Homogenní svarový spoj supermartenzitické nerezavějící oceli typu 13Cr6Ni2,5Mo. Homogeneous Weldment of 13Cr6Ni2.5Mo Super-martensitic Stainless Steel

Transkript

1 Homogenní svarový spoj supermartenzitické nerezavějící oceli typu 13Cr6Ni2,5Mo Homogeneous Weldment of 13Cr6Ni2.5Mo Super-martensitic Stainless Steel Ing. Magdalena Šmátralová, Ph.D., Ing. Gabriela Rožnovská, Prof. Ing. Vlastimil Vodárek, CSc., MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o., Ostrava Příspěvek se zabývá hodnocením mechanických vlastností a mikrostruktury homogenního svarového spoje supermartenzitické oceli typu 13Cr6Ni2,5Mo. Studium bylo provedeno na obvodovém svarovém spoji trubky Ø324x16mm, který byl zhotoven technologií GTAW a FCAW. Jako přídavný materiál byla použita plněná elektroda s označením OK Tubrod Žíhání po svaření (PWHT) nebylo provedeno. Celistvost svarového spoje byla ověřena NDT zkouškami. Dále byl proveden kontrolní chemický rozbor základního materiálu a svarového kovu, vyhodnoceny konvenční mechanické vlastnosti a odolnost svarového spoje vůči mezikrystalové korozi. Metalografický rozbor byl zaměřen na studium strukturních změn v tepelně ovlivněné zóně svarového spoje. Mechanické vlastnosti hodnoceného homogenního svarového spoje vyhověly požadavkům standardů Det Norske Veritas, část 2, kap. 3, Svařování-leden/1996 a Statoil Specifikace pro bezešvé trubky 13%Cr oceli. Bylo prokázáno, že homogenní svarové spoje supermartenzitické oceli typu 13Cr6Ni2,5Mo ve stavu bez žíhání po svaření mohou dosahovat požadované mechanické vlastnosti a zároveň mohou vykazovat i dobrou odolnost vůči mezikrystalové korozi. This paper deals with the evaluation of mechanical properties and microstructure of the homogeneous weldment made of 13Cr6Ni2.5Mo super-martensitic stainless steel. These high alloyed martensitic steels with extra low carbon contents were designed for applications in oil and gas industry. They offer a good combination of high strength, toughness, corrosion resistance and weldability. However, the production of filler materials with matching composition has proved difficult, toughness of weld deposits in the as-welded condition is a major issue. The investigated weldment was made of a Ø324x16mm pipe using a matching filler metal OK Tubrod mm. GTAW and FCAW technologies were applied. No PWHT was carried out. Internal quality of the weldment was checked by NDT testing. Furthermore chemical composition of both parent material and weld metal was determined. The properties of the weldment were evaluated by standard mechanical testing and the resistance to intergranular corrosion was investigated. Metallographic investigations were focused on micro-structural changes in the heat affected zone of the weld joint. Mechanical properties of the weldment met the requirements of the Det Norske Veritas, Part 2, Chapter 3, Welding- January/1996 and Statoil Specification for Seamless Linepipe 13% Cr steels. It has been demonstrated that homogeneous 13Cr6Ni2.5Mo weld joints in the as-welded condition can reach the required mechanical properties and at the same time show a satisfactory resistance to intergranular corrosion. 