Kruchość wodorowa złączy spawanych blach grubych ze stali XABO 960 do ulepszania cieplnego

Transkrypt

1 MAREK OPIELA WOJCIECH KRUKIEWICZ Zakład Inżynierii Materiałów Konstrukcyjnych i Specjalnych Instytut Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych Politechnika Śląska, Gliwice Kruchość wodorowa złączy spawanych blach grubych ze stali XABO 960 do ulepszania cieplnego W pracy zbadano wpływ oddziaływania wodoru na własności mechaniczne złączy spawanych blach grubych ze stali konstrukcyjnej XABO 960 do ulepszania cieplnego. W tym celu przeprowadzono obróbkę cieplną odcinków pobranych z blachy spawanej i następnie nawodorowano je wodorem wydzielanym elektrolitycznie z 1 n roztworu H 2 SO 4. Badania obejmowały statyczną próbę rozciągania, pomiary twardości, badania metalograficzne makroskopowe i mikroskopowe oraz badania w mikroskopie skaningowym. Przeprowadzone badania wykazały, że kruchość wodorowa złączy spawanych blach grubych ze stali XABO 960 ujawnia się wyraźnym obniżeniem własności plastycznych, przy nieznacznym zmniejszeniu własności wytrzymałościowych. Na podstawie badań metalograficznych stwierdzono, że w miejscu zerwania występują drobne pęcherze wywołane obecnością wodoru i jego przemieszczaniem wskutek działających naprężeń i odkształcenia plastycznego. Wykazano, że złącza spawane są podatne na pękanie wodorowe w strefie wpływu ciepła oraz w strefie wtopienia. Słowa kluczowe: kruchość wodorowa, blacha gruba, złącze spawane, własności mechaniczne Hydrogen embrittlement of welded joints of the heat-treatable XABO 960 steel thick plates In the paper, infl uence of hydrogen on mechanical properties of welded joints from heat treatable structural XABO 960 steel plates was investigated. To this end, the heat treatment of welded plate specimens was performed, and then the specimens were charged with hydrogen electrolytically generated from 1 N H 2 SO 4, solution. The following studies were carried out: static tensile test, hardness investigations, macroscopic metallographic investigations as well as investigations by the use of scanning microscope. Hydrogen embrittlement of welded joints from XABO 960 steel plates was revealed by a distinct decrease of ductility and a slight decrease of strength. On the basis of metallographic investigations, it was found that in a fracture region there are fi ne pores created by the presence of hydrogen and its displacement due to occurring stresses and plastic deformation. It was shown that welded joints are susceptible to hydrogen cracking in the heat affected zone and in the fusion zone. Keywords: hydrogen embrittlement, thick plate, welded joint, mechanical properties 1. Wprowadzenie Wymagania stawiane nowoczesnym materiałom konstrukcyjnym spełniają w szerokim zakresie dobrze spawalne stale konstrukcyjne mikrostopowe C-Mn o dużej wytrzymałości typu HSLA (High Strength Low Alloy), zawierające mikrododatki o dużym powinowactwie do węgla i azotu, tj. Nb, Ti i V w ilości do około 0,1%, niekiedy z podwyższonym stężeniem N, a w przypadku stali do ulepszania cieplnego także B. Pierwiastki metaliczne oddziałując z C i N tworzą stabilne fazy międzywęzłowe MX (M Nb, Ti, V; X N, C) o sieci regularnej typu NaCl, umożliwiające tworzenie stabilnej struktury drobnoziarnistej, decydującej o wysokich własnościach wytrzymałościowych wyrobów hutniczych [1 3]. Blachy spawalne grube o wysokiej wytrzymałości i pożądanej