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 σ_т≤400 МПа, а σ_т>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.

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: I_св = 200-220А,  U_д =26-27В, V_св =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 МАК-фазы 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.

В ходе исследований определен химический состав и механические свойства металла швов (табл.1, 2, 3).

                                 Таблица 1. Химический состав металла шва

                                Таблица 2. Механические свойства металла шва

                               Таблица 3. Механические свойства металла шва  на стали 09Г2С

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.

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 МАК-фазы 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.

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 №1 микролигированного бором

 (пикрат натрия, ×1000)

Рис.4

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 мартенситно-аустенитной 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.