибных экстинкционных контуров [78]. Морфология изгибных контуров характеризует градиент изгиба-кручения кристаллической решетки материала, величина поперечного размера контуров - степень (амплитуду) изгиба-кручения кристаллической решетки [105].
При анализе морфологии изгибных экстинкционных контуров было установлено, что последние в подавляющем большинстве случаев начинаются и заканчиваются на границах зерен (рис.5.8а, б) либо на границах раздела феррит / цементит (в перлитных колониях) (рис.5.8в). Эти факты указывают на то, что возникновение изгиба-кручения кристаллической решетки феррита связано с несовместностью пластической деформации соседних зерен или упруго-пластической деформации ферритных и цементитных пластин перлитных колоний, инициированными, во-первых, фазовыми превращениями и, во-вторых, термическими и фазовыми напряжениями. Плотность контуров, наблюдаемая на электронно-микроскопических изображениях, прямо пропорционально связана с плотностью источников напряжений. Прямой связи между размерами зерен и плотностью источников полей напряжений не обнаружено. В исходном шве плотность контуров пропорциональна скалярной плотности дислокаций (рис.5.9). Это подтверждает гипотезу о том, что источники полей напряжений формируются вследствие пластической деформации зерен. На швы после эксплуатации эта закономерность распространяется лишь частично.
В качестве количественной характеристики дальнодействующих полей напряжений в настоящей работе использовалась величина кривизны-кручения кристаллической решетки %. Данная характеристика дислокационной субструктуры материала определяется величиной градиента непрерывной разориенти-ровки
В зернах свободного феррита наблюдается иная зависимость: максимальные значения величины % выявляются в промежуточной зоне (рис.5.10). Сведения о кривизне-кручении кристаллической решетки дополняют картину градиентной структуры сварного шва. Несколько меньшие значения х в центральной зоне. В переходной зоне, там, где образуется вид-манштеттов феррит, % имеет наименьшие значения.
Отметим, что закалка из твердого состояния приводит к образованию мартенситной структуры (рис.5.11). На этом рисунке видно, что морфология мартенсита - смешанная (присутствует пакетный и пластинчатый мартенсит). Скорость охлаждения стали здесь максимальна, амплитуда кривизны-кручения X и скалярная плотность дислокаций в данной зоне максимальны (х = 690 см"1, р = 1,74x10 см"). Следовательно, в сварном шве феррит, формирующий зе-ренную структуру, находятся в более напряженном состоянии по сравнению с ферритом перлитных колоний.
В результате детальных исследований было установлено, что рассмотренные характеристики дефектной субструктура стали зависят от того, в каком месте сварного шва они определялись. Наиболее разнообразна дислокационная субструктура центральной зоны сварного шва: здесь наблюдается сетчатая, полосовая и фрагментированная дислокационная субструктуры.
В промежуточной зоне шва, как было показано в гл.4, формируется двухуровневая зеренная структура. При этом в крупных зернах наблюдается сетчатая дислокационная субструктура, в мелких зернах - хаотическая.
Переходная зона сформирована крупными зернами феррита, внутри которых наблюдается грубая пластинчатая структура (рис.4.8). Электронно-микроскопическое изображение структуры пластинчатого феррита приведено на рис.5.12. Отчетливо видно, что в пластинах присутствует сетчатая дислокационная субструктура.
Зависимость величины скалярной плотности дислокаций от расстояния до границы раздела расплав / твердое тело, характеризуемого номером зоны анализа сварного шва, приведена на рис.5.13а, кривизны-кручения кристаллической решетки феррита - на рис.5.136. Отчетливо видно, что величина скалярной плотности дислокаций, расположенных в зернах феррита (рис.5.13а, кривая 1), изменяется немонотонным образом, достигая максимальных значений в центральной зоне сварного шва и в области контакта зоны расплава и твердого тела. Плотность дислокаций в прослойках феррита перлитных колоний по мере удаления от центральной зоны шва постепенно снижается (рис.5.13а, кривая 3). Подобные тенденции выявляются и при анализе поведения величины кривизны-кручения кристаллической решетки % ферритной составляющей структуры сварного шва стали (рис.5.136), однако они менее выражены.
Количественный анализ дислокационной субструктуры показал, что между средним размером зерен и величиной скалярной плотности дислокаций, расположенных в них, наблюдается весьма хорошая линейная корреляция (рис.5.14). Из представленных на рис.5.14 результатов следует, что с ростом среднего размера зерна увеличивается скалярной плотность дислокаций, зарождающихся под действием термических и фазовых напряжений. Данные результаты подтверждают высказанное выше предположение о том, что при од них и тех же условиях нагружения прочность кристаллов феррита во многом определяется их размером [62, 74, 89].
Высказанное предположение подтверждают следующие оценки величины предела текучести феррита в свободных зернах и в перлитных колониях. Оценки проводили, используя соотношение Холла-Петча [61, 62, 106-108]: где Go - напряжение трения кристаллической решетки, к - коэффициент пропорциональности, D - средний размер зерен феррита. Для перлитных колоний D = A d, где d - поперечный размер прослоек феррита в перлитной колонии, А - 4,75 [62]. Полученные результаты показывают, что величина предела текучести зерен свободного феррита (а = 183 МПа), прослоек феррита в перлите (а = 351 МПа). Следовательно, свободный феррит, как менее прочная составляющая структуры стали, по сравнению с перлитом, должен продеформироваться в процессе охлаждения сварного шва под действием термических напряжений до больших степеней, т.е. скалярная плотность дислокаций в нем должна быть выше. Это подтверждают приведенные выше значения скалярной плотности дислокаций и амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки.
