Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 10, стр. 1088-1094

ВВЕДЕНИЕ

Важным аспектом в производстве труб высокого давления является применение высокопроизводительных способов их сварки. Среди сравнительно новых решений предлагается способ, основанный на сочетании двух технологических процессов: лазерно-гибридной (ЛГС) [1–4] и многодуговой сварки под слоем флюса (МДСФ) [5–7]. Такой вариант сварки предусматривает выполнение части сварного соединения (в области притупления) с использованием лазерного источника, а в области формирования внутреннего и наружного швов – МДСФ.

Данное технологическое решение характеризуется определенной теплофизической обстановкой в зоне сварки, отражающейся на кинетике превращений аустенита [8], являющихся основой микроструктурного состояния зоны термического влияния (ЗТВ).

МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

Исследования выполнены на трубной стали категории прочности Х70 следующего химического состава, мас. %: С 0.078; Mn 1.48; Si 0.28; Ni 0.21; Cr 0.13; Al 0.024; Nb 0.03; Ti 0.013; V < 0.002.

На рис. 1, вставка а, приведена фотография макрошлифа сварного соединения, центральная часть которого сформирована ЛГС с последующим наложением внутреннего и наружного облицовочных швов МДСФ. В связи с этим металл ЗТВ облицовочных швов испытывает однократное тепловое воздействие, а в ЗТВ шва, выполненного ЛГС – трехкратное.

Рис. 1.

Термические циклы сварки в центре пластины, на вставках: фотография микрошлифа (а) и торцевая засверловка под термопару (б).

Запись термических циклов сварки (ТЦС) проводилась в заводских условиях. Для регистрации параметров термических циклов использовали хромель-алюмелевые термопары диаметром 0.5 мм и регистрирующий прибор “Мемограф-М”. Приварку термопар в просверленные каналы (рис. 1, вставка б) осуществляли методом контактной термоимпульсной сварки. Каналы были просверлены параллельно наружной поверхности в месте где проводилась ЛГС. Ранее выполненная запись ТЦС рассматриваемых сварочных процессов [9] показала, что в околошовном участке зоны термического влияния (ОШУ ЗТВ) швов, сваренных МДСФ, скорость охлаждения металла в интервале температур диффузионного распада аустенита 800–500°С (w_8–5) составляет 2–5°С/с. При ЛГС металл ОШУ ЗТВ охлаждался со скоростью около 150°С/с. Затем этот металл нагревается до температур перекристаллизации, но ниже температуры интенсивного роста зерна аустенита, и охлаждается со скоростью около 30 и 20°С/с (рис. 1). Изучение особенностей превращения аустенита в этих условиях приведено в данной статье.

Кинетику фазовых превращений аустенита в зоне перегрева сварных соединений изучали с использованием дилатометрического метода [10]. Применяли закалочный дилатометр марки L78 RITA (Rapid Induction Thermal Analysis). Использовали серию цилиндрических образцов из исследованной стали размером 3 × 10 мм. К каждому образцу приваривали хромель-алюмелевую термопару. Образец помещали в кольцевой индуктор токов высокой частоты, расположенный в камере дилатометра, и фиксировали двумя кварцевыми стержнями, один из которых подвижный. Максимальная температура нагрева каждого образца составляла 1300°С, скорость нагрева – 150°С/с, а скорости охлаждения (w_8–5) изменялись в диапазоне от 2 до 150°С/с. Охлаждение металла осуществлялось равномерно и регулировалось расходом пропускаемого внутри камеры инертного газа (аргона). Скорости охлаждения металла соответствуют наиболее распространенным способам сварки: многодуговой автоматической сварке под флюсом, w_8–5 – 2–7°C/c (МДСФ); ручной дуговой сварке и автоматической сварке в защитных газах, w_8–5 – 20–60°C/c (РДС, АДСЗГ); лазерной сварке, w_8–5 – 70–100°C/c (ЛС) [11–13]. Определение твердости металла ОШУ ЗТВ по Виккерсу поводили по ГОСТ 6996 [14] на автоматическом твердомере марки Durascan с нагрузкой 10 Кгс (HV10). Микроструктуру металла ОШУ ЗТВ изучали с помощью оптического микроскопа марки “Meiji-Techno”, растрового (РЭМ) и просвечивающего (ПЭМ) электронных микроскопов марок “Phenom ProX” и “JEM-200CX” соответственно.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Анализ термокинетической (рис. 2) и структурной (рис. 3) диаграмм показывает, что распад аустенита в ОШУ ЗТВ стали категории прочности Х70 происходит преимущественно в бейнитной области. Это характерно для малоуглеродистых сталей, легированных элементами, образующими карбиды, которые стойки к растворению в аустените при сварочном нагреве [15] и сдерживают рост его зерна [11, 12].

Рис. 2.

Термокинетическая диаграмма распада аустенита в металле ОШУ ЗТВ исследованной стали.

