- ООО «ТМ ВЕЛТЕК

Cвязь микроструктуры с ударной вязкостью сварных
швов,выполненных рутиловой порошковой проволокой
Л.Н.Орлов, к.т.н. (ООО «ТМ.ВЕЛТЕК»), Д.П.Новикова, Максимов С.Ю.,к.т.н.,
Алексеенко И.И., инж. (ИЭС им. Е.О.Патона)
Для сварке судостроительных сталей и сталей 09Г2 и 09Г2С достаточно
распространенных в машиностроении при изготовлении ответственных
конструкций, требуется сочетание высоких значений ударной вязкости,
пластичности и прочности. В последние годы в судостроении и машиностроении
успешно примененяются газозащитные порошковые проволоки малого диаметра
с сердечником рутилового типа и системой легирования металла шва на базе
кремния и марганца. Высокий уровень механических свойств металла шва
объясняют присутствием в структуре большой объемной доли игольчатого
феррита /1/. Появление структуры игольчатого феррита связывают с
аустенизирующим
действием
легирующих
элементов,
присутствием
неметаллических включений /7, 8/. При легировании кремнием и марганцем
структура металла швов состоит из полигонального феррита (ПФ), феррита
Видманштетта (ВФ), перлита (П), бейнита (Б), игольчатого феррита (ИФ) и
МАК-фазы /7/. Принято считать эти рекомендации целесообразны для
обеспечения σт≤400 МПа, а σт>400 МПа необходимо дополнительно легировать
металл шва никелем и молибденом /8,9/. Согласно современным представлениям
МАК-фаза является комплексной микроструктурой, образующейся в интервале
температур
формирования
верхнего
или
нижнего
бейнита
/11,12,15/.Относительно влияния МАК-фазы на свойства швов нет однозначного
мнения. В работах /13, 14/ отмечено ухудшение пластичности и ударной
вязкости сварных швов в присутствии МАК-фазы, которую считают
инициатором зарождения и распространения трещин. Одним из факторов
повышения объемной доли ИФ является минимальное содержание
неметаллических включений (НВ) при их высокой дисперсности /7/. Введение
бора, титана, циркония в микродозах играют роль модификаторов и легирующих
элементов /1, 2/. Микролегирование бором в сочетании с титаном и другими
активными раскислителями применяется с целью защиты бора от
взаимодействия с кислородом и азотом. Тем не менее бор является более
активным раскислителем по сравнению с традиционно применяемыми кремнием
и марганцем. Бор обладает более высокой поверхностной активностью по
сравнению титаном, что по видимому и объясняет его преимущественное
распределение по границам зерен /4,15/.Влияние бора на механические свойства
стали носит экстремальный характер /1/.Влияние бора по видимому связано с его
способностью образовывать твердый раствор внедрения в сочетании с
способностью вытеснять примеси с границ зерен в объем зерна. В следствие
микросегрегации легирующих элементов в процессе кристаллизации по
механизму ячеистой или дендритной кристаллизации формируется химическая и
структурная неоднородность металла сварных швов. Наиболее высоким уровнем
ликвации легирующих элементов и газов обладает бор /6/. Этот фактор
необходимо учитывать при реализации микролегирования бором.
Целью настоящей работы являлось выявление влияния микролегирования
бором на микроструктуру металла швов, выполненных газозащитной рутиловой
порошковой проволокой.
Материалы и методика исследований.
В качестве объекта исследований выбраны образцы металла швов,
выполненных опытными порошковыми проволоками на базе ППс-ТМВ7.
Исследовался металл проб сваренных в соответствии с требованиями
ГОСТ26271-84 и металла швов, выполненных на стали 09Г2С толщиной 60 мм с
V-образной разделкой кромок.
Сварку выполняли на постоянном токе обратной полярности на режиме: Iсв
= 200-220А, Uд =26-27В, Vсв =12-14 м/ч, расход углекислого газа 16 л/мин.
Микроструктуру образцов изучали на оптическом микроскопе «Неофот-32».
