Расчеты фазового состава аустенитной высокоазотистой сварочной проволоки и исследование выполненного из нее сварного соединения

Введение

Благодаря комплексу свойств, аустенитные высокоазотистые стали могут использоваться в машиностроении, приборостроении, медицине, нефтегазовой отрасли, бытовых нуждах и т. д. Осуществление практического применения таких сталей предполагает хорошую технологичность, в том числе свариваемость. Для сварки аустенитных сталей с высокой концентрацией азота (0,4 – 0,6 %) целесообразно использовать сварочную присадку также с повышенной концентрацией этого элемента. Процесс получения качественных сварных соединений таких сталей затруднен из-за отсутствия на рынке сварочных присадочных материалов, разработанных специально для сварки высокоазотистых сталей [1; 2]. До недавнего времени при выборе присадочных материалов для сварки этого типа сталей руководствовались следующими принципами.

1. Использование сварочной присадки Fe – Cr – Ni – Mo композиции. В ряде случаев в их составе присутствуют в небольшом количестве марганец и 0,10 – 0,25 % N¹ [3; 4]. При этом, для того чтобы сварочный материал сохранял аустенитную структуру, в нем существенно (в ~2 раза) повышают концентрацию никеля (по сравнению с обычными нержавеющими сталями) [5; 6]. Также, с этой же целью, может быть несколько повышена концентрация углерода [7 – 10]. Это самый реализуемый на практике вариант, но он имеет ряд недостатков:

– снижается прочность стали из-за отсутствия твердорастворного упрочнения азотом;

– смещается баланс в сторону ферритообразования.

В некоторых случаях с целью повышения содержания азота в металле шва при сварке к защитному газу добавляют некоторое количество газообразного азота [11 – 14], либо нитридсодержащий порошок [15]. Правильно рассчитанная концентрация добавленного в процессе сварки азота приводит к снижению количества феррита, повышению пластичности и коррозионной стойкости [16 – 19].

2. Использование сварочных присадочных материалов на Ni-основе, изначально разработанных для сварки жаростойких сталей [4; 20]. Они обладают высоким уровнем свойств, однако содержат в своем составе большое количество дорогостоящих легирующих элементов: 55 – 68 % Ni и 2,5 – 16 % Mo. При использовании высоконикелевых присадок необходимо проводить сварку по режиму с низким сварочным током, чтобы избежать перемешивания высокоазотистого основного металла и металла присадки. В противном случае зона перемешивания будет обеднена азотом из-за высокой концентрации никеля, снижающего растворимость азота [21], и окажется наиболее уязвимым участком сварного соединения [22].

3. Применение в качестве присадочного материала металла, близкого или полностью повторяющего по химическому составу основной металл, так называемый вариант сварки «своим телом» [23]. Такой вариант привлекателен тем, что сварочная присадка содержит столь же высокую концентрацию азота, как и основной металл и можно рассчитывать на высокие прочностные свойства сварного соединения. Однако данный вариант не может использоваться в промышленных масштабах, если для сварки «своим телом» применять тонкие прутки из основного металла, так как во многих процессах используется способ сварки с автоматической подачей проволоки.

В последнее время вопросу выбора сварочных присадочных материалов для сварки именно высокоазотистых сталей уделено особое внимание. Ряд научных групп опубликовали работы, в которых сообщили о создании образцов сварочных проволок с высоким содержанием азота [17; 19; 24].

В работе [24] были разработаны три образца экспериментальных сварочных Cr – Mn – Ni проволок с 0,15; 0,6 и 0,9 % N. Сварные соединения высокоазотистой стали 22Cr – 16Mn – 2Ni – 0,75N получены с использованием разработанных проволок в защитном газе аргоне. В процессе сварки в результате возникшей дегазации азота в каплях расплавленной проволоки в твердом металле шва установлено меньшее количество азота. В результате этого в металле сварных швов, полученных с использованием проволок с 0,6 и 0,9 % N, образовалось некоторое количество феррита, что привело к снижению ударной вязкости сварных соединений. При этом в металле наиболее высокоазотистого шва была обнаружена пористость, которая негативно сказалась на прочности сварного соединения. Сварное соединение с 0,15 % N характеризовалось аустенитной структурой, однако вследствие невысокой концентрации азота у него были получены самые низкие прочностные характеристики.