odporności na pękanie w stanie ulepszonym cieplnie wytwarza się ze stali o zaniżonym stężeniu zanieczyszczeń P i S oraz ograniczonym udziale modyfikowanych wtrąceń niemetalicznych. Są one stosowane do budowy silnie obciążonych konstrukcji spawanych, zwłaszcza samojezdnych żurawi i maszyn drogowych, pojazdów transportu ciężkiego, suwnic o dużej nośności, maszyn i urządzeń dla przemysłu wydobywczego i innych. Początkowo blachy tego typu o R p0,2 od 550 do 960 MPa i KV -40 o C > 27 J były wytwarzane ze stali do ulepszania cieplnego, zawierających 0,2% C, 1,6% Mn, 0,8% Si, 1% Cr, 2% Ni, 0,6% Mo i 0,1% V. Duża wartość równoważnika węglowego tych stali C E od 0,72 do 0,82% stwarzała konieczność podgrzewania wstępnego łączonych przez spawanie elementów nawet do temperatury wyższej od 200 o C. Wprowadzenie do stali 0,005% B - zwiększającego hartowność, 0,04% Ti, 0,04% Nb oraz 0,08% V tworzących fazy międzywęzłowe MX, umożliwiające wytwarzanie wyrobów o drobnoziarnistej strukturze pozwoliło na zmniejszenie w stali stężenia C 0,17%, Cr 0,8%, Mo 0,5% i C E 0,56 oraz wytwarzanie blach ulepszanych cieplnie o R p0,2 od 700 do 1100 MPa i KV -40 o C 40 J, a także na obniżenie temperatury wstępnego podgrzewania elementów spawanych do 150 o C [4, 5]. Ważną cechą technologiczną stali konstrukcyjnych, oprócz podatności na odkształcenie technologiczne, jest ich spawalność, zależna od czystości metalurgicznej oraz sumarycznej zawartości węgla i składników stopowych. Te czynniki decydują o skłonności złączy spawanych do pękania już podczas krzepnięcia spoiny pęknięcia gorące, spowodowane podwyższonym stężeniem P i S oraz znacznym udziałem wtrąceń niemetalicznych, lub podczas ich chłodzenia pęknięcia zimne, two- 406

2 rzące się z udziałem naprężeń strukturalnych, wynikających z przemiany martenzytycznej austenitu w strefie wpływu ciepła SWC. Stale konstrukcyjne mikrostopowe o małym stężeniu siarki i fosforu oraz ograniczonym udziale wtrąceń niemetalicznych w porównaniu ze stalami niestopowymi wykazują małą czułość na pękanie gorące, lecz większą skłonność do tworzenia pęknięć zimnych, które są związane ze wzajemnym oddziaływaniem przemiany martenzytycznej, wodoru atomowego pochłanianego przez spoinę w stanie ciekłym oraz naprężeniami związanymi ze stopniem utwierdzenia elementów spawanych [6]. Wodór atomowy tworzący się podczas spawania jako wynik dysocjacji pary wodnej pochodzącej z zawilgocenia elementów spawanych i materiałów dodatkowych oraz zawartej w nich wody krystalicznej rozpuszcza się w ciekłym metalu spoiny. Część rozpuszczonego wodoru wydziela się podczas krzepnięcia spoiny wskutek gwałtownego zmniejszenia rozpuszczalności tego pierwiastka w Feδ. Pozostała część wodoru tworzy z żelazem roztwór stały międzywęzłowy Feδ. W miarę obniżania temperatury do Ar 3 zmniejsza się rozpuszczalność wodoru w roztworze stałym Feγ i Feδ przy malejącej wartości współczynnika dyfuzji D H w austenicie. Powoduje to przesycenie spoiny wodorem przy częściowym przepływie dyfuzyjnym tego pierwiastka ze spoiny do strefy wpływu ciepła SWC. Podczas przemiany martenzytycznej w spoinie współczynnik dyfuzji D H w ferrycie wydatnie się zwiększa przy jednoczesnym zmniejszeniu rozpuszczalności wodoru w tej fazie. Wytworzony na powierzchni wtopienia duży gradient stężenia H jest przyczyną przenikania H ze spoiny do przyległego obszaru austenitu SWC, rozpuszczającego więcej wodoru niż ferryt. Duże