UDK 621.791.05:669.14.018.298:620.18 Pregledni znanstveni članek ISSN 1580-2949 MATER. TEHNOL. 35(3-4)161(2001) Z. PRAUNSEIS ET AL.: VLOGA IN NASTANEK MIKROSTRUKTURNIH SESTAVIN ... VLOGA IN NASTANEK MIKROSTRUKTURNIH SESTAVIN M-A V ZVARNIH SPOJIH MALOOGLJIČNIH VISOKOTRDNOSTNIH KONSTRUKCIJSKIH JEKEL THE ROLE AND FORMATION OF MARTENSITE-AUSTENITE CONSTITUENTS IN HSLA WELDED JOINTS Zdravko Praunseis1, Masao Toyoda2, Alojz Križman1, Mitsuru Ohata2 1Univerza v Mariboru, Fakulteta za strojništvo, Smetanova 17, 2000 Maribor, Slovenija 2Osaka University, Faculty of Engineering, Yamadaoka 2-1, 565-0871 Osaka, Japonska zdravko.praunseisŽuni-mb.si Prejem rokopisa - received: 2001-01-26; sprejem za objavo - accepted for publication: 2001-02-27 Martenzitno-avstenitne sestavine v varu in na toplotno vplivanem področju drastično zmanjšujejo lomno žilavost zvara. Zaradi tega je treba posebno pozornost nameniti nastanku teh sestavin pri večvarkovnem varjenju visokotrdnostnih jekel z visoko vneseno energijo. V članku je opisan vpliv martenzitno-avstenitnih sestavin na lomno žilavost, metalurške značilnosti le-teh ter njihovo preprečevanje in odpravljanje v zvarih. Ključne besede: varjenje v zaščiti plina, visokotrdnostna malolegirana konstrukcijska jekla, mikrostruktura, martenzitno-avstenitne strukturne faze, var, toplotno vplivano področje, hitrost ohlajevanja The existence of martensite-austenite constituents in the weld metal and heat-affected zone seriously reduces the fracture toughness of the welded joint. Therefore, we have investigated the formation of the martensite-austenite constituents when high-strength low-alloy steel is welded with a high heat input or using multi-pass welding. This paper deals with the effects of martensite-austenite constituents on the fracture toughness, the metallurgical features of the martensite-austenite constituents, and the prevention and elimination of the martensite-austenite constituents in the welded joints. Key words: arc welding, high-strength low-alloy steels, microstructure, martensite-austenite constituents, weld metal, heat-affected zone, cooling rate Kratice ASTM ameriško združenje za preizkuse in materiale CTOD odpiranje konice razpoke TVP toplotno vplivano področje GZ TVP grobozmato TVP LKP lokalno krhko področje MAG postopek varjenja v zaščitni atmosferi plina CO2 M-A martenzitno-avstenitne strukturne faze MK FZ TVP medkritično segreto finozrnato TVP MK GZ TVP medkritično segreto grobozrnato TVP MKTVP medkritično TVP TMO termomehansko obdelano jeklo OM osnovni material PK GZ TVP podkritično segreto grobozrnato TVP SENB upogibni preizkušanec z enostransko zarezo (Single Edge Notch Bend) VTML visokotrdnostna malolegirana konstrukcijska jekla 1 UVOD Z raziskavami 1-8 je bilo ugotovljeno, da mikrostruk-turne sestavine M-A (angl.: M-A constituents) v varu in na TVP drastično zmanjšujejo CTOD (angl.: Crack tip MATERIALI IN TEHNOLOGIJE 35 (2001) 3-4 opening displacement) oz. lomno žilavost zvarnega spoja, ker povzročijo nastanek LKP. Sestavine M-A so opazne v večvarkovnem varu in so posebej izrazite na TVP. Pri enovarkovnem varjenju je nastanek sestavin M-A na GZ TVP odvisen od časa ohlajevanja At8/5 zvara oziroma mikrostrukture, ki je v tem času nastala. Lomna žilavost GZ TVP se močno zmanjšuje z daljšanjem časa Atü/s > 20 s glede na spremembo mikrostrukture iz homogene martenzitno - bainitne v heterogeno s primarnim feritom in usmerjenim feritom znotraj grobega zrna. Pri tem grobo zrno izrazito raste. Delež sestavin M-A se znatno povečuje z daljšanjem ohlajevalnega časa zvara