The influence of deformation on the structural phase state of heat-affected zone in the welded seam of 12Х18Н10Т steel.pdf Введение Известно, что сварные соединения в настоящее время являются элементами большинства конструкций. Из множества различных способов сварки, применяемых современной технологией, одним из самых распространенных способов до сих пор остается ручная дуговая сварка (РДС) плавящимися металлическими электродами, так как она может быть выполнена в любых труднодоступных местах, обеспечивая хорошее качество сварных швов. Поэтому задача увеличения качества сварных соединений и их надежности была и остается актуальной. Решение этой задачи базируется на знании процессов изменения структуры, фазового состава и механических свойств сварных швов в зависимости от условий работы сварных соединений. Это, прежде всего, зависит от качества стыков наплавленного и основного металлов, т.е. зоны термического влияния. Именно такие места являются наиболее опасными концентраторами напряжений, которые приводят к образованию трещин и различных дефектов [1, 2], что существенно снижает прочность и надежность сварного изделия. Прочность и надежность изделий со сварными швами зависит также и от состояния материала в самих швах. Поэтому знание структурно-фазового состояния материала сварного шва и стыков наплавленного и основного металлов (морфологии и состояния её дефектной субструктуры, фазового состава) позволит не только оценить прочностные свойства сварного изделия, но и даст возможность прогнозировать поведение шва в процессе его эксплуатации. В различных отраслях промышленности благодаря хорошему сочетанию высокой прочности и пластичности широко применяются аустенитные нержавеющие стали. Однако в большинстве аустенитных сталей изменение химического состава [3-6], деформация [3-5, 7-12], а также термические [3, 8, 11] и термомеханические [12, 13] воздействия могут привести к перестройке кристаллической решетки, а именно: аустенит (-фаза, обладающая ГЦК-кристаллической решеткой) может превращаться в мартенсит. При этом могут образовываться два типа мартенсита: -мартенсит, имеющий гексагональную плотноупакованную (ГПУ) кристаллическую решетку, и -мартенсит, имеющий объемноцентрированную (ОЦК) кристаллическую решетку. Оба типа мартенсита образуются бездиффузионным путем в такой последовательности: дв.    , где дв. - механические (или деформационные) микродвойники, обладающие ГЦК-кристаллической решеткой с параметром, равным параметру кристаллической решетки -фазы (аустенита). К превращениям кристаллической решетки может приводить и сварка [14, 15]. Отсюда следует, что после сварки и последующей деформации сварного соединения структура аустенитной стали может оказаться достаточно сложной и содержать кроме -фазы еще и мартенситные фазы. Цель настоящей работы - исследование структурно-фазового состояния зоны термического влияния сварного шва (зоны линии сплавления) и влияния степени пластической деформации на её фазовый состав и дефектную структуру. Материал и методы исследования Исследование проведено на сварном соединении, образованном РДС плавящимися электродами. Свариваемый (основной) металл - сталь 12Х18Н10Т, сварочный электрод - ЦЛ-11 (их химический состав приведен в таблице). Механические испытания на квазистатическое активное растяжение проводились на плоских образцах размером 200154 мм. Рабочая плоскость образца 20015 мм2 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 подвергались макротравлению в 4 %-м растворе HNO3. Химический состав стали 12Х18Н10Т и электрода ЦЛ11 (мас. %) Марка C Cr Ni Ti Mn Cu Nb Si P S 12Х18Н10Т 0.12 17.0-19.0 9.0-11.0 0.6-0.8 2.0 ± и д.с > д сохраняются во всех зернах -фазы зоны термического влияния. Это означает, что, во-первых, кристаллическая решетка -фазы как основного, так и наплавленного металлов в зоне термического влияния перед началом деформирования ( = 0) обладает только пластическим изгибом. Во-вторых, сварка не приводит к трещинообразованию материала. Это подтверждается электронно-микроскопическими исследованиями структуры материала - ни в одном участке зоны термического влияния не обнаружено наличия микротрещин. Структурно-фазовое состояние деформированной зоны термического влияния Зона основного металла Пластическая деформация до  = 5 % привела к некоторым изменениям в структуре стали в зоне основного металла, а именно: в зернах, в которых присутствовали только дефекты в виде сетчатой дислокационной субструктуры, теперь обнаруживаются микродвойники одной системы. Подтверждением тому, что микродвойникование происходит именно в таких зернах, служит тот факт, что зерен только с дислокационной субструктурой в материале не обнаруживается, зато появились зерна -фазы, в которых присутствует наряду с сетчатой ДСС одна система микродвойников. Объемная доля таких зерен при  = 5 % составляет ~ 10 % от объема всего материала, т.