stężenie wodoru w przyspoinowym obszarze austenitu SWC w temperaturze M S powoduje wzrost naprężeń strukturalnych towarzyszących przemianie martenzytycznej. Prowadzi to często do tworzenia pęknięć zwłocznych w przyległej do spoiny strefie wpływu ciepła. W celu zmniejszenia skłonności złączy spawanych do pęknięć zimnych należy ograniczyć ilość wodoru wprowadzonego do spoiny przez stosowanie niskowodorowych metod spawania, stosować właściwe rozwiązania technologiczne, ograniczające naprężenia związane ze stopniem utwierdzenia elementów spawanych oraz stosować wstępne podgrzewanie łączonych elementów do pożądanej temperatury [7, 8]. Inną przyczyną kruchości wodorowej złączy spawanych jest mechanizm pękania związany z adsorbcją wodoru atomowego na powierzchni i jego wnikaniem w głąb stali (HIC Hydrogen Induced Cracking). Zaabsorbowany wodór atomowy migrując w stali gromadzi się na czołach wtrąceń niemetalicznych, mikropęknięciach i innych defektach strukturalnych gdzie są dogodne warunki do rekombinacji wodoru atomowego w cząsteczkowy H 2 z wydzielaniem ciepła. Silnie egzotermiczna reakcja rekombinacji wodoru atomowego do postaci cząsteczkowej powoduje wzrost ciśnienia w tworzących się pęcherzykach H 2 oraz zarodkowanie i rozwój mikropęknięć [9 13]. W celu przeciwdziałania tworzeniu się pęknięć indukowanych wodorem (HIC) należałoby ograniczyć ilość wtrąceń niemetalicznych i innych defektów strukturalnych oraz stosować niskowodorowe metody spawania. Można to osiągnąć przez ograniczenie w stali zawartości węgla do 0,03%, siarki do 0,005% i fosforu do 0,006%, przy jednoczesnym wprowadzeniu mikrododatków Nb, V, Ti i B [14, 15]. Celem pracy było zbadanie wpływu wodoru na własności mechaniczne złączy spawanych blach grubych ze stali konstrukcyjnej mikrostopowej XABO Przebieg badań Badania wykonano na próbkach wyciętych ze złącza spawanego grubej blachy ze stali mikrostopowej XABO 960 o grubości 15 mm. Proces spawania przeprowadzono metodą MAG w osłonie gazu ochronnego, o symbolu PN-EN 439 M21. Skład chemiczny stali oraz materiału spoiwa zestawiono w tablicy 1, na- Rys. 1. Schemat wykonanej spoiny Fig. 1. Scheme of the used joint tomiast parametry spawania podano w tablicy 2. Schemat wykonanej spoiny przedstawiono na rys. 1. Złącza po spawaniu pocięto na odcinki próbne w celu przygotowania próbek do badań. Dla zrealizowania celu pracy przeprowadzono: obróbkę cieplną odcinków pobranych z blachy spawanej, elektrolityczne nawodorowanie próbek w 1n roztworze H 2 SO 4, statyczną próbę rozciągania, badania twardości, badania metalograficzne makroskopowe, badania metalograficzne mikroskopowe, badania na mikroskopie skaningowym. Obróbkę cieplną odcinków próbnych przeprowadzono w piecu laboratoryjnym komorowym THERMOLYNE typu Furnace Próbki odpuszczano w temperaturze 350 i 600 C przez 1 h z następnym chłodzeniem na powietrzu. W celu zbadania oddziaływania wodoru na złącze spawane, odcinki próbne ładowano wodorem wydzielanym elektrolitycznie z wodnego roztworu 1n kwasu siarkowego. Próbki przed umieszczeniem w elektrolicie zostały wyszlifowane i odtłuszczone alkoholem ety- Tablica 1. Skład chemiczny stali XABO 960 oraz materiału spoiwa Table 1. Chemical composition of XABO 960 steel and binding material Materiał Zawartość składników, % wag. C Mn Si P S Cr Mo Ni V stal 0,18 1,6 0,5 0,020 0,010 0,8 0,6 2,0 0,1 spoiwo 0,11 1,92 0,8 0,010 0,013 0,48 0,53 2,41 Tablica 2. Parametry spawania elektrodą o średnicy 1,2 mm prądem stałym DC(+) Table 2. Parameters of the welding by the use of the electrode with a diameter of 1,2 mm and direct current DC(+) ściegu Natężenie prądu, A Napięcie łuku, V Prędkość podawania drutu, cm/min Energia liniowa łuku, kj/cm Tablica 3. Parametry nawodorowania Table 3. Parameters of the hydrogen charging Temperatura odpuszczania, C Gęstość prądu, A/cm 2 Czas, h 1 stan surowy 0, stan surowy 0, , , , ,