Atg/5. Pri večvarkovnem varjenju je lomna žilavost GZ TVP odvisna od višine temperature (Tm), na katero je bilo področje GZ TVP ponovno segreto, in časa At8/5 (slika 1). Karakteristične mikrostrukture s sestavinami M-A v realnem večvarkovnem varu in na TVP zvarnega spoja prikazuje slika 2. Najbolj se lomna žilavost zaradi povečanega nastanka sestavin M-A lokalno poslabša na področju MKGZ TVP v delu GZ TVP, ki je bilo ponovno segreto na medkritično temperaturo med Aci in Ac3 zaradi termičnega vpliva naslednjega varka. Pri krajših časih Ah/s < 6 s je vpliv maksimalne temperature ponovnega segretja GZ 161 Z. PRAUNSEIS ET AL.: VLOGA IN NASTANEK MIKROSTRUKTURNIH SESTAVIN . • nosilci LKP Slika 1: Porazdelitev mikrostruktur na TVP večvarkovnega zvarnega spoja Figure 1: Distribution of microstructures in HAZ of welded joint TVP na zmanjševanje lomne žilavosti MKGZ TVP najbolj izrazit do temperature Tm = 750 °C. Z daljšanjem časa Atos pa se lomna žilavost MKGZ TVP še dodatno poslabša v celotnem temperaturnem intervalu Tm med Aci in Ac3. Nastajanje sestavin M-A je najbolj intenzivno pri večvarkovnem varjenju VTML z veliko vneseno energijo. 2 METALURŠKE ZNAČILNOSTI SESTAVIN M-A Sestavine M-A lahko morfološko razdelimo na ploščate in masivne (slika 3). Izoblikovanje teh sestavin je odvisno od časa ohlajevanja (At8/5) oziroma kaljivosti jekla. Sestavine M-A nastajajo med ohlajevanjem zvarnega spoja iz avstenita v končni fazi transformacije. Ugotovljeno je bilo, da je njihovo nastajanje v tesni povezavi z rastjo ferita med ohlajevanjem ter kaljivostjo jekla. Pri jeklih z veliko kaljivostjo se faze a ne da izoblikovati niti pri daljših časih At8/5 («500 s), in tako sestavine M-A nastajajo med letvastimi fazami a v kristalnem zrnu. Nasprotno, pri jeklih z manjšo kaljivostjo se mikrostrukture a izoblikujejo po kristalnih mejah in se letvasta faza a ne pojavi niti pri časih At8/5 > 200 s. Takrat nastane veliko število masivnih sestavin M-A ". Rast mej mikrostruktur a in interkristalnih podolgovatih mikrostruktur a je bolj intenzivno (manj ovirano) pri jeklih z manjšo kaljivostjo. V trenutku, ko se interkri-stalne podolgovate mikrostrukture a srečajo, ostane med njimi nespremenjeno masivne oblike področje y, iz katerega se izoblikujejo masivne sestavine M-A. Za te sestavine je značilna velika koncentracija ogljika («1%) in trdota («700 - 900 HV). Vsebnost ogljika v masivnih sestavinah M-A, ki so se izoblikovale na TVP VTML je odvisna od časa Atg/s in je lahko tudi do 10-krat večja od vsebnosti ogljika v matrici ferita in osnovnega materiala (slika 4). Vsebnost ogljika in Ni se povečuje z daljšanjem časa Atg/5. Znano je, da je trdota martenzita odvisna od vsebnosti ogljika. Zaradi tega se trdota sestavin M-A povečuje z večanjem vsebnosti ogljika (slika 5). Navadno je trdota masivnih sestavin M-A (950 HV) večja od trdote ploščatih (700 HV) 5>8. Vsebnost ogljika in s tem trdoto teh sestavin lahko znatno zmanjšamo s toplotno obdelavo po varjenju (segrevanje od 300 - 450 °C). Zaradi velike lokalne trdnostne neenakosti med osnovno matrico in sestavino M-A se pod vplivom natezne napetosti ob tej sestavini poveča koncentracija plastičnih deformacij, kar v veliki meri lahko vpliva na lomno vedenje zvarnega spoja, saj se krhka sestavina M-A kmalu prelomi in s tem sproži krhki lom (nastopi 162 MATERIALI IN TEHNOLOGIJE 35 (2001) 3-4 Z. PRAUNSEIS ET Slika 2.1: Grobo zrnato toplotno vplivano področje a) z velikostjo kristalnega zrna 4 po ASTM. Na sliki b) pri večji povečavi (500-krat) je podkritično segreto grobozrnato TVP (PK GZ TVP - Slika 