1. Úvod Supermartenzitické nerezavějící oceli byly vyvinuty pro použití v ropném a plynárenském průmyslu. Tyto oceli poskytují dostatečnou korozní odolnost v neutrálních a mírně kyselých prostředích v kombinaci s vysokou pevností a dobrou houževnatostí i za snížených teplot. Postupně bylo vyvinuto několik typů supermartenzitických ocelí, které obsahují méně než 0,02%C, 11-13%Cr, 2-6%Ni a 0,5-2,5%Mo [1, 2]. Některé značky ocelí mohou obsahovat až do 1,5%Cu a do 0,1%N. Speciální značky supermartenzitických ocelí byly vyvinuty pro aplikace, kdy po svaření není možné svary podrobit klasickému žíhání na snížení napětí (PWHT). Aby bylo možno dosáhnout požadovaných mechanických a korozních vlastností ve stavu po svaření, je nutné u těchto ocelí snížit obsahy uhlíku a dusíku na velmi nízkou úroveň (< 0,01%), kromě toho se používá přísada titanu, který efektivně brání růstu austenitického zrna v tepelně ovlivněné oblasti svarových spojů [1, 3]. Tepelné zpracování supermartenzitických ocelí se skládá z kalení a popouštění, resp. interkritického žíhání [4]. Teplota A c1 supermartenzitických ocelí významně závisí na obsahu niklu v oceli. Ve značkách s vysokým obsahem niklu se teplota A c1 může pohybovat v rozmezí C. Jestliže je žíhání po kalení prováděno při teplotách mírně nad A c1 ( T 50 C), austenitické částice ve tvaru úzkých lamel, vyloučené přednostně podél martenzitických latěk, zůstanou po ochlazení na pokojovou teplotu stabilizovány ve struktuře laťkového martenzitu. Stabilizace tohoto reverzního austenitu je obvykle spojována s jeho obohacením uhlíkem, dusíkem a niklem. Podíl reverzního austenitu ve 57

2 struktuře supermartenzitických ocelí determinuje dosažený poměr pevnosti, houževnatosti a korozní odolnosti. Reverzní austenit je stabilní při podchlazení až na teplotu -196 C, ale plastická deformace může vyvolat jeho transformaci na martenzit. V počátečním období vývoje supermartenzitických ocelí byly ke svařování používány přídavné materiály z duplexních nebo superduplexních feritickoaustenitických ocelí [1]. Bylo prokázáno, že svařitelnost supermartenzitických ocelí je velmi dobrá, ale použití těchto přídavných materiálů vedlo k následujícím problémům: malá strukturní stabilita feritické fáze v duplexních ocelích při zvýšených teplotách vylučuje možnost provedení žíhání svarů na snížení napětí, hodnoty meze kluzu svarového kovu z duplexních nebo superduplexních ocelí jsou zpravidla nižší než mez kluzu základního materiálu, duplexní a superduplexní oceli mají vyšší hodnoty součinitele teplotní roztažnosti, cena duplexních a superduplexních ocelí je vysoká. Uvedené důvody vedly k vývoji přídavných materiálů s chemickým složením blízkým základnímu materiálu ( matching weld metal ). V současnosti jsou pro jednotlivé typy supermartenzitických ocelí komerčně dostupné vhodné matching přídavné materiály [1, 5]. Úroveň meze kluzu svarového kovu je obvykle požadována na vyšší úrovni než mez kluzu základního materiálu. Při optimalizaci podmínek svařování je nutné věnovat velkou pozornost minimalizaci obsahu vodíku a kyslíku ve svarovém kovu, neboť tyto prvky mohou způsobit výrazné zkřehnutí svarového kovu. Dosažená úroveň nárazové práce může být u supermartenzitických ocelí také ovlivněna volbou svařovacího procesu. Jako nejvhodnější se jeví GTAW (141) a nebo PAW (15). Použití pulzního proudu snižuje riziko výskytu studených spojů, zejména u procesů, u kterých je nezbytné limitovat tepelný příkon nebo obsah CO 2. Zvyšování obsahu CO 2 má nepříznivý vliv na finální obsah kyslíku ve svarovém kovu, nicméně malý přídavek CO 2 je nezbytný pro dobrou stabilitu oblouku a dostatečnou penetraci housenek při pulzním svařování supermartenzitických ocelí procesem GTAW [2]. Tavné svařování výrazně ovlivňuje mikrostrukturní charakteristiky v tepelně ovlivněné oblasti (TOO) svarů supermartenzitických ocelí. Tyto změny závisí zejména na chemickém složení oceli, na maximální teplotě svařovacího cyklu v dané lokalitě a na rychlosti následného ochlazování [1]. Ohřev supermartenzitických