Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 6, стр. 661-667

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время в связи с развитием передовых технологий изготовления крупногабаритных сварных конструкций специального назначения появилась необходимость в исследовании процессов, происходящих в сварных швах при интенсивном ударном воздействии. Назрела острая потребность в разработке нового состава порошковой проволоки, который позволил бы изготовить конструкцию со сварным швом, характеризующимся высокой стойкостью к интенсивному динамическому воздействию (ИДВ), возникающему, например, при соударении летящего с высокой скоростью (~740 м/с) металлического предмета с металлом шва.

Имеются данные о том, что существенное повышение прочностных характеристик и сопротивления деформации может быть достигнуто в сталях, в которых при пластической деформации протекает мартенситное превращение за счет наличия в исходной структуре метастабильного аустенита [1]. Деформация, в том числе – динамический удар, должна вызывать в таких сталях развитие мартенситного превращения, что способствует снятию напряжений в вершине распространяющейся трещины и локальному повышению пластических свойств стали. В конечном итоге такое поведение металла конструкции в процессе динамических воздействий должно препятствовать его разрушению.

Особенности развития мартенситного превращения в значительной степени определяются условиями деформирования метастабильного аустенита. Известно, что наиболее эффективно протеканию γ → α'-превращения в метастабильных аустенитных сталях способствует низкотемпературная деформация прокаткой, содержание мартенсита при этом возрастает с 40 до 80%, а предел текучести увеличивается до 1300 МПа [2, 3]. Описано формирование гетерофазного наноструктурного γ + α'-состояния в результате превращения аустенита в мартенсит в процессе деформации кручением под давлением [4]. Установлено влияние на мартенситное превращение деформации трением [5], равноканальным угловым прессованием (РКУП) [6] и деформации волочением [7]. Изучено воздействие на мартенситное превращение фрикционной обработки индентором; показано, что в результате такой обработки вблизи поверхности создается слой с нанокристаллическими и фрагментированными субмикрокристаллическими структурами [8]. Однако влияние ИДВ, характеризующегося высокой скоростью деформации, на развитие превращения аустенит → мартенсит в таких сталях исследовано недостаточно, между тем влияние скорости деформации может быть значительным [9]. Особый интерес представляет поведение при ИДВ металла сварных швов в высокопрочных конструкциях ответственного назначения.

Целью данной работы являлось исследование мартенситного превращения в сварном шве со структурой метастабильного аустенита в результате ИДВ, определение количества образующегося мартенсита деформации, величины упрочнения металла сварного шва.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

В качестве материала для исследований были выбраны сварные соединения из стали типа 20ХГСНМ, используемой для изготовления крупногабаритных сварных конструкций и имеющей химический состав, указанный в табл. 1.

Сварку листов стали 20ХГСНМ толщиной 18 мм производили методом автоматической электродуговой сварки в смеси защитных газов (82% Ar + + 18% CO₂). Были исследованы сварные соединения (рис. 1а), выполненные с использованием сочетания двух сварочных проволок (нижний подслой – сварочной проволокой Св-10ГСМТ и два верхних слоя – порошковой проволокой нового класса ПП-УТМ). Химический состав металла шва, полученного при использовании проволоки ПП-УТМ, приведен в табл. 2.

Рис. 1.

Макроструктура сварных соединений: а – сварной образец без динамического воздействия; б – после интенсивного динамического воздействия; 1, 2 – линии замера микротвердости через слой, выполненный проволокой ПП-УТМ.

ИДВ на сварное соединение было осуществлено за счет соударения летящего металлического предмета с металлом шва. Спецификой такого воздействия является локальность приложения нагрузки (металл шва) и высокая скорость нагружения (740 м/с) в условиях сжимающих напряжений. В процессе ИДВ верхние слои металла шва, выполненные из сварочной проволоки ПП-УТМ, испытывали значительную пластическую деформацию, при этом выпуклый валик металла шва трансформировался в углубленный “кратер” (рис. 1б). Поскольку область развития пластической деформации была ограничена преимущественно верхними слоями сварного шва, целостность сварного соединения сохранялась.

Металлографическое исследование осуществляли на микроскопе Неофот-30. Поверхность шлифов была ориентирована перпендикулярно поверхности сварного соединения. Для выявления микроструктуры основного металла, зон термического влияния и подслоя, выполненного с помощью сварочной проволоки Св-10ГСМТ, использовали 4%-ный раствор HNO₃. Для выявления микроструктуры слоя, выполненного с помощью сварочной проволоки ПП-УТМ, использовали травитель, содержащий 10 мл HCl; 3 мл HNO₃; 100 мл C₂H₅OH. Более детальные исследования структуры проводили методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) на микроскопе Quanta 200, оснащенном энергодисперсионным спектрометром.

Химический состав металла сварного шва, полученного при использовании сварочной проволоки, определяли на настольном оптико-эмиссионном спектрометре Q4 Tasman (Bruker), а также на портативном рентгено-флуоресцентном спектрометре с SDD-детектором S1 Titan (Bruker).

Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0.98 Н.

Рентгеноструктурное исследование проводили на дифрактометре ДРОН-УМ1 в излучении Fe с применением монохроматора при напряжении 30 кВ и величине тока 20 мА по методике [10]. Рентгеновские спектры получали в интервале двойных углов Вульфа–Брэгга 2θ = 54.0°–58.5°. Для количественной оценки фазового состава в состоянии после сварки использовали образец, рабочая поверхность которого содержала верхний слой металла шва, выполненный порошковой проволокой ПП-УТМ. Второй образец был вырезан из сварного соединения, повергнутого ИДВ, таким образом, что плоскость исследуемого образца включала поверхность следа от удара летящего с высокой скоростью предмета (см. рис. 1б).

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Исследования сварного образца до динамических испытаний. Общий вид исследованных сварных соединений показан на рис. 1. Микроструктура слоя, выполненного сварочной проволокой ПП-УТМ, показана на рис. 2. Нижний подслой, выполненный с помощью сварочной проволоки Св-10ГСМТ, имеет феррито-бейнитную структуру (рис. 2а). Верхние слои, выполненные сварочной проволокой ПП-УТМ, состоят из аустенита (~40%), мартенсита (~40–50%) и небольшого количества δ-феррита (не более 10%) (рис. 2б). При кристаллизации верхних слоев шва образовались столбчатые зерна аустенита, длинная ось которых ориентирована от линии сплавления с подслоем Св-10ГСМТ к центральной области слоя ПП-УТМ.

Рис. 2.

Микроструктура шва в сварном соединении стали 20ХГСНМ: а – микроструктура нижнего подслоя сварного шва, выполненного с помощью проволоки Св-10ГСМТ; б, в – микроструктура слоя, выполненного сварочной проволокой ПП-УТМ; г – микроструктура слоя ПП-УТМ после ИДВ.

Измерение микротвердости вдоль линии, проходящей через слой, выполненный с помощью сварочной проволоки ПП-УТМ (линия замеров 1 на рис. 1а), показало, что микротвердость металла данного слоя составляет 520–550 HV. В зоне термического влияния (ЗТВ) микротвердость закономерно уменьшается с максимальных значений на участке перегрева 400 HV до минимальных значений на участке кратковременного отпуска 280 HV, а затем плавно увеличивается до микротвердости основного металла 350 HV (рис. 3а).

Рис. 3.

Микротвердость сварного соединения, выполненного с использованием сочетания сварочных проволок Св-10ГСМТ и ПП-УТМ: а – в исходном состоянии (после сварки); б – после ИДВ, измерение микротвердости происходило от края “кратера” в сторону зоны термического влияния.

Структура и микротвердость сварного шва после ИДВ. В верхнем слое металла шва после травления были выявлены микротрещины, имеющие извилистый характер (рис. 4а). Кроме того, были обнаружены узкие полосы (шириной ~10–20 мкм), так называемые зоны локализованной деформации, часто пересекающиеся под острыми углами (указаны стрелками на рис. 4б).

Рис. 4.

Микроструктура слоя, выполненного сварочной проволокой ПП-УТМ, после ИДВ: а – разветвленные микротрещины; б, в – микротрещины и полосы локализованной деформации.

Видно, что микротрещины, распространяясь вначале вблизи полосы локализованной деформации, изменили свою траекторию. При интенсивном ударном воздействии деформация была столь значительной, что вызвала не только появление полос локализованного сдвига, но и вихревое течение металла (указано стрелками на рис. 4в).

Иллюстрацию того, что представляет собой полоса локализованной деформации (рис. 4) дает изображение, полученное методом СЭМ (рис. 5). Видно, что в пределах полосы материал испытал деформацию с чрезвычайно высокой степенью, вследствие которой произошло образование нанокристаллической структуры, размер фрагментов не превышает 100 нм.

Рис. 5.

Полоса локализованной деформации (а) и фрагментация структуры (б) в слое, выполненном сварочной проволокой ПП-УТМ, после ИДВ (СЭМ).

Металлографические исследования показали, что в результате ИДВ изменился фазовый состав верхнего слоя металла шва: образовалось некоторое количество мартенсита деформации. В итоге общее количество мартенсита в структуре увеличилось до ~70–80% (до динамического воздействия количество мартенсита составляло ~40–50%), количество аустенита уменьшилось до ~20%, а количество δ-феррита осталось прежним, ~10% (рис. 2б–2г). Извилистый вид трещин, по-видимому, связан с тем, что в момент появления мартенсита перед фронтом растущей трещины локальная область материала упрочняется, благодаря чему развивающаяся трещина изменяет свою траекторию.