3 Rys. 2. Schemat układu do nawodorowywania stali Fig. 2. Scheme of the system for hydrogen charging Rys. 3. Wykres zmian twardości na przekroju złącza spawanego Fig. 3. Diagram of the hardness changes on the welded joint section Tablica 4. Wyniki statycznej próby rozciągania Table 4. Results of the static tensile test 0 Temperatura odpuszczania, C Stan R p0,2, MPa R m, MPa nienawodorowana stan surowy 1 nawodorowana nienawodorowana nawodorowana nienawodorowana nawodorowana A, % lowym. Schemat układu do nawodorowywania przedstawiono na rys. 2, natomiast w tablicy 3 zestawiono parametry nawodorowania próbek. Badania własności mechanicznych złączy spawanych przeprowadzono na uniwersalnej maszynie wytrzymałościowej INSTRON 1195, przy prędkości przesuwu trawersy 5 mm min -1. Próbę wykonano zgodnie z normą PN- EN AC1 na próbkach o długości pomiarowej l 0 = 30 mm i przekroju 3 15 mm. Istotny wpływ na otrzymane wyniki badań własności mechanicznych ma czas pomiędzy nawodorowaniem próbek a ich zerwaniem, stąd próbę rozciągania przeprowadzono bezpośrednio po nawodorowaniu. Pomiar twardości złącza spawanego przeprowadzono za pomocą twardościomierza Vickersa firmy HAUSER przy obciążeniu 49 N. Przed pomiarem próbka została wytrawiona w celu ujawnienia strefy wpływu ciepła. Pomiaru twardości dokonano wzdłuż linii oddalonej o 3 mm od lica spoiny. Badania metalograficzne makroskopowe przeprowadzono w celu porównania przełomów próbek przed i po nawodorowaniu. Zanieczyszczenia usunięto w płuczce ultradźwiękowej stosując 20% roztwór HCl w wodzie destylowanej z dodatkiem inhibitora Tardiol D. Obserwacji przełomów odcinków próbnych dokonano na mikroskopie świetlnym LEICA MEF 4A przy powiększeniach 10 i 15. Badania metalograficzne mikroskopowe przeprowadzono w celu ujawnienia charakteru uszkodzeń korozyjnych w strefie przełomu próbek. Badania przeprowadzono na zgładach szlifowanych i polerowanych mechanicznie oraz trawionych nitalem, stosując mikroskop Rys. 4. Przełom kruchy odpuszczonej w temperaturze 350 C i poddanej nawodorowaniu. Zerwanie przebiega od SWC do strefy wtopienia Fig. 4. Brittle fracture of the sample tempered at a temperature of 350 C and subjected to hydrogen charging. The rupture occurs from the HAZ to fusion zone Rys. 5. Przełom kruchy odpuszczonej w temperaturze 350 C i poddanej nawodorowaniu. Strefa wpływu ciepła. Powiększony fragment z rys. 4 Fig. 5. Brittle fracture of the sample tempered at a temperature of 350 C and subjected to hydrogen charging. Heat-affected zone. Magnified fragment from fig