Рис. 3.

Структурная диаграмма и изменение твердости в зависимости от скорости охлаждения металла ОШУ ЗТВ.

Ферритное превращение, протекающее по диффузионной кинетике, наблюдается в достаточно узком интервале температур (600–550°С), и только при скорости охлаждения менее 10 °С/с, что характерно для МДСФ (рис. 4а). Максимальное количество феррита (около 40%) образуется при скорости охлаждения около 2°С/с. При этом твердость металла ОШУ ЗТВ составляет около 200 HV₁₀ (рис. 3).

Рис. 4.

Микроструктуры металла ОШУ ЗТВ при скоростях охлаждения: а – 5; б – 30; в – 70; г –120°С/с.

Бейнитное превращение протекает в диапазоне температур от 550 до 500°С (w_8–5 = 2°С/с). Затем, с увеличением скорости охлаждения, этот температурный интервал расширяется и составляет примерно 550–450°С (при w_8–5 от 10 до 30°С/с) (рис. 4б). Дальнейшее повышение скорости охлаждения способствует снижению температуры начала формирования бейнита [16].

Появление мартенсита в структуре ОШУ ЗТВ фиксируется при скоростях охлаждения от 50°С/с и выше (рис. 4в, 4г). В диапазоне скоростей охлаждения 90–150°С/с, характерном для ЛГС, содержание мартенсита резко возрастает и при скорости охлаждения равной 150°С/с структура ОШУ ЗТВ полностью состоит из мартенситной фазы, а интервал ее образования ограничивается температурами примерно от 425–400 до 350–325°С.

При формировании преимущественно бейнитной структуры (рис. 3) твердость металла не превышала 300 HV₁₀. Появление в структуре мартенситной фазы способствует ее повышению и, при w_8–5 = 150°С/с, ее значение составляет около 350 HV₁₀.

Исследование морфологии микроструктурных составляющих (рис. 5 и 6) показало, что структура металла ОШУ ЗТВ, сформированная при w_8–5 = = 70°С/с (рис. 5а), состоит из смеси глобулярного (ГБФ) (рис. 6а) и реечного бейнитного феррита (РБФ) (рис. 6б) и содержит около 20% мартенситной фазы. При этом образуются участки (М + А) (рис. 6в–6д), в которых мартенсит, окруженный остаточным аустенитом, отличается от основного массива мартенсита [17]. Мартенсит в составе М + А-области характеризуется высокой плотностью дислокаций и степенью двойникованности. При этом доля остаточного аустенита, по сравнению с мартенситом, в составе М + А выше. Остаточный аустенит в М + А-области располагается по ее периферии, что хорошо просматривается на рис. 6г. На этом же рисунке видны аустенитные фрагменты не только в составе М + А, но и вне ее. Область (М + А) можно охарактеризовать как отдельную структурную составляющую. Такие области наблюдаются преимущественно в ГБФ и локализуются в большей степени по границам блоков бейнита [18, 19].

Рис. 5.

Микроструктура металла ОШУ ЗТВ при различных скоростях охлаждения, (РЭМ): а – 70; б – 90; в – 120; г – 150°C/c.

Рис. 6.

Глобулярный бейнитный феррит (а), реечный бейнитный феррит (б), мартенсит + остаточный аустенит (М + А) (в–д) в металле ОШУ ЗТВ при скорости охлаждения 70°С/с. а, б – Темнопольные изображения в рефлексах феррита; в – светлопольное изображение; г – темнопольное изображение в рефлексе аустенита; д – микродифракционная картина (ПЭМ).

С ростом скорости охлаждения до 90°С/с образовавшаяся структура содержит около 50% РБФ и 50% мартенситной фазы (рис. 5б). Увеличение скорости охлаждения до 120 и 150°С/с (рис. 5в, 5г) инициирует формирование структуры, состоящей преимущественно из мартенсита с небольшим содержанием (<20%) реечного бейнитного феррита. Такой структурно-фазовый состав может способствовать образованию холодных трещин.

Следует обратить внимание на то, что во всех рассматриваемых случаях области М + А носят единичный характер и не должны оказывать существенного влияния на свойства сварных соединений.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

На основании результатов выполненных исследований можно сделать следующие рекомендации, которые целесообразно учитывать при разработке режимов технологии, сочетающей лазерно-гибридную сварку и многодуговую сварку под слоем флюса:

– при формировании шва в центральной части сварного соединения методом ЛГС, необходимо чтобы скорости охлаждения металла ЗТВ не превышали 70–90°С/с, что, согласно кинетике распада аустенита, обеспечит формирование бейнитно-мартенситной структуры с содержанием мартенситной фазы не более 50%, а при последующем нагреве, в процессе выполнения облицовочных швов (методом МДСФ), скорость охлаждения металла сварного соединения должна изменяться в диапазоне от 10 до 30°С/с.