е. равна объемной доле бывших зерен, внутри которых присутствовали только дефекты в виде сетчатой ДСС. При этом доли других типов зерен остались на уровне состояния до деформации ( = 0). Таким образом, морфологическая структура стали в зоне основного металла после деформации  = = 5 % имеет следующий вид: 1) 40 % объема материала - зерна -фазы, в которых наряду с сетчатой ДСС присутствуют механические (или деформационные) микродвойники в виде пакетов одной или двух систем; 2) 10 % объема материала - зерна, в которых наряду с сетчатой ДСС присутствуют пластины -мартенсита; 3) 50 % объема материала - зерна, содержащие одновременно сетчатую ДСС, пакеты микродвойников и пластины -мартенсита (рис. 3, а, кривые 1-4). Рис. 3. Влияние степени пластической деформации  на средние по материалу параметры тонкой структуры стали 12Х18Н10Т после сварки в зоне основного металла: а - объемная доля PV зерен -фазы, содержащих только дислокации (кр. 1), деформационные микродвойники (кр. 2), пластинчатые выделения -мартенсита (кр. 3), деформационные микродвойники и выделения -мартенсита (кр. 4), и зерен -мартенсита (кр. 5); б - величина скалярной  (кр. 6) и избыточной ± (кр. 7) плотности дислокаций; в - амплитуда внутренних напряжений сдвига д.с (кр. 8) и локальных напряжений д (кр. 9) Увеличение степени пластической деформации до  = 37 % привело к дальнейшему существенному изменению структурно-фазового состояния материала, а именно к образованию еще одной фазы - зерен α-мартенсита (рис. 4), обладающего ОЦК-кристаллической решеткой. Объемная доля зерен α-мартенсита в материале составляет 15 % (рис. 3, а, кривая 5). Остальная часть материала (85 %) представлена зернами -фазы, причем примерно в 80 % зерен -фазы присутствуют одновременно пакеты микродвойников и пластины -мартенсита и лишь в незначительном количестве (~ 5 %) - зерна с пакетами микродвойников, но только одной системы (рис. 3, а, кривые 1-4). Таким образом, пластическая деформация сварного соединения в интервале деформации  = 5-37 % в зоне основного металла приводит к перестройке кристаллической решетки в направлении   дв.   . Пластическая деформация в зернах -фазы хотя и не изменила типа дислокационной субструктуры на начальной стадии ( = 5 %) (дислокационная субструктура по-прежнему остается сетчатой), однако привела к увеличению скалярной плотности дислокаций . Её среднее значение возросло практически в 1.5 раза (рис. 3, б, кривая 6). Дальнейшее увеличение степени пластической деформации до  = 37 % не повлияло на изменение величины  в зернах -фазы. Рис. 4. Электронно-микроскопичес¬кое изображение зерна -мартенсита В зернах -мартенсита дислокационная структура, как и в -зернах, также имеет вид дислокационных сеток (рис. 4). Средняя скалярная плотность дислокаций в зернах -мартенсита при  = = 37 % составляет величину, равную 2.21014 м-2, что в 2 раза меньше величины  в зернах -фазы. В результате средняя величина скалярной плотности дислокаций в целом по материалу зоны основного металла в интервале деформации  = 5-37 % изменяется незначительно (рис. 3, б, кривая 6). Пластическая деформация зоны основного металла в зернах -фазы привела к поляризации дислокационной структуры, хотя и незначительной - величина средней избыточной плотности дислокаций ± во всем интервале деформации  = 0-37 % равномерно увеличивается (рис. 3, б, кривая 7). При этом сохраняется соотношение  > ±. В зернах α-мартенсита дислокационная структура также поляризована. Однако, в отличие от зерен -фазы, при  = 37 % величина избыточной плотности дислокаций оказалась больше скалярной плотности дислокаций, то есть в зернах -мартенсита выполняется условие  < ±. Это означает, что дислокационная структура в зернах α-мартенсита при  = 37 % полностью поляризована. Поляризация дислокационной структуры как в зернах -фазы, так и в зернах α-мартенсита привела к возникновению внутренних напряжений. В зернах -фазы средняя величина напряжения сдвига Л в интервале деформации  = 0-5 % увеличилась примерно в 1.3 раза (рис. 3, в, кривая 8). При дальнейшем увеличении степени пластической деформации величина д.