ocelí na teploty pod A c1 vede k rozvoji precipitačních procesů, nad teplotou A c1 probíhá částečná reaustenizace, nad A c3 je mikrostruktura plně austenitická, nad A c4 se začíná tvořit δ-ferit a nad teplotou A c5 je mikrostruktura plně feritická. Při studiu mikrostruktury tepelně ovlivněné oblasti svarů supermartenzitických ocelí směrem od linie ztavení do základního materiálu lze očekávat výskyt následujících pásem [1,3]: 1. pásmo: k zóně ztavení přiléhá úzké hrubozrnné pásmo, které bylo během svařování plně feritické. V průběhu ochlazování δ-ferit transformuje na austenit a následně na martenzit. V tomto pásmu se zpravidla vyskytuje malé množství δ-feritu. 2. pásmo: v průběhu svařovacího cyklu dochází k ohřevu do dvoufázové oblasti γ+δ. Během ochlazování svarového spoje austenit transformuje na martenzit a v mikrostruktuře této oblasti zůstává zachován určitý podíl δ- feritu. 3. pásmo: oblast jemnozrnné překrystalizace, která byla během svařovacího cyklu ohřáta do oblasti austenitu. Během ochlazování svarového spoje austenit transformuje na martenzit. 4. pásmo: interkriticky žíhané pásmo, kde v průběhu svařování došlo k částečné transformaci martenzitu na austenit. V oblasti přežíhané vysoko nad teplotou A c1 lze během ochlazování očekávat zpětnou transformaci austenitu na čerstvý martenzit, zatímco v oblasti žíhané těsně nad teplotou A c1 dojde ke stabilizaci reverzního austenitu v martenzitické matrici. 5. pásmo: martenzit, který byl během svařování popuštěn pod teplotou A c1. Schématické znázornění jednotlivých pásem v tepelně ovlivněné oblasti v závislosti na maximální teplotě svařovacího cyklu je uvedeno na obr. 1. Je třeba vzít v úvahu, že mikrostruktura tepelně ovlivněné zóny ve vícevrstvých svarových spojích může být významně modifikována při kladení následující housenky. V přežíhaných oblastech se vyskytují všechna výše popsaná pásma tepelně ovlivněné zóny. Lze očekávat lokální zjemnění austenitického zrna, vzrůst obsahu δ feritu a rovněž precipitaci karbidů. Precipitace karbidických částic je považována za příčinu vzniku náchylnosti svarových spojů supermartenzitických ocelí k mezikrystalové korozi, která byla v některých případech pozorována [2]. Tento příspěvek je věnován komplexnímu rozboru homogenního svarového spoje trubky supermartezitické oceli typu 13Cr6Ni2,5Mo z pohledu jeho celistvosti, dosažených základních mechanických vlastností a odolnosti vůči mezikrystalové korozi. 58

3 V martenzitické matrici došlo k precipitaci částic Lavesovy fáze typu Fe 2 Mo [4]. Obr. 1 Schématické znázornění pásem v TOO supermartenzitické oceli, podle [1] Fig. 1 Schematic representation of HAZ regions in supermartensitic steel, [1] 2. Experimentální materiál Studium bylo provedeno na obvodovém svarovém spoji trubky Ø324x16mm. Materiál trubky jakosti 13Cr6Ni2,5Mo byl vyroben v elektrické obloukové peci a zpracován technologií VOD. Segmenty trubky ve stavu po válcování za tepla byly před svařováním podrobeny tepelnému zpracování na jakost normalizačním žíháním 970 C/2hod./s ochlazením na vzduchu a interkritickým žíháním 600 C /6hod./s ochlazením na vzduchu. Po tomto tepelném zpracování byla mikrostruktura tvořena popuštěným laťkovým martenzitem a útvary reverzního austenitu [4]. Jako přídavný materiál byl použit trubičkový drát s označením OK Tubrod o Ø1,2mm. Směrné chemické složení drátu podle výrobce (ESAB) je uvedeno v tab. 2. Pro svařování homogenního svarového spoje trubky byl zvolen tupý V spoj. Svarové hrany byly mechanicky opracovány s úhlem rozevření 70. Pro ochranu kořene svarového spoje, který byl svařen metodou