Микротвердость структурных составляющих измеряли на твердомере фирмы
«Leco@ марки М-400 нагрузкой 25 г. Объемную долю и характер распределения
МАК-фазы определяли на световом микроскопе 2Неофот -32» с цифровой
камерой OLYMPUS C-3000ZOOM /17/.
Для выявления структуры образцы травили в нитале и горячем растворе
пикрата натрия /18/. При травлении в нитале нельзя дифференцировать
цементитную составляющую и МАК-фазу. Светлые частицы цементита и МАКфазы окружены темной каймой и внешне идентичны. При травлении в горячем
растворе пикрата натрия частицы цементита становятся черными, а частицы
МАК-фазы остаются светлыми. Частицы МАК-фазы могут иметь в металле шва
форму прямоугольников, треугольников и иголок. Балл ферритного зерна
определяли по ГОСТ 5639-82 при травлении образцов в нитале.
Результаты эксперимента
В ходе исследований определен химический состав и механические свойства
металла швов (табл.1, 2, 3).
Таблица 1. Химический состав металла шва.
Пров.
№1
№2
№3
C
0,061
0,06
0,09
Si
0,42
0,45
0,38
Mn
1,45
1,57
1,47
S
0,019
0,025
0,018
P
0,012
0,01
0,017
Ti
0,049
0,04
0,044
B
0,0018
0,001
-
Таблица 2. Механические свойства металла шва
σв,
МПа
628
608
586
№
№1
№2
№3
σт, Мпа
541
518
448
δ, %
25,7
26,7
28,8
Ψ,%
66,0
67,0
67,0
KCV (-20 оС)
Дж/см2
195
79
34
Сталь
Ст3пс 20 мм
Таблица 3. Механические свойства металла шва на стали 09Г2С
σв,
МПа
Пров.
№1
σт,
МПа
650-670 580-530
δ, %
Ψ,%
KCV (-60 оС)
Дж/см2
21-24
62-61
56-62-80
Сталь
09Г2С, 60 мм
В структуре металла швов, выполненных проволокой №1, присутствуют
равномерно распределенные, в ферритной матрице, частицы МАК-фазы,
«следы» перлита и карбиды. Объемная доля МАК-фазы составляет 4,64%
(рис.1.2) Балл ферритного зерна №9-10. В ферритной матрице металла шва
(пров.№2) присутствует перлит и карбиды и выделения МАК-фазы. Частицы
МАК-фазы более крупные. Зерно феррита соответствует баллу №6-8. Структура
металла шва (пров.№3) представляет собой смесь выделений доэвтектоидного
феррита по границам исходного аустенитного зерна и крупных конгламератов
феррита в теле зерна, элементов верхнего бейнита, МАК-фазы и карбидов.
Отмечается уменьшения выделений МАК-фазы и увеличение их размеров.
Объемная доля МАК-фазы составляет в среднем 3,0% (рис.3,4). Выделения
перлита отличаются высокой дисперсностью.
Анализ результатов
С увеличением содержания бора повышаются прочностные характеристики,
ударная вязкость и снижается пластичность. Повышение прочностных свойств
металла шва, при легировании бором, связано с уменьшением зерен феррита,
карбидов и выделений МАК-фазы в связи с горофильностью бора и его
способностью адсорбироваться в зонах структурной неоднородности и на
границах зерен /1,3,5,15/. Кроме этого легирование бором повышает
устойчивость аустенита и смещает его превращение в область формирования
промежуточных структур. Увеличение количества дисперсных выделений МАКфазы можно рассматривать эффективным упрочнением ферритной матрицы в
сочетании с уменьшением размера зерен применительно металлу шва
легированного кремнием и марганцем. Высокие показатели ударной вязкости
металла швов, выполненных рутиловой порошковой проволокой, достигаются
без применения дополнительного легирования никелем и молибденом.
Выводы
1. Микролегирование бором повышает дисперсность МАК-фазы и ее
объемную долю.