В исследовании [17] дуговой сваркой были получены сварные соединения стали 22Cr – 2Ni – 16Mn – 0,75N с использованием присадки 20Cr – 2Mo – 18Mn – 0,6N. Для предотвращения рисков потери азота из сварочной проволоки в качестве защитного газа использовалась смесь из Ar – N₂ – CO₂. Установлено, что с повышением содержания СО₂ содержание азота в металле шва увеличивается, и соответственно возрастают прочность и ударная вязкость сварного соединения. Добавление газа N₂ (до 7 %) также повысило содержание азота в металле шва. При дуговой автоматичес­кой сварке в работе [19] сварные соединения стали 21Cr – Ni – 17Mn – 4Mo – 0,8N получали в защитной газовой смеси 93,5 % Ar + 5 % N₂ + 1,5 % O₂ с использованием экспериментальной сварочной проволоки 21Cr – 2Ni – 17Mn – 2Mo – 0,78N. Варьировали скорости подачи проволоки и напряжения. Установлено, что для обеспечения стабильного процесса сварки предпочтительна небольшая скорость подачи проволоки (3 – 8 м/мин) при умеренном напряжении дуги (до 20 В). Использование высоких скоростей сварки и более высокого напряжения привели к разбрызгиванию металла проволоки и возникновению задымления в области горения дуги.

Рассматривая некоторые причины трудностей при разработке подходящей высокоазотистой сварочной проволоки, можно сказать следующее. При разработке проволоки необходимо учитывать химический состав, послесварочную микроструктуру, формируемую металлом сварочной проволоки, и режим кристаллизации сварного шва. На технологию производства проволоки могут влиять все эти факторы. Чем больше содержание азота в металле проволоки, тем сильнее будет проявляться дегазация металла в процессе сварки. Соответственно, для этих целей не подходят слитки, полученные выплавкой под давлением азота. При разработке химического состава проволоки также необходимо учитывать содержание легирующих элементов, которые имеют тенденцию образовывать твердые и хрупкие нитриды во время сварки, такие как Cr, Nb и V. Кроме того, энергия дефекта упаковки увеличивается с повышением содержания азота, что может привести к трудностям в процессе волочения сварочной проволоки из стали с высоким содержанием азота.

Исходя из этого, целями данной работы являются разработка химического состава сварочной проволоки с высоким содержанием азота, прогнозирование фазового состава металла шва в Thermo-Сalc, получение лабораторного образца проволоки и исследование свойств сварных соединений, изготовленных с использованием разработанной сварочной проволоки.

Материал и методы исследования

В качестве объекта исследования взяты сварные соединения, полученные ручной дуговой сваркой в среде аргона аустенитной стали марки 05Х21АГ15Н8МФЛ с ~0,6 мас. % N толщиной 20 мм. После выплавки сталь подвергалась гомогенизирующему отжигу при 1200 °С в течение 3 ч с последующим охлаждением в воде. Химический состав основного металла представлен в табл. 1.

Сварные соединения получены согласно разработанным авторами технологическим рекомендациям [25] с использованием следующих параметров сварки: ток сварки 100 – 120 А; напряжение дуги 9 В; скорость сварки 3 м/ч. Согласно рекомендациям, после каждого слоя наплавленного металла осуществляли охлаждение на воздухе.