с практически не изменяется. Средняя величина локальных напряжений д равномерно увеличивается во всем интервале деформации (рис. 3, в, кривая 9), постоянно оставаясь меньше д.с, то есть сохраняется условие д.с > д. Это означает, что в зернах аустенита во всем интервале деформации  = 0-37 % изгиб-кручение кристаллической решетки -фазы носит чисто пластический характер. Иная картина наблюдается в зернах -мартенсита. Как отмечалось выше, превращение    начинается при  > 5 %. Проведенные измерения показали, что в интервале деформации  = = 5-37 % средняя амплитуда внутренних напряжений сдвига д.с = 295 МПа. Кроме того, выше отмечалось, что при  = 37 % выполняется условие  < ±. Это означает, что изгиб-кручение кристаллической решетки -фазы носит упругопластический характер, то есть д = дпл + дупр. Средняя величина моментных (локальных) напряжений оказалась равной д = 535 МПа. Отсюда следует, что в зернах -мартенсита при  = 37 % выполняется условие д.с < д, причем величина д превышает величину д.с почти в 2 раза. Как показали проведенные измерения, величина пластической составляющей моментных напряжений дпл составила 295 МПа, величина упругой составляющей дупр - 240 МПа, то есть примерно в 1.2 раза меньше, чем дпл. Это означает, что в зернах -мартенсита возникновение микротрещин маловероятно. Кроме того, как отмечалось выше, объемная доля -мартенсита составляет только 15 % от всего объема материала. Отсюда следует, что возникновения микротрещин, которые могут привести к разрушению материала, ожидать не следует. Это подтверждается электронно-микроскопическими исследованиями структуры - ни в одном зерне -мартенсита в зоне основного металла не обнаружено наличия микротрещин. Зона наплавленного металла Пластическая деформация зоны наплавленного металла приводит к более серьезным изменениям в структуре материала, чем в зоне основного металла. Уже при  = 5 % в зоне наплавленного металла не обнаруживаются и зерна, в которых присутствуют только дислокации, и зерна с пакетами микродвойников. Присутствуют зерна -фазы, содержащие пакеты пластин -мартенсита, и зерна, одновременно содержащие пакеты микродвойников и пластины -мартенсита. При этом доля зерен, содержащих пакеты пластин -мартенсита, уменьшилась до 30 % от объема материала, а доля зерен, содержащих одновременно пакеты микродвойников и пластины -мартенсита, увеличилась до 70 % (рис. 5, а, кривые 2-4). Это свидетельствует о том, что пластическая деформация привела к дальнейшему и более интенсивному   -фазовому превращению в зоне наплавленного металла в интервале деформации  = 0-5 %. Рис. 5. Влияние степени пластической деформации  на средние по материалу параметры тонкой структуры стали 12Х18Н10Т после сварки в зоне наплавленного металла: а - объемная доля PV зерен -фазы, содержащих деформационные микродвойники (кр. 2), пластинчатые выделения -мартенсита (кр. 3), деформационные микродвойники и выделения -мартенсита (кр. 4), и зерен -мартенсита (кр. 5); б - величина скалярной  (кр. 6) и избыточной ± (кр. 7) плотности дислокаций; в - амплитуда внутренних напряжений сдвига д.с (кр. 8) и локальных напряжений д (кр. 9) Увеличение степени пластической деформации в интервале  = 5-37 % сопровождается дальнейшим изменением структуры материала. Теперь, наряду с зернами -фазы, в зоне наплавленного металла присутствуют зерна -мартенсита. Объемная доля зерен α-мартенсита составляет 20 % (рис. 5, а, кривые 2-5). Следовательно, как и в зоне основного металла, пластическая деформация в интервале  = 5-37 % в зоне наплавленного металла приводит к    -превращению, но более интенсивному. Объемная доля зерен -фазы, содержащих одновременно пакеты микродвойников и пластины -мартенсита, составляет, как и при  = 5 %, от объема материала 70 %, а доля зерен -фазы с пластинами -мартенсита уменьшилась до 10 % (рис. 5, а, кривые 2-5). Дислокационная структура в зернах -фазы, как и до деформации, имеет вид плотных дислокационных сеток. В интервале деформации  = 0-5 % величина средней скалярной плотности дислокаций увеличилась в 1.3 раза (рис. 5, б, кривая 6). Увеличение степени пластической деформации в интервале  = 5-37 % привело к интенсивной фрагментации дислокационной структуры в аустенитных зернах -фазы. Средний размер дислокационных фрагментов составляет величину ~ 400 нм. Несмотря на фрагментацию, скалярная плотность дислокаций в зернах -фазы продолжает равномерно