1) z bainitno mikrostrukturo 8 Figure 2.1: Coarse grain HAZ a) with ASTM 4 grains. In Fig. b) at higher magnification (500 x) subcritical coarse grain HAZ (SC CG HAZ - Figure 1) is shown with bainitic microstructure 8 Slika 2.2: Toplotno vplivano področje a), segreto na medkritično temperaturo med Ac1 in Ac3 (MK TVP - slika 1). Pri večji povečavi b) je vidno področje delne premene v avstenit, iz katerega so nastale mikrostrukturne sestavine M-A 8 Figure 2.2: HAZ a), heated at intercritical temperature between Ac1 in Ac3 (Inter Critical HAZ - Figure 1). At higher magnification b) the region of partial transformation to austenite, from which M-A constituents are formed, can be seen 8 AL.: VLOGA IN NASTANEK MIKROSTRUKTURNIH SESTAVIN Slika 2.3: Grobozrnato TVP a) z mikrostrukturo iz bainita in marten-zita, ki je bila ponovno segreta na temperaturo med Ac1 in Ac3 (t. i. MK GZ TVP - Slika 1) s porazdelitvijo krhkih sestavin M-A po kristalni meji (ASTM 4) zrna bainita b) 8 Figure 2.3: CG HAZ a) with bainitic-martensitic microstructure, which was subsequently heated at a temperature between Ac1 and Ac3 i.e. (IC CG HAZ-Figure 1) with distributed brittle M-A constituents along grain boundaries of primary grains (ASTM 4) with directed bainitic microstructure b) 8 Slika 2.4: Feritno - bainitna mikrostruktura v mehkem korenu večvar-kovnem varu a) s porazdeljenimi krhkimi sestavinami M-A po kristalnih mejah feritnih zrn b) 8 Figure 2.4: Ferritic-bainitic microstructure of soft root weld metal a) with distributed brittle M-A constituents along ferrite grain boundaries MATERIALI IN TEHNOLOGIJE 35 (2001) 3-4 163 Z. PRAUNSEIS ET AL.: VLOGA IN NASTANEK MIKROSTRUKTURNIH SESTAVIN . Slika 3: Masivna a) in ploščata b) oblika sestavine M-A 8 Figure 3: Massive a) and elongated b) shape of M-A constituent 8 kot sprožilec krhkega loma) 1-4. Ta mikrostruktura M-A sestavlja martenzit (letvast in ploščat) in zaostali avste-nit. Mikrostruktura sestavine M-A lahko vsebuje tudi cementit, ki je izločen iz avstenita ali pa nastane kot posledica samopopuščanja letvastega martenzita. V sestavini M-A se pojavlja cementit v obliki: a) grobozrnatega paličastega cementita, izločenega po robovih sestavin M-A, ali v zaostalem avstenitu, ali na meji zaostalega cementita in avstenita b) drobnozrnatega igličastega ali dendritskega cemen-tita, izločenega v letvastem martenzitu. Grobozrnati paličasti cementit se izloča pri relativno visokih temperaturah neposredno iz avstenita, obogatenega z ogljikom. Drobnozrnati igličasti ali dendritski Slika 4: Spreminjanje kemične sestave v masivnih sestavinah M-A glede na čas ?t8/5 pri VTML Figure 4: Change in the composition of massive M-A constituents with ?t8/5 at HSLA steels 1000 1 500 HT80-A, HT80-B, HT 100-Tp= 1623K, th = 6s B 0 0.5 1.0 1.5 Vsebnost C, % Slika 5: Odnos med trdoto in vsebnostjo C v sestavinah M-A Figure 5: Relation between hardness and C content of M-A constituents cementit se izloča med samopopuščanjem letvastega martenzita. Na TVP VTML zvarnega spoja so masivne sestavine M-A sestavljene iz ploščatega dvojčičnega martenzita, letvastega martenzita, zaostalega avstenita in cementita. Ploščate sestavine M-A v glavnem sestavlja letvast martenzit z nakopičenimi dislokacijami. V njih lahko najdemo tudi sledove ploščatega martenzita, zaostalega avstenita in cementita. Iz tega lahko sklepamo, da je ploščati martenzit značilen za masivne sestavine M-A, medtem ko je letvasti cementit značilen za ploščate. Delež zaostalega avstenita je večji pri masivnih sestavinah M-A kot pri ploščatih. Pri masivnih