GTAW v ochraně plynu Argon 4,6, s označením podle EN ISO I 1, byl zhotoven přípravek zamezující úniku ochranného plynu. Přípravek byl přistehován na svaru trubky z kořenové strany a všechny mezery byly utěsněny. Svarový spoj trubky byl proveden v poloze PA (vodorovná shora), kořen svaru metodou GTAW (141) v ochraně plynu argonu z vnější strany kořene a v ochraně argonu + 0,5%CO 2 (označení podle EN ISO M12-ArC- 0,5) ze strany výplně. Výplň svaru byla provedena metodou FCAW (136) s pulsem. Při svařování byl použit předehřev 80 C, mezihousenková (interpass) teplota byla 100 C. Pro svařování bylo v kořeni i ve výplni svaru použito tepelného příkonu Q =1,9kJ/mm. Po svařování byl zařazen dohřev po dobu 16 hodin při teplotě 250 C. Klasické žíhání po svaření (PWHT) nebylo aplikováno. Svarový spoj byl podroben těmto nedestruktivním kontrolám: zkoušení ultrazvukem podle EN 1714B, 100%, zkoušení magnetickým práškem podle EN 1290, 100% a zkouška prozářením podle EN 1435 cl.b, st. EN lev. 2, 100% s vyhovujícím výsledkem u všech zkoušek. V tab. 1 jsou přehledně uvedeny parametry svařování. Číslo housenky Tab. 1 Parametry svařování Tab. 1 Welding conditions Přídavný materiál Průměr elektrody [mm] Svařovací proces Proud [A] Napětí [V] Tepelný příkon [kj/mm] 1 OK TUBROD , ,6 1,9 2 6 OK TUBROD , ,1 1,9 Hodnocení svarového spoje bylo provedeno v souladu s požadavky předpisu Det Norske Veritas, sekce 2, část 3, Welding, January/1996 [6]. Získané výsledky byly rovněž posuzovány podle specifikace Statoil: Specification for Seamless Linepipe 13%Cr steels [7]. U svarového spoje byly provedeny následující analýzy, zkoušky a hodnocení: analýza chemického složení základního materiálu a svarového kovu, zkouška lámavosti bočním ohybem, tahová zkouška napříč svarovým spojem, měření průběhu tvrdosti přes svarový spoj, zkoušky rázem v ohybu základního materiálu a svarového spoje s lokalizací vrubu v linii ztavení tepelně ovlivněné oblasti a ve svarovém kovu, hodnocení odolnosti vůči mezikrystalové korozi, hodnocení makro a mikrostruktury zaměřené na tepelně ovlivněnou oblast a svarový kov. 3. Výsledky a jejich diskuse V tab. 2 jsou uvedeny požadavky na chemické složení supermartenzitických ocelí typu 13Cr6Ni2,5Mo podle specifikace [7], požadavky na směrné chemické složení přídavného materiálu podle výrobce (ESAB) a výsledky kontrolního rozboru základního materiálu (ZM) i 59

4 svarového kovu (SK). Z uvedených výsledků je zřejmé, že jak v případě základního materiálu, tak i svarového kovu byl mírně překročen požadovaný obsah uhlíku a výrazně obsah titanu. U ostatních prvků lze zjištěné disproporce považovat za nevýznamné. Výsledky kontrolní analýzy kyslíku a dusíku v základním materiálu a svarovém kovu jsou uvedeny v tab. 3. Stanovené obsahy kyslíku ve svarovém kovu jsou přibližně o řád vyšší než v základním materiálu. Obsah kyslíku ve svarovém kovu je v souladu s literárními údaji o typickém obsahu kyslíku ve svarech supermartenzitických ocelí zhotovených metodou GTAW [8]. Výsledky tahových zkoušek základního materiálu (ZM) a svarového spoje (SS) jsou uvedeny v tab. 4 spolu s požadavky podle specifikace [7]. Tahové zkoušky byly provedeny při laboratorní teplotě a teplotě +150 C. Ze základního materiálu byla odebrána zkušební tělesa v podélném směru trubky. Pro tahovou zkoušku svarového spoje byla zkušební tělesa odebrána napříč svarovým spojem. Výsledky tahových zkoušek vyhověly požadavkům výše uvedeného předpisu. U tahových zkoušek svarového spoje došlo k porušení zkušebních těles v základním materiálu. Měření profilu tvrdosti napříč svarovým spojem je dokumentováno na obr. 2. Svar nevykazoval významný rozdíl tvrdosti mezi kořenovou a podpovrchovou oblastí. Z naměřeného průběhu tvrdosti vyplývá, že ve svarovém kovu nedošlo k významnému zvýšení tvrdosti. Naměřené tvrdosti se ve všech oblastech svarového spoje, tj. v základním materiálu, tepelně ovlivněné oblasti a svarovém kovu, pohybovaly v rozmezí HV10. Tab. 2 Chemické složení základního materiálu a svarového kovu, hm.