В качестве сварочного присадочного материала использовалась разработанная и полученная в ИМЕТ РАН сварочная проволока с высоким содержанием азота диаметром 1,2 мм [26]. При выборе химического состава сварочной Cr – Ni – Mn – Mo – N проволоки были проведены:

– термодинамические расчеты растворимости азота [N] [27]

– расчеты фазового состава по диаграмме Шеффлера с использованием расчетных концентраций азота при выполнении следующего условия:

где значения никелевого и хромового эквивалентов рассчитывали по формулам

– обеспечение коррозионной стойкости:

Расчеты фазового состава металла шва проведены с использованием данных термодинамических величин из базы данных TCFE 7.0 в Thermo-Calc. Исходными параметрами при термодинамическом моделировании являлись концентрации компонентов системы (химический состав), температура и давление. Расчеты проводились при нормальном атмосферном давлении в интервале температур от 600 до 1200 °С.

Изготовление шлифов и выявление микроструктуры. На приборе для горячей запрессовки Opal 400 образцы запрессовывали в бакелит, затем последовательно шлифовали на шлифовальной машине Saphir 250 и полировали на сукне с использованием эмульсии. Отполированные образцы сварных соединений подвергали травлению в реактиве: 2 части HCl + 1 часть HNO₃ + 1 часть глицерина.

Оптическая микроскопия. Исследования микроструктуры проводили на световом микроскопе Olympus GX51.

Ферритометрия. Содержание феррита измеряли магнитометрическим методом прибором МВП-2М. Диапазон содержания ферритной фазы может быть измерен в пределах от 0 до 25 %; предел допускаемой основной погрешности ферритной фазы: 0,05(1 + Х_фи), где Х_фи – измеренное значение ферритной фазы, %.

Микротвердость. Измерения микротвердости различных зон сварных соединений проводили по ГОСТ 9450 – 76 на твердомере Volpert 402MVD при нагрузке 50 г и выдержке под этой нагрузкой в течение 10 с. В качестве индентора использовалась четырехгранная алмазная пирамида. Число микротвердости определяли по формуле

где F – нагрузка, Н; d – диагональ отпечатка, мм.

Механические свойства определяли на образцах основного металла и полученных сварных соединениях, у которых сварной шов располагался по центру вырезанного образца.

Испытания на растяжение проводили по ГОСТ 1497 – 84 на установке Instron 3382. Использовали пропорциональные цилиндрические образцы, тип IV, № 7. Скорость испытания составляла во всех случаях 1 мм/мин, температура комнатная.

Испытания на ударный изгиб выполняли по ГОСТ 9454 – 78 на установке Amsler RKP 450 Zwick/Roell при 20 °С. Использовали образцы по ГОСТ 9454 – 78 с V-концентратором. Максимальная энергия удара маятника 300 Дж.

Сканирующая электронная микроскопия. Фрактографический анализ образцов после разрушения проводили на сканирующем электронном микроскопе LEO-1420 с приставкой для микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) Oxford Instruments.

Результаты исследований и их обсуждение

Разработка химического состава и изготовление сварочной проволоки

В качестве основы для разработки высокоазотистой сварочной проволоки была взята Fe – Cr – Mn сталь, легированная элементами внедрения – азотом (~0,5 %) и углеродом, элементами замещения – никелем и молибденом, что обеспечило получение аустенитной структуры, высокой прочности, коррозионной стойкости и хладостойкости² [4]. В результате проведенных расчетов по формулам (1) – (5) выбран химический состав сварочной проволоки (табл. 2).

За счет расплавления Cr – Ni – Mn – Mo – N проволоки при сварке возможен частичный уход летучих элементов – азота и марганца из металла сварного шва. Цель работы – провести оценку термодинамически равновесного фазового состава металла сварного шва в зависимости от содержания в нем азота и марганца с применением программы Thermo-Calc для построения температурных сечений фазовых диаграмм.

Построенные фазовые диаграммы для композиции новой сварочной проволоки с переменным содержанием азота и марганца представлены на рис. 1. Пунктирной линией обозначено количество азота и марганца, содержащегося в металле сварочной проволоки рассчитанного состава (табл. 2).

