CC BY
52
Поворотная мода деформации как основа для выбора критерия оптимизации термической обработки сварных соединений высокоазотистой стали
B.C. Плешанов, В.Е. Панин, С.П. Буркова, Н.А. Наркевич
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
Изучены механизмы локализации пластической деформации и разрушения на мезомасштабном уровне сварных соединений закаленных и холоднокатаных поликристаллов высокоазотистой стали в условиях растяжения. Представлены результаты металлографических исследований и механические свойства сварных соединений. Рассмотрено влияние термической обработки на структурные превращения и мезомасштабные закономерности локализации пластического течения, предшествующего разрушению. В процессе нагружения проанализированы количественные характеристики и кинетика поворотной моды деформации в зоне термического влияния, позволяющие оптимизировать режимы термической обработки сварных соединений.
1. Введение
Уникальные механические свойства холоднодефор-мированных металлов и сплавов (высокие значения прочности, упругости, релаксационной стойкости и др.) обусловили их широкое использование в качестве упругих элементов различного назначения: демпферов, мембран, пружин, сильфонов и т.п. [1]. Одним из перспективных нержавеющих материалов для изготовления упругих элементов являются холоднокатаные аустенитные хромомарганцевые стали, легированные азотом. Распространенным способом крепления таких элементов к узлам конструкций является сварка плавлением. Согласно технологическому процессу, после операции сварки изделие подвергают термической обработке — старению. При сварке в материале формируются специфические диссипативные структуры, определяющие особенности фазовых превращений при старении и механические свойства сварных соединений.
Швы и околошовные зоны сварных конструкций работают в наиболее тяжелых условиях, при этом серьезной проблемой остаются структурная, химическая и геометрическая неоднородности, влияющие на механические свойства. Изучению структурно-химической неоднородности сварных соединений и способам ее устранения посвящено значительное число работ [2, 3 и др.], однако достаточно слабо изучены мезомасштабные механизмы влияния структурной неоднородности на осо-
бенности локализации деформации и прочностные характеристики сварных соединений. Исследованию этих вопросов с позиций физической мезомеханики материалов и посвящена настоящая работа.
2. Материал и методика исследований
В качестве материала для исследований использовали высокоазотистую сталь Х17АГ18 (Сг — 17 %, Мп — 18 %, С — 0.07 %, N — 0.6 % вес.) в закаленном и нагартованном холодной прокаткой (степень обжатия е = 80 %) состояниях. Данная сталь после закалки имеет аустенитную структуру с размером зерна 10-15 мкм. При деформации прокаткой со степенью е > 70 % начинается фрагментация материала. Прочностные свойства холоднокатаной стали повышаются в связи с увеличением плотности деформационных дефектов и формированием текстуры.
Образцы для экспериментов изготавливали следующим образом. Металлическая лента после прокатки разрезалась на пластины длиной 80 мм. Для изготовления сварных соединений из этих пластин использовали аргонодуговую и электронно-лучевую установки. Заданные режимы высокоэнергетического воздействия обеспечивали формирование в стыках пластин литой зоны (сварного шва). Затем из пластин со сварным швом вырезали на электроэрозионном станке образцы сечением
© Плешанов B.C., Панин В.Е., Буркова С.П., Наркевич Н.А., 2002
Рис. 1. Схема и геометрические размеры (в мм) образцов
4 х 0.8 мм2 и длиной рабочей части 35 мм. Схема образцов приведена на рис. 1.
Изучение мезомасштабных механизмов пластического течения и разрушения сварных соединений в условиях статического растяжения проводилось с использованием оптико-телевизионного измерительного комплекса ТОМ^С, позволяющего путем построения и обработки полей векторов смещений с высоким разрешением получать распределения пластической деформации на мезоуровне в протяженных зонах нагруженного материала, а также определять количественные значения локальных компонент тензора пластической дисторсии [4]. Скорость растяжения составляла (1.5^3.0)х10-5 с-1. Анализ микроструктуры в областях «шов - зона термического влияния - основной металл» проводили на металлографическом микроскопе NEOPHOT, микротвердость измеряли на твердомере ПМТ-3 при нагрузке 50 г, диаграммы растяжения получали на установке Schenck Sinus-100.40 при скорости растяжения 0.05 мм/мин.