% Tab. 2 Chemical compositions of the parent material and the weld metal, wt. % C Mn Si P S Cu Ni Cr Mo V Ti 13Cr6Ni2,5Mo podle [7] 0,015 0,70 0,50 0,020 0,002 0,20 6,0-7,0 11,9-12,7 2,4 0,002-0,013 0,003-0,013 OK <0,02 1,7-0,20-0,4-6,5-12,5-2, (ESAB) 2,1 0,50 0,015 0,015 0,6 7,5 13,5 2,6 SK 0,03 1,23 0,35 0,020 0,008 0,33 6,47 12,69 2,42 <0,01 0,06 ZM 0,02 0,57 0,31 0,027 0,002 0,12 6,15 13,20 2,28 0,037 0,10 Tab. 3 Výsledky kontrolní analýzy kyslíku a dusíku, hm.% Tab. 3 Results of oxygen and nitrogen analyses, wt. % O N ZM 0,0033-0,0032-0,0032 0,0170 SK 0,0277-0,0289-0,0313 0,0147 Tab. 4 Výsledky tahových zkoušek Tab. 4 Results of tensile tests T zk [ C] R p 0,2[MPa] R m [MPa] R p 0,2 /R m A 5 [%] Z[%] předpis [7] 20, <0,9 >20 - ZM , ZM , SS SS

5 osa svaru 2 mm od povrchu 2 mm od povrchu kořenové oblasti tvrdost HV Z TO SK TOO Z Z TO SK TOO ZM vzdálenost v mm Obr. 2 Profil tvrdosti HV10 přes svarový spoj Fig. 2 Hardness HV10 profile across the weldment U svarového spoje byly provedeny zkoušky rázem v ohybu s V vrubem při teplotě zkoušení 40 C u těles s vrubem umístěným v základním materiálu, v linií ztavení (LZ) svarového spoje a ve svarovém kovu ve stavu po ošetření dohřevem. Výsledky jsou uvedeny v tab. 5. Naměřené hodnoty nárazové práce vyhovují s dostatečnou rezervou požadavkům pro základní materiál podle specifikace [7]. Poněkud snížená úroveň nárazové práce byla naměřena pro svarový kov, ale dosažené hodnoty odpovídají hodnotám pro svarový kov přídavného materiálu OK Tubrod 15.55, které uvádí výrobce [8], tj. hodnoty 41-44J. Rovněž výsledky zkoušky lámavosti bočním ohybem byly vyhovující. Tab. 5 Výsledky zkoušek rázem v ohybu při teplotě zkoušení 40 C Tab. 5 Results of V notch Charpy impact test at 40 C Poloha vrubu KV min. [J] KV stř. [J] ZM SK LZ Pozn.: podle [6] průměrná hodnota nárazové práce ve svarovém kovu, linii ztavení a tepelně ovlivněné oblasti má být 47J Přestože supermartenzitické oceli obsahují velmi nízké obsahy uhlíku, publikované výsledky hodnocení svarových spojů nasvědčují, že svařování může vyvolat zvýšení náchylnosti tepelně ovlivněné oblasti svarů k interkrystalické korozi [1]. V této souvislosti bylo provedeno hodnocení odolnosti vůči mezikrystalové korozi na zkušebních tělesech odebraných ze základního materiálu a ze svarového spoje, kde střed zkoušky byl umístěn v linii ztavení svarového spoje. Zkušební tělesa byla exponována ve vroucím standardním roztoku 100g CuSO 4.5H 2 O+10%H 2 SO 4 v jednom litru vodného roztoku po dobu 24hod. Po exponování byly vzorky ohýbány o úhel 90, aby mohlo dojít k rozevření případných mezikrystalových trhlin. Zkoušky po ohybu nevykazovaly žádné trhliny ani v základním materiálu ani v tepelně ovlivněné oblasti svarového spoje. Na obr. 3 je dokumentována poměrně rovnoměrná makrostruktura hodnoceného svarového spoje. Z obrázku je patrný základní materiál s vycezeninami usměrněnými ve směru tváření trubky. Na makroleptu je rovněž zřejmá tepelně ovlivněná oblast vykazující několik odlišných kontrastů, licí charakter struktury svarového kovu a způsob kladení jednotlivých housenek. Šířka tepelně ovlivněné oblasti (TOO) se pohybovala v rozmezí 3-8mm. Makrolept