увеличиваться, и при  = 37 % её значение составляет 3.81014 м-2. Таким образом, в зернах -фазы зоны наплавленного металла при увеличении степени пластической деформации в интервале  = 0-37 %, во-первых, величина скалярной плотности дислокаций оказывается меньше, чем в зоне основного металла, и, во-вторых, пластическая деформация приводит к изменению типа дислокационной субструктуры. В зернах -мартенсита среднее значение  при  = 37 % составляет 1.61010 см 2, то есть более чем в 2 раза меньше, чем в зернах -фазы. Дислокационная структура в зернах -мартенсита, как и в зоне основного металла, имеет вид дислокационных сеток. Средняя скалярная плотность дислокаций по всему объему материала в зоне наплавленного металла при  = 37 % несколько уменьшилась по сравнению с материалом, деформированном при  = 5 %, хотя и незначительно (рис. 5, б, кривая 6). Как и в зоне основного металла, пластическая деформация в зоне наплавленного металла привела к поляризации дислокационной структуры и в зернах -фазы, и в зернах -мартенсита. Однако средняя по всему объему материала избыточная плотность дислокаций при увеличении степени пластической деформации во всем интервале  = 0-37 % увеличивается незначительно (рис. 5, б, кривая 7). При этом в зернах -фазы сохраняется условие  > ±. В зернах -мартенсита при увеличении степени пластической деформации от  = 5 % до  = 37 % (именно в этом интервале деформации происходит     -превращение) величина избыточной плотности дислокаций ± оказалась выше величины скалярной плотности дислокаций, то есть  < ±. Таким образом, дислокационная структура в зернах -мартенсита, как и в зоне основного металла, полностью поляризована. В -фазе зоны наплавленного металла при всех исследованных степенях пластической деформации условие д.с > д сохраняется во всех зернах. При этом выполняется условие  > ±. Следовательно, кристаллическая решетка -фазы в зоне наплавленного металла обладает только пластическим изгибом. В зернах -мартенсита в интервале  = 5-37 %, как и в зоне основного металла, д.с < д. Таким образом, как и в зоне основного металла, кристаллическая решетка -мартен¬сита имеет также искажения упругопластического типа, то есть д = дпл + дупр. При этом средняя величина моментных (локальных) напряжений д = 300 МПа, причем пластическая составляющая дпл = 255 МПа, упругая - практически на порядок меньше (дупр = 45 МПа). В среднем по материалу в зоне наплавленного металла значения ± и д с ростом пластической деформации равномерно увеличиваются и постепенно сближаются со значениями соответственно  и д.с. В целом, по материалу в зоне наплавленного металла во всем интервале деформации  = 0-37 % выполняются следующие условия:  > ± и д.с > д (рис. 5, б, в). Таким образом, хотя в зоне наплавленного металла по сравнению с зоной основного металла превращение      проходит более интенсивно, амплитуда внутренних напряжений (как напряжений сдвига, так и локальных напряжений) оказывается меньше. Заключение Методом просвечивающей дифракционной электронной микроскопии проведено исследование структурно-фазового состояния зоны термического влияния сварного шва, выполненного ручной дуговой сваркой на стали аустенитного класса 12Х18Н10Т. Установлено, что сварка приводит к образованию -мартенсита как в зоне основного (свариваемого) металла, так и в зоне наплавленного металла. В зоне наплавленного металла превращение    проходит более интенсивно. Сварка методом РДС во всей зоне термического влияния в -фазе не приводит к упругому искажению кристаллической решетки. Пластическая деформация сварного соединения в интервале  = 0-5 % во всей зоне термического влияния приводит к дальнейшему фазовому   -превращению. В зоне наплавленного металла это превращение также проходит более интенсивно. Дальнейшее повышение степени пластической деформации приводит к фазовому     -превращению и упругопластическому искажению кристаллической решетки -фазы. В целом, по всему объему материала в зоне термического влияния при всех исследованных степенях пластической деформации выполняются следующие условия: величина скалярной плотности дислокаций выше избыточной и амплитуда внутренних напряжений сдвига выше дальнодействующих. При этом все количественные характеристики тонкой структуры (скалярная и избыточная плотность дислокаций, внутренние напряжения сдвига и дальнодействующие напряжения) в зоне наплавленного металла оказались меньше, чем в зоне основного металла.

Скачать электронную версию публикации