3. Результаты эксперимента и их обсуждение
При сварке предварительно деформированной холодной прокаткой высокоазотистой стали происходит разупрочнение литой зоны шва и зоны термического влияния, связанное с переплавом, рекристаллизацией и уменьшением плотности дефектов структуры по срав-
нению с основным металлом. Металлографическая структура сварного соединения холоднокатаной стали приведена на рис. 2. Литая зона шва имеет дендритноячеистую структуру. Зона термического влияния состоит из нескольких участков. На участке у границы сплавления под действием высокой температуры прошла полная рекристаллизация металла путем зарождения новых зерен на границах деформированных зерен,
и, таким образом, произошло измельчение структуры. Следующий за ним участок имеет более крупное зерно, в этой области материал претерпевает процесс вторичной рекристаллизации путем дальнейшего роста зерен, но уже с меньшей скоростью, и последующего поглощения одних зерен другими. Следствием этого является разнозернистость материала. Далее идет участок, претерпевший первичную рекристаллизацию, а за ним участок с частичной рекристаллизацией и область с плавным переходом в структуру основного металла.
Неравновесные условия кристаллизации, незаконченные процессы диффузионного или конвективного выравнивания состава расплава и твердой фазы вызывают также химическую неоднородность металла сварного соединения. В свою очередь, структурная и химическая неоднородности обусловливают неоднородное распределение механических свойств и пластической деформации в различных зонах сварного соединения при нагружении.
В сварных соединениях холоднокатаной стали без термообработки на первом этапе пластическое течение в основном локализуется в литой зоне шва, где оно, как правило, представляет собой упорядоченную мезо-масштабную картину в виде нескольких перемещающихся эквидистантных фронтов деформации (рис. 3). Эти фронты, по сути, представляют собой волны гофрирования субмиллиметрового диапазона, природа ко-
Рис. 2. Структура сварного соединения холоднокатаной (прокат, е = 80 %) стали Х17АГ18 (ОМ — основной металл, ЗТВ — зона термического влияния)
0.60
Рис. 3. Деформационные волны гофрирования в аргонодуговом (а) и электронно-лучевом (б) швах сварного соединения
торых связана с потоками деформационных дефектов вдоль поверхностного слоя материала [5]. Волны распространяются вдоль оси растяжения (поперек шва) от одной из границ раздела «зона термического влияния -шов», являющихся макроконцентраторами напряжений. Пространственный период X волн гофрирования зависит от ширины зоны переплава: для аргонодугового сварного шва шириной 2.0-2.5 мм значение X составляет -0.3 мм (рис. 3, а), для электронно-лучевого шва шириной 0.8-1.0 мм X - 0.15 мм (рис. 3, б). Ранее подобные феноменологические закономерности на макроуровне (X - 5 мм) наблюдали методом спекл-интерфе-рометрии [6]. Эволюция волн деформации в шве быстро приводит к образованию стационарных областей сильно локализованного пластического течения вблизи одной из границ «зона термического влияния - шов», где и происходит разрушение. Неудовлетворительные механические и эксплуатационные свойства таких сварных соединений обусловливают необходимость разработки и использования технологий термической обработки.
Согласно технологическому процессу изготовления упругих элементов из дисперсионно-твердеющих сплавов, к которым относится исследуемая сталь Х17АГ18, используется следующая последовательность операций: закалка - формоизменение - сварка - старение [7]. Как было отмечено выше, после сварки в металле шва и зоны термического влияния формируются структурная, химическая и механическая неоднородности, влияющие на процесс выделения упрочняющей фазы при старении.
При нагреве во время старения идет выделение упрочняющей фазы Сг^ и (СгМп)^ одновременно по прерывистому и непрерывному механизмам в литой зоне шва и в основном металле. В связи с этим формируется структура смешанного типа распада, выявляющаяся различными областями травимости. В зоне расплава
при охлаждении металл кристаллизуется с образованием дендритно-ячеистой структуры, и при последующем старении в этой области путем миграции большеугловых границ протекает реакция прерывистого выделения упрочняющей фазы [7]. Отсутствие прерывистого распада в зоне термического влияния обусловлено тем, что эта область металла при сварке нагревается до температур растворения нитридных и карбидных частиц (более 1200 °С). Последующее быстрое охлаждение фиксирует состояние пересыщенного твердого раствора. При старении на границах зерен выделяются дисперсные карбидные частицы (Сг,Мп,Бе)23С6. Тот факт, что карбиды хрома выделяются при распаде аусте-нита раньше нитридов, по-видимому, связан с меньшей растворимостью углерода в аустените по сравнению с растворимостью азота, а также возникновением более благоприятных термодинамических условий, заключающихся в меньших затратах энергии на выделение из твердого раствора [8]. Эти частицы закрепляют границы зерен и препятствуют развитию процессов граничной диффузии и прерывистого распада. Выделение частиц Сг^ проходит медленно по непрерывному механизму, поэтому зона термического влияния слабо упрочнена. В более удаленных от шва областях зоны термического влияния, где температура не превышала 1200 °С, при старении прерывистый распад протекает так же, как и в основном металле, не претерпевшем термического влияния. В материале шва, имеющем дендритно-ячеистую структуру, при старении на большеугловых границах карбидные частицы не выделяются. Вероятно, они образуются на границах дендритов [9].