В стали данного химического состава выделение из аустенита нежелательной Z-фазы (Cr, V)N, в дополнение к нитридам CrN, карбидам Me₂₃C₆ и σ-фазе, в равновесных условиях возможно при снижении температуры до ~700 °С и концентрации азота вплоть до 0,5 % (рис. 1, а). Однако, по данным работы [28], Z-фаза образуется при длительных тепловых выдержках в жаропрочных сталях. Учитывая, что сварка является неравновесным процессом, при котором каждый проход сварочной дуги сопровождается расплавлением небольшого участка свариваемой кромки металла и расплавлением сварочной проволоки небольшого диаметра (~1,2 мм) и последующим охлаждением, ожидать появления в зоне металла шва, зоне сплавления или зоне термического влияния свариваемого изделия нежелательных Z-фазы или σ-фазы не следует.

Как видно из расчетных данных на рис. 1, б, некоторое возможное снижение концентрации марганца при сварке не может привести к негативным изменениям фазового состава, он должен остаться аустенитным.

Изготовление сварочной проволоки включало в себя следующие технологические операции: выплавку стали с заданным химическим составом в открытой индукционной печи с добавлением азотированных ферросплавов; гомогенизацию литой структуры при 1200 °С; прокатку с предварительным подогревом при 1100 °С; ротационную ковку и волочение проволоки.

Микроструктура

Проведенное исследование в оптическом световом микроскопе не выявило наличия пор, трещин и непроваров (рис. 2). В работе [24] представлен общий вид сварных соединений, снятых на аппарат с малым увеличением. При использовании сварочной проволоки с 0,9 % N поры в металле шва наблюдали невооруженным взглядом.

Микроструктура основного металла, литой стали 05Х21АГ15Н8МФЛ, характеризуется крупными зернами аустенита размером 200 – 700 мкм (рис. 2, а). Структура металла шва состоит из мелких зерен, вытянутых в направлении кристаллизации (рис. 2, б). В каждой из зон сварного соединения наблюдается некоторое количество зерен феррита. По результатам проведенной ферритометрии установлено, что объемное содержание феррита не превышает 0,27.

Сопоставляя полученные данные при расчетах фазовой диаграммы на рис. 1 и снимках микроструктуры, важно отметить, что наличие карбидов Me₂₃C₆ и σ-фазы методом оптической микроскопии в полученных сварных соединениях не подтвердилось.

Высокотемпературный процесс сварки может приводить к негативным последствиям в зоне термического влияния сварного шва. Так, например, в работах [29; 30] показано, что в зоне термического влияния происходило выделение крупных частиц нитридов Cr₂N, что приводило к снижению коррозионной стойкости. В изучаемых же сварных соединениях крупные частицы нитридов не обнаружены, что, очевидно, связано с использованием низкой погонной энергии сварки.

Содержание азота в металле шва составило 0,58 %, видимо, за счет поступления азота из основного металла (с 0,6 % N) в процессе сварки в сварочную ванну. Столь высокое усвоение азота удалось достичь благодаря соблюдению технологических рекомендаций для сварки высокоазотистых сталей [25]. В обсуждавшейся выше работе [24] при использовании, как и в данном случае, дуговой многопроходной сварки в аргоне и сварочных проволок с 0,6 и 0,9 % N, содержание азота в металле шва составило 0,54 и 0,64 % соответственно. В работе [17] даже добавление 5 % N₂ к защитному газу не позволило сохранить весь азот, содержавшийся в металле присадки (0,6 %), и его значение в металле шва составило 0,58 %.