Результаты определения микротвердости (см. рис. 3б, линия замеров 2 на рис. 1б), показывают, что слой, выполненный с помощью сварочной проволоки ПП-УТМ, после ИДВ имеет более высокий уровень микротвердости, чем в состоянии после сварки, ~700 HV. Высокий уровень микротвердости сохраняется вплоть до расстояния 5.5 мм от края “кратера”, а затем резко уменьшается до величины микротвердости зоны термического влияния, то есть ~370 HV.

Таким образом, исследования структуры, дополненные измерениями микротвердости, показали, что после ИДВ в слое, выполненном сварочной проволокой ПП-УТМ, произошло существенное упрочнение, которое обусловлено двумя причинами: распадом остаточного аустенита в связи с развитием в нем мартенситного превращения, а также наклепом.

Для сравнения необходимо отметить, что микротвердость слоя, выполненного с помощью сварочной проволоки Св-10ГСМТ, после ИДВ практически не изменилась и равна 300 HV, что незначительно выше, чем микротвердость данного слоя в образце, не подвергавшемся динамическому воздействию (280 HV).

Рентгеноструктурные исследования. Дифрактограмма, полученная с металла шва после сварки, представлена на рис. 6а. Съемка проводилась с поверхности шлифа, подвергнутой электролитической полировке на глубину 0.1 мм. Полученные при этом данные характеризуют состояние металла в объеме шва. На дифрактограмме в интервале углов 2θ = 54.0°–58.5° идентифицируется аустенитная линия 111А; количество аустенита составляет 49%. Чуть далее по углам располагается общий пик для рефлексов мартенсита 011 М, 110 М и феррита α‑Fe 011, рис. 6а. Определить раздельное количество этих структурных составляющих методом рентгеноструктурного анализа не представляется возможным, для этой цели воспользовались диаграммой Шеффлера.

Рис. 6.

Дифрактограммы металла шва в состоянии после сварки: а – съемка после электролитической полировки поверхности шлифа на глубину 0.1 мм; б – съемка с поверхности, возникшей в результате ИДВ.

Рассчитанные для химического состава сварочной проволоки ПП-УТМ эквиваленты по хрому и никелю составляют Cr_экв = 17.5 и Ni_экв = 7.73 [11]. При этом, согласно диаграмме Шеффлера количество δ-феррита в структуре стали оценивается приблизительно 10%. [11]. Следовательно, доля мартенсита, возникшего при охлаждении металла шва (мартенсита охлаждения), составляет в % 100 – 49 – 10 = 41.

Картина рентгеновской дифракции, снятая с металла шва после ИДВ, существенно отличается (рис. 6б). При сравнении дифрактограмм, представленных на рис. 6а и рис. 6б, видно, что относительная интенсивность аустенитной линии 111А после ИДВ заметно снизилась, а относительная интенсивность максимума, который воспроизводит положение линий 011 М, 110 М и α‑Fe 011, возросла.

Расчеты показывают: доля аустенита в структуре металла шва сократилась почти вдвое и составляет 23%. Поскольку количество феррита осталось неизменным, можно утверждать, что изменение фазового состава произошло за счет образования мартенсита деформации в количестве 26%.

Результаты рентгеноструктурного анализа и данные металлографии, полученные в настоящей работе, подтверждаются литературными сведениями о склонности аустенита, присутствующего в структуре металла шва, к мартенситному превращению. Температура М_Д50, при которой 50% мартенсита образуется под воздействием деформации 30%, может быть определена аналитически [12]:

Для химического состава сварочной проволоки ПП-УТМ, данный показатель равен М_Д50 = = (97– 118)°С. Следовательно, при температуре ИДВ, близкой к комнатной, аустенит метастабилен и в металле сварного шва может происходить образование мартенсита деформации.

ВЫВОДЫ

1. Металл сварного шва, выполненного с использованием сварочной проволоки ПП-УТМ, имеет многофазный состав и состоит из δ-феррита, аустенита и мартенсита, количество которого составляет 41%. Микротвердость такой структуры равна 520–550 HV.

2. В процессе ИДВ металл шва испытывает пластическую деформацию при сохранении целостности сварного соединения. В структуре наклепанного слоя возникают полосы локализованной деформации, области вихревого течения металла и многочисленные извилистые трещины.

3. Метастабильный аустенит, присутствующий в структуре металла шва в состоянии после сварки, испытывает мартенситное превращение при последующем ИДВ. Количество мартенсита деформации составляет 26%, а общее количество мартенсита в фазовом составе достигает 67%.

4. За счет развития пластической деформации и увеличения количества мартенсита твердость наклепанного слоя увеличивается примерно на треть и достигает значений 700 HV, что способствует повышению конструктивной прочности сварного соединения.

Данная работа выполнена в рамках темы “Структура” (№ АААА-А18-118020190116-6) при частичной поддержке Комплексной программы УрО РАН (проект № 18-10-2-39). Электронно-микроскопические исследования выполнены в Центре коллективного пользования “Электронная микроскопия” УрО РАН – отделе электронной микроскопии “Испытательного центра нанотехнологий и перспективных материалов” ИФМ УрО РАН.