При нагружении сварных соединений закаленной стали после старения локализация пластического течения сосредоточивается в зоне термического влияния, что связано с ее меньшей прочностью (рис. 4, кривая 2) и активацией в этой зоне сдвиговых и поворотных мод
Нц, МПа
/Я ’-‘’-о: К /2 /3 I
Гг- V
Г V
1 1 1 1 1 А
1 1 1 1 1
.0 -1.5 -1.0 | 0.0 1.0 1.5 мм
ОМ ЗТВ і Шов 1 ЗТВ ОМ
Рис. 4. Распределение микротвердости в сварном соединении закаленной стали Х17АГ18: 1 — закалка от 1200 °С, электронно-лучевая сварка; 2 — закалка от 1200 °С, электронно-лучевая сварка, старение 700 °С (4 часа); 3 — закалка от 1200 °С, электронно-лучевая сварка, зональная термическая обработка, старение 700 °С (4 часа)
деформации. Учет и анализ поворотной компоненты в данном случае являются принципиальными и хорошо согласуются с положениями физической мезомеханики, согласно которым ротационные моды деформации лежат в основе процессов разрушения материалов [10, 11 ]. В процессе нагружения пластическое течение реализуется во все более узкой области зоны термического влияния, а значения поворотной моды деформации непрерывно растут, что приводит к мезоскопической фрагментации материала и последующему разрушению сварного соединения в околошовной зоне. Рис. 5 наглядно иллюстрирует динамику распределения зон локализованной деформации в этой области.
Растяжение сварного соединения холоднокатаной стали после операции общей термической обработки (старения) показало, что и в этом случае (аналогично сварным соединениям закаленной стали) локализация пластического течения преимущественно происходит в зоне термического влияния. Но для данного состояния характерна низкая пластичность сварных соединений
0.60
0.75.
0.45 , .
0.30^
УФ
Рис. 5. Эволюция продольной компоненты тензора дисторсии ехх при различных значениях относительного удлинения 5: 6.2 (б); 8.4 (в); 11.8% (г) на участке «шов - зона термического влияния - основной металл» сварного соединения (а) закаленной стали с последующим старением
Рис. 6. Кривые течения сварных соединений стали Х17АГ18: 1 — закалка, электронно-лучевая сварка, старение; 2 — закалка, электронно-лучевая сварка, зональная термическая обработка, старение; 3 — холодная прокатка, электронно-лучевая сварка, старение; 4 — холодная прокатка, электронно-лучевая сварка, зональная термическая обработка, старение
(рис. 6, кривая 3), связанная с высокой прочностью основного металла и узкими областями локализованной деформации в зоне термического влияния. Структуры шва и зоны термического влияния аналогичны соответствующим структурам сварного соединения закаленной стали, то есть в структуре шва протекает реакция прерывистого выделения частиц, а в зоне термического влияния прерывистый распад при старении не происходит. В зависимости от степени предварительной холодной прокатки в основном металле при старении частицы второй фазы могут выделяться по прерывистому (при прокатке до 8 = 80 %) или непрерывному (при прокатке 8 > 80 %) механизму [12]. Микротвердость основного металла, несмотря на увеличение доли нитридной составляющей в структуре, снижается из-за интенсивно идущих процессов коагуляции и обеднения твердого
Нц, МПа
5000
4000
3000
2000
-2
/3
Ед2
*4
.0 в ом -1.5 -1.0 ЗТВ 0.0 Шов 1.0 1.5 ЗТВ Iмм ОМ^
Рис. 7. Распределение микротвердости в сварном соединении холоднокатаной стали Х17АГ18: 1 — холодная прокатка, е = 80 %, электронно-лучевая сварка; 2 — холодная прокатка, е = 80 %, электроннолучевая сварка, старение 700 °С (4 часа); 3 — холодная прокатка, е = 80 %; электронно-лучевая сварка, зональная термическая обработка, старение 700 °С (4 часа)
0.60
Рис. 8. Оптическое изображение участка «зона термического влияния - шов - зона термического влияния» сварного соединения холоднокатаной стали с последующим старением при степени деформации 5 = 0.7 % (а). Распределение продольных е хх (б), сдвиговых е и поворотных ю2 (в) компонент тензора дисторсии на данном участке
раствора (рис. 7, кривая 2). Различие значений микротвердости основного металла и зоны термического влияния превышает 1000 МПа, а шва и зоны термического влияния — 500 МПа. Поэтому зона термического влияния является местом сильно выраженной локализации пластического течения (рис. 8).