2. Оптимальная объемная доля МАК-фазы составляет 4,6%.
3. Микролегирование бором повышает прочностные характеристики и
ударную вязкость металла шва.
Рис. 1
Микроструктура металла шва №1 микролегированного
бором (пикрат натрия) (×1000)
Рис.2
Микроструктура металла шва №3 (пикрат натрия)
(×1000)
Рис.3
Распределение МАК-фазы в металле шва №3
(пикрат натрия, ×1000)
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Сварочные материалы. ЭСАБ Москва.-1995.-С.126.
2. Микролегирование стали / Браун М.П. // Киев. - Наукова думка. - 1982. 303с.
3. Гольдштейн Я.Е., Мизин В.Г. Микролегирование чугуна и стали.
М.,Металлургия, 1986, 272с.
4. Архаров В.И. Теория микролегирования сплавов. М., Машиностроение,
1975, 61с.
5. Ланская
К.А., Куликова Л.В., Яровой В.В. Микролегирующие и
примесные элементы в низколегированной хромомолибденованадиевой
стали. М., Металлургия, 176с.
6. Браун М.П. Микролегирование литых жаропрочных сталей. Киев%,
Наукова думка, 1974, 238с.
7. Олсон Д.Л. Метцбауэр Э., Лиу С., Парк И.Д. Прогнозирование свойств
металла швов повышенной прочности. Авт. сварка, 2003, №10-11, с.32-39.
8. Грабин В.Ф., Головко В.В., Соломийчук Т.Г., Гончаренко Е. И., Костин
В.А.
Анализ структурного состава металла швов, выполненных сварочными
проволоками ферритно-перлитного класса. Авт. сварка, 2003, №8, с.18-23.
9. Григоренко Г.М., Костин В.А., Головко В.В., Грабин В.Ф. Влияние
химической неоднородности на образование игольчатого феррита в
высокопрочном металле шва. Авт. сварка, 2004, №4, с.3-8.
10. Грабин В.Ф., Головко, Костин В.А., Алексеенко И.И. Морфологические
особенности микроструктуры металла швов низколегированных сталей с
ультранизким содержанием углерода. Авт. сварка, 2004, №7, с.17-22.
11. Yurioka N.: TMCP steel and their welding/ DOC.// WIX – 1739-94 rew/
(1995). Welding in the world, Vol. 35, #5, (1995).
12. Гривняк И., Матцуда Ф. Металлографические исследования мартенситноаустенитной составляющей (МАС) металла ЗТВ высокопрочных
низколегированных сталей // Автомат. Сварка.-1994.-№3.-С.22-30.
13. Гривняк И. Свариваемость современных высокопрочных сталей //
Сборник трудов междунар. Конф. «Сварка и родственные технологии – в
ХХI век».- Киев.-Ноябрь 1998. –С. 41-55.
14. Григоренко Г.М., Головко В.В., Костин В.А., Грабин В.Ф. / Влияние
микроструктурных факторов на склонность к хрупкому разрушению
сварных швов с ультранизким содержанием углерода // Автомат. Сварка. –
2005. - №1. – С. 3-11.
15. Макара А.М., Грабин В.Ф., Денисенко А.В., Васильев В.Г. О структуре
высокопрочных низколегированных швов. Автомат. сварка.-1969.-№6.С.11-15.
16. Положительные и отрицательные свойства остаточных микроэлементов в
стали. Новости черной металлургии России и зарубежных стран. ч.2, №3
(19), 1999, с.115-119.
17. Григоренко Г.М., Грабин В.Ф., Головко В.В., Костин В.А., Алексеенко
И.И.,
Капитанчук
Л.М.
Методика
определения
размеров
ультрадисперсных неметаллических включений в металле сврных швов
низколегированных сталей. Автомат. сварка, 2003.-;4.-С.28-30.
18. Атлас «Металлография железа».- Пер. с англ. Под редакцией акад.
Ф.Н.Тавадзе.- М.-Металлургия.-Т 2.-С.103.