4 Rys. 6. Drobne wtrącenia niemetaliczne w strefie wpływu ciepła; pow. 100 Fig. 6. Small nonmetallic inclusions in the heat-affected zone; mag. 100 Rys. 7. Nieliczne wtrącenia niemetaliczne w spoinie; pow. 100 Fig. 7. Non-numerous nonmetallic inclusions in the joint; mag. 100 świetlnym AXIOVERT 405M przy powiększeniu do 500. Powierzchnię przełomów próbek badano za pomocą elektronowego mikroskopu skaningowego typu JCXA 733 firmy JEOL o zdolności rozdzielczej 3 nm, przy napięciu przyspieszającym 30 kv, stosując powiększenie w zakresie od 200 do Wyniki badań Wyniki statycznej próby rozciągania (tablica 4) wskazują, że kruchość wodorowa złączy spawanych blach grubych badanej stali objawia się wyraźnym obniżeniem plastyczności, podczas gdy wytrzymałość ulega niewielkiemu obniżeniu. Największy spadek plastyczności występuje po nawodorowaniu nie poddanej odpuszczaniu. Wydłużenie próbek w tym przypadku zmniejszyło się z 10 do 6% odpowiednio dla stanu przed i po nawodorowaniu. Największą wytrzymałość wykazują odpuszczone w temperaturze 350 C. Próbka nienawodorowana odpuszczona w tej temperaturze wykazuje umowną granicę plastyczności R p0,2 około 903 MPa i wytrzymałość R m około 1035 MPa, natomiast próbka nawodorowana R p0,2 około 854 MPa i wytrzymałość R m około 970 MPa. Na podstawie pomiarów twardości w strefie wtopienia oraz w strefie wpływu ciepła stwierdzono wyraźny wzrost twardości w pobliżu granicy strefy wtopienia i SWC (rys. 3). Efekt ten jest spowodowany korzystnymi warunkami dla austenityzacji oraz tym, że szybkość z jaką ciepło było oddawane była wystarczająca do zajścia przemiany martenzytycznej w tym obszarze. Dalej od osi spoiny, w strefie wpływu ciepła temperatura obniżała się, co na wykresie objawia się znacznym spadkiem twardości. Materiał w tym obszarze został odpuszczony, a temperatura odpuszczania malała wraz ze wzrostem odległości od osi spoiny. Badania makroskopowe próbek poddanych statycznej próbie rozciągania bezpośrednio po nawodorowaniu wykazały, że zerwanie przebiegało najczęściej od strefy wpływu ciepła do strefy wtopienia niezależnie od temperatury odpuszczania (rys. 4, 5). Badania metalograficzne mikroskopowe zgładów nietrawionych wykazały znikomy udział drobnych wtrąceń niemetalicznych w strefie wpływu ciepła, w strefie wtopienia jak i w materiale spoiny (rys. 6, 7). Natomiast obserwacje mikroskopowe próbek nawodorowanych i następnie poddanych próbie rozciągania ujawniły liczne wtrącenia niemetaliczne o zwiększającym się udziale w pobliżu złomu, niezależnie od temperatury odpuszczania (rys. 8), a także pęcherze powstałe na skutek oddziaływania wodoru (rys. 9). Duża koncentracja wtrąceń niemetalicznych zaobserwowana w pobliżu złomu decyduje o ułatwionym transporcie wodoru do miejsc rozwoju pęknięcia. Badania fraktograficzne powierzchni przełomów próbek nawodorowanych a następnie poddanych próbie rozciągania ujawniły liczne pęknięcia, zagłębienia oraz pustki będące prawdopodobnie wynikiem oddziaływania wodoru. Efekty te ujawniono zarówno na Rys. 8. Liczne wtrącenia niemetaliczne w pobliżu miejsca zerwania odpuszczonej w temperaturze 350 C i nawodorowanej; pow. 200 Fig. 8. Numerous nonmetallic inclusions in the vicinity of the rupture in the sample tempered at a temperature of 350 C and hydrogen charged; mag. 200 Rys.9. Wtrącenia niemetaliczne oraz pęcherze powstałe na skutek oddziaływania wodoru w pobliżu miejsca zerwania odpuszczonej w temperaturze 600 C i nawodorowanej; pow. 500 Fig. 9. Nonmetallic inclusions and blisters formed due to the influence of hydrogen in the vicinity of the rupture in the sample tempered at a temperature of 600 C and hydrogen charged; mag