Механические свойства

Образцы сварных соединений для проведения испытаний на растяжение и ударный изгиб были вырезаны таким образом, чтобы металл шва располагался по центру испытуемых образцов. На рис. 3 приведена гистограмма, из которой видно, что сварные соединения литой высокоазотистой стали имеют в комплексе «предел текучести – предел прочности – ударная вязкость» высокий уровень свойств. В качестве сравнения, механические свойства образца литой стали 05Х21АГ15Н8МФЛ после гомогенизационного отжига при 1200 °С, 4 ч, приведенные в работе [31], были следующие: σ_0,2 = 407 МПа, σ_в = 674 МПа, KCU = 209 Дж/см². Из этого следует, что исследованные в настоящей работе сварные соединения высокоазотистой стали, полученные с использованием разработанного сварочного материала и по разработанным технологическим рекомендациям, практически равнопрочны основному металлу без сварки (90 % от прочности основного металла).

Значения микротвердости, измеренные в разных зонах сварного соединения (рис. 4), согласуются с размером зерна в каждой из областей исследования. В том числе, самые низкие значения твердости присущи основному металлу, имеющему крупнозернистую литую структуру аустенита. Микротвердость в зоне сплавления и металле шва более высокая за счет вклада в упрочнение границ мелких зерен, сформировавшихся в металле шва.

Морфология изломов образцов после испытаний на ударную вязкость указывает на вязкий ямочный характер разрушения (рис. 5). Крупные ямки ответственны за повышение пластических свойств³. Высокую ударную вязкость стали демонстрируют в том случае, если при наличии большого числа ямок небольшого размера наибольшую площадь в изломе занимают ямки размером не менее 10 – 15 мкм с глобулярными включениями не более 8 мкм. Признаком высокой вязкости металла является также глубина и пластичность самих ямок, серпантинный характер скольжения на их стенках и отсутствие трещиноватости ямок⁴ – именно те признаки, которые наблюдаются в изломе (рис. 5, в, г).

Обсуждая достигнутые в данном эксперименте прочностные характеристики, можно отметить следующее. Уровень прочности сварного соединения определяется наименее прочным его участком. Авторы опробовали эту проволоку при сварке литейной аустенитной стали, являющейся высокопрочной среди литейных сталей аустенитного класса (обычный уровень предела текучести аустенитных сталей системы Fe – 18Cr – 10Ni составляет не более 200 МПа). При сварке этой же проволокой горячедеформированного металла такого же состава свойства сварного соединения должны быть выше. Например, в работе [24] получали сварное соединение высокоазотистой деформированной стали с использованием сварочной присадки с 0,6 % N. Соответственно, был достигнут предел прочности σ_в = 912 МПа, ударная вязкость при этом закономерно была ниже, KCV = 110 Дж/см². Этот уровень свойств был получен за счет упрочненной вследствие деформации структуры основного металла.

У сварного соединения, полученного с использованием сварочной присадки с 0,78 % N, при сварке в защитной газовой атмосфере (87 % Ar – 6,5 % N₂ –– 6,5 % CO₂) также были отмечены высокие значения механических свойств, характерные для деформированного высокоазотистого металла: σ_в = 956 МПа, KCV = 132 Дж/см² [17].

Выводы

Сделаны расчеты фазового состава стали выбранной композиции Fe – Cr – Mn – Ni – Mo – V, N с варьированием содержания марганца и азота, которые могут улетучиваться при сварке. Показано, что выбранная сварочная азотосодержащая проволока должна иметь аустенитную структуру.

Из выплавленной в лабораторных условиях стали изготовлена сварочная проволока Св-0,57N методами горячей пластической деформации и волочения. Опробование этой проволоки для получения сварного соединения аустенитной литейной стали 05Х21АГ15Н8МФЛ ~0,6 % N с проведением процесса дуговой сварки в аргоне по разработанным технологическим рекомендациям позволило получить бездефектное сварное соединение без потери азота в металле шва.

Металл сварного соединения характеризуется высокой прочностью (0,9 от прочности основного металла) и высокой ударной вязкостью, излом имеет характерное для вязких материалов ямочное строение. Новая сварочная проволока Св-0,57N – перспективный материал для сварки аустенитных высокоазотистых сталей.