sestavinah M-A je delež zaostalega avstenita znatno manjši od deleža martenzita. Glede na te ugotovitve lahko sklepamo, da nastaja martenzit v sestavinah M-A pri različnih temperaturah Ms. To pomeni, da obstaja tudi 0 0.05 0.10 0.15 Vsebnost C, % Slika 6: Vpliv ogljika na delež sestavin M-A Figure 6: Effect of C content on fraction of M-A constituents 0.20 164 MATERIALI IN TEHNOLOGIJE 35 (2001) 3-4 Z. PRAUNSEIS ET AL.: VLOGA IN NASTANEK MIKROSTRUKTURNIH SESTAVIN Slika 7: Shematski prikaz nastajanja sestavin M-A v območju z manjšo kaljivostjo Figure 7: Schematic illustration of formation of M-A constituents in the low-hardenability region temperaturno zaporedje, pri katerem nastajajo končni produkti v sestavinah kot sledi 5: – temperatura, pri katerih se izloča iz avstenita prosti cementit – Ms1 temperatura letvastega martenzita – Ms2 temperatura ploščatega martenzita – med temperaturama Ms1 in Ms2 se prične finozrnati cementit izločati v notranjosti letvastega martenzita med procesom samopopuščanja. 3 NASTANEK IN RAZPADSESTAVIN M-A TER NJIHOV VPLIV NA LOMNO ŽILAVOST ZVARA Če želimo izboljšati lomno žilavost na TVP zvarnega spoja je treba detajlno poznanje mehanizmov nastanka in razpada sestavin M-A, ki so odvisni od termičnega cikla varjenja in kemične sestave jekla. Delež sestavin M-A se povečuje z večjo vsebnostjo C v jeklu (slika 6), zato je treba za izboljšanje lomne žilavosti na TVP zmanjšati vsebnost C v osnovnem materialu 1,2,5. Slika 8: Shematski prikaz nastanka sestavin M-A v območju a + y na TVP zaradi toplotnega vpliva naslednjega varka Figure 8: Schematic illustration of the formation of M-A constituents in the a + y region MATERIALI IN TEHNOLOGIJE 35 (2001) 3-4 Prav tako je treba zmanjšati vsebnost tistih legirnih elementov, ki pospešujejo in s tem večajo delež sestavin M-A. Element N ter karbidotvorni elementi Cr, Mo, Nb in V pospešujejo nastajanje sestavin M-A in zavirajo difuzijo ogljika med transformacijo avstenita v ferit in s tem razpad sestavin M-A. Koncentracija omenjenih elementov vodi do nastanka sestavin M-A. Z zmanjše-vanjem vsebnosti Ni in Cu se zmanjšuje delež sestavin M-A, ker se zmanjša s tem tudi kaljivost jekla. Zmanjše-vanje vsebnosti Si povzroči pospešeno izločevanje cementita in zoženje feritne letve, kar ovira nastajanje teh sestavin. Slika 7 shematsko prikazuje nastanek sestavin M-A v primeru, ko je maksimalna temperatura ponovnega segrevanja nad Ac35. Takrat je kaljivost jekla majhna in proces nastajanja sestavin M-A je povsem drugačen kakor v primeru, ko jeklo segrevamo v feritnem in avstenitnem območju. V območju segrevanja do temperature Ac3 prične nastajati avstenit na področju z visoko vsebnostjo C, tj. na meji primarnih avstenitnih zrn (B, C). Temperature, ki so nekoliko višje od Ac3, ne vplivajo na spremembo področja z visoko vsebnostjo ogljika, ker niso dovolj visoke za popolno difuzijo ogljika (D). Med ohlajanjem se poligonalni in bainitni ferit transformirata iz maloogljičnih področij (E, F). Sestavine M-A nastanejo iz preostalega visokoogljičnega avstenita (G). Pri večvarkovnem varjenju zvarnega spoja nastanejo sestavine M-A na TVP med delovanjem drugega toplotnega cikla, ko je maksimalna temperatura ponovnega segrevanja področja TVP med Ac1 in Ac3 (slika 8). Sestavine M-A nastanejo vzdolž avstenitnih kristalnih mej. Po pojavu prvega toplotnega ciklusa se prične izločevanje karbidov (A) po kristalnih mejah grobega avstenitnega zrna (slika 8). Med delovanjem drugega toplotnega cikla nastaja avstenit po kristalnih mejah (B), v katerega se raztopijo Čas At8/5, s Slika 