Это инициирует развитие в сварном соединении ме-
Рис. 9. Эволюция продольной компоненты тензора дисторсии 8хх (5 = 14.4 (б); 18.4 (в); 20.2 % (г)) на участке «шов - зона термического влияния - основной металл» сварного соединения (а) закаленной стали с зональной обработкой зоны термического влияния и последующим старением
ханизмов деформации мезомасштабного уровня уже на начальной стадии нагружения [13], что, в свою очередь, активирует резкое усиление в области зоны термического влияния поворотной моды деформации (рис. 8, в). В процессе нагружения значения поворотной компоненты м7 непрерывно растут до 6 • 10 -4 (значения компонент тензора дисторсии нормированы на единицу времени растяжения — 1 с), локализация деформации сосредоточивается в околошовных зонах с двух сторон относительно зоны переплава. Как видно на рис. 8 внутри каждой зоны термического влияния имеются области, в которых знаки сдвиговой 8 и поворотной м7 компонент тензора дисторсии противоположны. Этого требуют заданные граничные условия, связанные с необходимостью сохранения ориентации оси нагружаемого образца. Однако нескомпенсированность значений 8 и м7 разных знаков в каждой зоне термического влияния обусловливает возникновение в них поворотных мод деформации в виде встречных вихрей. Их мощность неодинакова: нескомпенсированная поворотная мода
деформации более сильно выражена в зоне термического влияния справа от шва (рис. 8, в). Как следствие, в зоне термического влияния справа от шва развивается вихрь с вращением против часовой стрелки, что хорошо видно на рис. 8, а. Эволюция данного вихря в ходе растяжения образца частично компенсируется аккомодационными сдвигами в области А в зоне термического влияния слева от шва и, главным образом, развитием трещины как аккомодационной моды деформации. Завершается данный процесс формированием в около-шовной зоне магистральной трещины, приводящей к разрушению сварного соединения.
С целью устранения эффекта разупрочнения, вызванного структурной неоднородностью, необходимо инициировать реакцию прерывистого выделения второй фазы в зоне термического влияния. Это можно осуществить проведением перед старением локальной термической обработки (закалки с 950-1000 °С) зоны термического влияния расфокусированным электронным пучком. Для выполнения этой операции использовали
Рис. 10. Распределение сдвиговые є и поворотные wz компонент тензора дисторсии (б) на участке «зона термического влияния - шов - зона термического влияния» сварного соединения (а) xoлoднoкaтaнoй стали с зональной обработкой зоны термического влияния и последующим старением; 5 = 1.3 %
электронно-лучевую установку. Зональная обработка проводилась расфокусированным электронным пучком с диаметром пятна 2 мм и скоростью прохода 2 мм/с, после которой карбидные частицы на границах зерен вырастают до больших размеров и коалесцируют (аналогичные результаты впервые были получены в работе [7] ). Эти частицы уже не являются стопорами границ зерен, и при последующем старении в зоне термического влияния протекает прерывистый распад. В связи с этим существенно устраняются неоднородности структуры и механических свойств сварных соединений закаленной стали (рис. 4, кривая 3). Прочностные характеристики таких соединений определяются механическими свойствами основного металла (рис. 6, кривая 2). В данном случае на мезоуровне поворотная мода деформации подавлена, и в процессе нагружения не наблюдается ее преимущественного роста в зоне термического влияния. При нагружении в шве и зоне термического влияния происходит деформационное упрочнение, и локализация деформации перемещается в область основного металла (рис. 9), где образуется шейка и происходит последующее разрушение образца со сварным соединением.