5 Rys. 10. Powierzchnia przełomu strefy wtopienia z widocznym pęknięciem i licznymi pustkami nawodorowanej; pow. 200 Fig. 10. Fracture surface of the fusion zone with the visible crack and numerous voids of the hydrogen charged; mag.200 Rys. 11. Przełom kruchy z widocznymi zagłębieniami i pustkami odpuszczonej w temperaturze 600 C i nawodorowanej; pow. 500 Fig. 11. Brittle fracture with visible hollows and voids in the sample tempered at a temperature of 600 C and hydrogen charged; mag.500 próbkach w stanie surowym jak i na próbkach odpuszczonych (rys.10, 11). 4. Wnioski Na podstawie analizy uzyskanych wyników stwierdzono gromadzenie się wodoru na czołach wtrąceń niemetalicznych, mikropęknięciach i innych defektach strukturalnych, gdzie zachodzi silna reakcja egzotermiczna rekombinacji wodoru atomowego w cząsteczkowy. Prowadzi to do kruchości wodorowej złączy spawanych. W procesach tych istotną rolę odgrywa również stan naprężeń i powstające odkształcenie plastyczne podczas propagacji mikropęknięcia. W szczególności stwierdzono, że: kruchość wodorowa złączy spawanych blach grubych ze stali XABO 960 ujawnia się wyraźnym obniżeniem własności plastycznych, złącza spawane są podatne na pękanie wodorowe w strefie wpływu ciepła oraz w strefie wtopienia, w miejscu zerwania występują drobne pęcherze wywołane obecnością wodoru i jego przemieszczaniem wskutek działających naprężeń i odkształcenia plastycznego, temperatura odpuszczania nie wpływa na proces powstawania pęcherzy związanych z migracją wodoru, celem uzyskania najlepszych własności mechanicznych złączy spawanych blach, należy stosować odpuszczanie w temperaturze 350 C. LITERATURA 1. HSLA Steels Technology and Applications, Conf. Proc. ASM, Metals Park, Ohio, J. Adamczyk, M. Opiela: Journal of Materials Processing and Technology, v (2004) Microalloying 95, Proc. Int. Conf., Iron and Steel Soc., Pittsburgh, PA, J. Adamczyk, M. Opiela: Mat. Konf. Forming, Lednice, Czechy, 2005, Swenskt Stäl Oxelösund WELDOX. 6. J. Adamczyk: Inżynieria Wyrobów Stalowych, Wyd. Politechniki Śląskiej, Gliwice, T. Gladman: The Physical Metallurgy of Microalloyed Steels, The Institute of Materials, London, J. Adamczyk: Inżynieria Materiałów Metalowych cz.1, Wyd. Politechniki Śląskiej, Gliwice, J. Flis: Wodorowe i korozyjne niszczenie metali, Państwowe Wyd. Naukowe, Warszawa, P. Adamiec, J. Dziubiński: Biuletyn Instytutu Spawalnictwa, 5 (1999) P.F. Timmins: Solutions to Hydrogen Attack in Steels. ASM International, Dziubiński J., Adamiec P.: Przegląd Spawalnictwa, 2000,4, s J. Ćwiek: Niszczenie wodorowe stali spawalnych o wysokiej wytrzymałości, Wyd. Politechniki Gdańskiej, Gdańsk, P.J. Bordignon: Sider Latinsomer, 315 (1986) J.G. Wiliams i in.: Proc. Int. Conf. Microalloying, Pittsburgh, 1995, 117. Informacja o Autorach: Dr inż. Marek Opiela jest pracownikiem Instytutu Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych na Wydziale Mechanicznym Technologicznym Politechniki Śląskiej. Zajmuje się materiałami konstrukcyjnymi, a w szczególności stalami mikrostopowymi i nowoczesnymi technologiami produktów hutniczych. Dr inż. Wojciech Krukiewicz jest pracownikiem Instytutu Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych na Wydziale Mechanicznym Technologicznym Politechniki Śląskiej. Zajmuje się pracą dydaktyczną i naukową w dziedzinie inżynierii materiałowej. Adres do korespondencji: Politechnika Śląska Wydział Mechaniczny Technologiczny Instytut Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych ul. Konarskiego 18a, Gliwice tel: (032) fax: (032) marek-opiela@wp.pl 410