9: Vpliv deleža sestavin M-A v odvistnosti od časa Atg/s na udarno žilavost VTML Figure 9: The influence of the fraction of M-A constituents in relation with Atg/s on the impact toughness of HSLA steel 165 Z. PRAUNSEIS ET AL.: VLOGA IN NASTANEK MIKROSTRUKTURNIH SESTAVIN 1 5 10 50 100 500 1000 Čas At8/5, s Slika 10: Vpliv časa Atg/s na nastanek in razpad sestavin M-A Figure 10: The effect of tirne Atg/s on the formation and decomposition of M-A constituents karbidi (C). Med ohlajevanjem feritnega + avstenitnega področja se avstenitno področje tem bolj bogati s C, čim bolj se zmanjšuje delež avstenita (D). Avstenit se delno spremeni v martenzit, kar povzroči nastanek sestavin M-A. Na nastanek the sestavin ima velik vpliv čas Atg/s (slika 9). Z dalj sanjem časa At8/5 se delež sestavin povečuje 5. Pri krajših časih Atg/5 nastajajo samo ploščate sestavine in njihov vpliv na udarno žilavost ni znaten. Občutno zmanjševanje udarne žilavosti nastopi pri daljših časih At8/5, ko se prične povečevati delež masivnih sestavin M-A. To pomeni, da nastajanje masivnih sestavin M-A močno zmanjšuje žilavost. Pri daljših časih Atg/5 > 100 s pa te sestavine razpadejo v ferit in karbid. Takrat se njihov delež prične zmanjševati, kot prikazuje slika 10. 4 SKLEPI Sestavine M-A so v večvarkovnem varu in na TVP ter močno znižujejo lomno žilavost celotnega zvara. Njihov delež se znamo povečuje z daljšanjem ohlajeval-nega časa Atg/s zvara. Razpad teh sestavin nastopi, ko je maksimalna temperatura ponovnega segrevanja pri tretjem toplotnem ciklu pod Aci. V temperaturnem območju (300 - 400 °C) se prične najprej delni razpad sestavin M-A z izločevanjem karbidov. Njihov popoln razpad se pojavi nad 600 - 700 °C. Razpad sestavin M-A na ferit in karbid lahko povzročimo tudi s toplotno obdelavo zvarnega spoja po varjenju. Tehnologija večvarkovnega varjenja VTML je pri raziskavah 14 takšna, da časi Atg/s ne prekoračijo 10 s, kar je s stališča nastajanja sestavin M-A na TVP ugodno, ker le-te sploh ne nastajajo. V tem primeru nastane na GZ TVP martenzit in bainit. Zaradi tega je treba variti poboljšana VTML z manjšimi vnosi energije oziroma časi Atg/s < 20 s, da sestavine M-A ne nastanejo. 5 LITERATURA Praunseis, Z., Toyoda, M., Sundararajan.: Fracture behaviours of fracture toughness testing specimens with metallurgical heterogeneity along crack front, Steel research, 71(2000)9, 366-370 Toyoda, M., Praunseis, Z.: Transferability of fracture mechanics parameters to fracture performance evaluation of welds with mismatching, Kovine zlitine tehnologije, 34(2000)6, 513-524 Praunseis, Z., Sundararajan, Toyoda, M. and Ohata, M.: The Influence of Soft Root on Fracture Behaviours of HSLA Steel Weldments, Materials and Manufacturing Processes, 17(2000)1, 234-254 Praunseis, Z.: The influence of microstructure on fracture toughness of undermatched weld metal. Metallic Materials, 37(1999)4, 266-279 Matsuda, F., Fukada, Y.: Review of mechanical and metallurgical investigations of martensite-austenit constituents in welded joints in Japan, Welding in the World, 154(1996)37, 135-139 Toyoda, M., Praunseis, Z., Ohata, M.: Fracture behaviour of welded joints under static and dynamic loading, Varilna tehnika 49(2000)4, 212-224 Fukada, Y., Komizo, Y.: Study on critical CTOD property of HAZ in C-Mn microalloyed steel, IIW Doc.IX-1664-92 SC-XI-A, 21, 1992 Praunseis, Z.: The influence of strength under matched weld metal containing heterogenous regions on fracture properties of HSLA steel weld joints, PhD thesis, Maribor, 1998 166 MATERIALI IN TEHNOLOGIJE 35 (2001) 3-4