Конечно, при зональной термической обработке электронным пучком сварного соединения холоднокатаной стали и последующем старении не достигается полного выравнивания механических свойств (рис. 7, кривая 3). Основной металл имеет более высокую прочность по сравнению с зоной термического влияния и швом. Однако проведение зональной обработки позволяет значительно снизить перепад значений микротвердости в области сварного соединения. На мезоуровне это выражается подавлением локальной поворотной моды деформации: ее значения в зоне термического влияния снижаются более чем в два раза. Так, после старения максимальное значение поворотной компоненты в этой зоне достигало |м7| ~ 5.5-10-4 (рис. 8), а после воздействия зональной термической обработки и старения
это значение составило |юz| ~ 2.69• 10-4 (рис. 10). При этом существенно увеличиваются прочность и пластичность соединения в целом (рис. 6, кривая 4). Данная термическая обработка является наиболее оптимальной и существенно увеличивает ресурс работы нагруженных сварных конструкций из холоднокатаной высокоазотистой стали.
4. Заключение
Полученные в работе результаты свидетельствуют, что пластическая деформация на мезомасштабном уровне в сварных соединениях высокоазотистой стали развивается неравномерно в связи с неоднородностью структуры и механических свойств градиентных зон соединения и носит волновой характер (волны гофрирования субмиллиметрового диапазона). Обязательным условием для повышения эксплуатационных свойств сварных соединений является проведение комплексной термической обработки. При нагружении сварных соединений после операции старения деформация сильно локализуется в околошовной области и характеризуется высокими значениями в этой области нескомпенсиро-ванной поворотной компоненты тензора пластической дисторсии вплоть до разрушения. Локальная термическая обработка электронным пучком и последующее старение позволяют существенно снизить неоднородность структуры, избежать преимущественной локализации деформации в зоне термического влияния и уменьшить значения нескомпенсированной поворотной компоненты тензора дисторсии в процессе нагружения. Это дает возможность значительно увеличить ресурс работы нагруженных сварных соединений.
Полученные результаты свидетельствуют об определяющей роли локализованных поворотных мод пластического течения в процессе разрушения сварных соединений. Значения и характер изменения поворотной компоненты деформации на мезоуровне в зоне термическо-
го влияния в процессе механических испытаний могут служить эффективной характеристикой правильности выбора технологических режимов термической обработки сварных соединений.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 00-15-96174).
Литература
1. Рахштадт А.Г. Пружинные стали и сплавы. - М.: Металлургия,
1982. - 400 с.
2. Лившиц Л.С., Хакимов А.Н. Металловедение сварки и термическая
обработка сварных соединений. - М.: Машиностроение, 1989. -
336 с.
3. Иващенко Г.А., Аснис А.Е. Влияние структурной неоднородности металла зоны термического влияния на работоспособность сварных конструкций // Свариваемость и технология сварки конструкционных сталей и чугунов. - Киев: Наукова думка, 1985. - С. 6165.
4. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2 т. / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995.- Т. 1. - 298 с.
5. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.
6. Зуев Л.Б., Данилов В.И. О природе крупномасштабных корреляций
при пластическом течении // Физика твердого тела. - 1997. -Т.39.- № 8. - С. 1399-1403.
7. Суховаров В.Ф., Ахметжанов Б., Строкатов Р.Д. Структура сварных соединений сплава 36НХТЮ // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1986. - № 8. - С. 72-74.
8. ПриданцевМ.В., ТаловН.П., Левин Ф.Л. Высокопрочные аустенит-
ные стали. - М.: Металлургия, 1969. - 248 с.
9. Суховаров В.Ф. Прерывистое выделение фаз в сплавах. - Новосибирск: Наука, 1983. - 168 с.
10. Панин В.Е. Методология физической мезомеханики как основа построения моделей в компьютерном конструировании материалов // Изв. вузов. Физика. - 1995. - № 11. - С. 6-25.
11. Панин В.Е., Коротаев АД., Макаров П.В., Кузнецов В.М. Физическая мезомеханика материалов // Изв. вузов. Физика. - 1998. -№ 9. - С. 8-36.
12. Дубовик Н.А. Структура и механические свойства высокоазотистых сталей, подвергнутых деформационному упрочнению и дисперсионному твердению. - Дис. ... канд. техн. наук. - Томск: ИФПМ СО РАН, 1994. - 128 с.
13. Burkova S.P., Pleshanov VS. Influence of total and local heat treatments on mesoscopic fracture mechanism for high-nitrogen steel welded joints // Physical Mesomechanics and Computer Aided Design of Advanced Materials and Technologies: Abstracts of International Conference, Tel Aviv, Israel, June 1-4, 1998. - Tel Aviv, 1998 - P. 118.