svědčí o dobrém provaření a absenci vad typu trhlin, pórů a dutin. Z pohledu hodnocení tvaru svarového spoje podle ČSN EN ISO 5817 [9] spoj vykazuje znaky hubeného kořene, stupeň jakosti B pro mezní hodnoty vad. Mikrostrukturní rozbor svarového spoje byl proveden za použití optické mikroskopie. Vzhledem k malé rozlišovací schopnosti této techniky bylo cílem rozboru pouze charakterizovat zásadní změny mikrostruktury během teplotního cyklu při svařování. Za použití optické mikroskopie nebylo možné charakterizovat distribuci a podíl reverzního a zbytkového austenitu v martenzitické matrici, ani precipitační procesy. Obr. 3 Makrolept příčného řezu obvodovým svarovým spojem Fig. 3 Macroetching of the cross-section through the girth weld 61

6 Hodnocení mikrostruktury bylo provedeno v leptaném stavu za použití leptadla pro chromové oceli a roztoku 10N NaOH, který umožňuje selektivní naleptání δferitu. Mikrostruktura tepelně neovlivněného základního materiálu byla z pohledu optické mikroskopie tvořena popuštěným martenzitem s vycezeninami, ve kterých byly přítomny jemné částice δ-feritu, obr. 4. Obr. 4 Mikrostruktura základního materiálu neovlivněná svařováním Fig. 4 Microstructure of parent material unaffected by welding Mikrostruktura svarového kovu byla hrubá, s licím uspořádáním. Byla tvořena martenzitem a proměnlivým množstvím δ-feritu, obr. 5 a 6. Podíl δ-feritu byl nejvyšší v tepelně ovlivněných oblastech SK, vzniklých při kladení následující housenky. Ve SK byla přítomna velká četnost jemných částic vměstků tvořených komplexními oxidy hliníku, titanu, chrómu a manganu. Obr. 5 Mikrostruktura SK Fig. 5 Microstructure of weld metal 62 V přehřáté oblasti TOO (1. pásmo) bezprostředně přiléhající k linii ztavení došlo k výraznému zhrubnutí mikrostruktury, obr. 7. V této zóně nastal ohřev základního materiálu až do oblasti δ-feritu, tj. nad teplotu Ac5. Během ochlazování se ferit rozpadl na austenit a následně na martenzit. V mikrostruktuře 1. pásma TOO bylo zachováno jen malé množství δferitu. Na přehřáté pásmo TOO navazovalo úzké 2. pásmo TOO tvořené směsí δ-feritu a martenzitu, obr. 8. V navazujícím 3. pásmu, které bylo při svařování ohřáto do oblasti austenitu, byla pozorována jemnozrnná martenzitická struktura. Nelze vyloučit, že původní útvary reverzního austenitu, které byly ve výchozí struktuře stabilizovány především niklem a uhlíkem, netransformovaly během krátkodobého svařovacího cyklu na martenzit a zůstaly v mikrostruktuře zachovány. V interkriticky žíhaném 4. pásmu, byly pozorovány výrazné lokální rozdíly v leptatelnosti martenzitu, obr. 9. V případě oblastí ohřátých na teplotu v blízkosti Ac3 byla mikrostruktura tvořena silně popuštěným martenzitem (tmavý kontrast) a velkým množstvím čerstvého martenzitu (světlý kontrast). Podíl čerstvého martenzitu ve struktuře klesal s poklesem teploty směrem k Ac1. V 1. až 4. pásmu TOO lze předpokládat, že mezi laťkami martenzitu jsou přítomny nesouvislé, tenké filmy zbytkového austenitu. V oblasti ohřáté během svařování těsně nad Ac1 byla výsledná struktura tvořena popuštěným martenzitem, ve kterém se mohou vyskytovat útvary reverzního austenitu. V 3. i 4. pásmu TOO byly zachovány jemné řádky částic δferitu, které byly přítomny v základním materiálu po tepelném zpracování na jakost. V 5. pásmu, které bylo během svařování ohřáto pouze na teplotu pod Ac1, byl pozorován vyšší stupeň popuštění martenzitu než v tepelně neovlivněném základním materiálu, obr. 10. Obr. 6 Útvary δ-feritu ve SK Fig. 6 Islands of δ-ferrite in weld metal

7 Obr.7 Mikrostruktura přechodu SK-TOO, 1. pásmo Fig. 7 Microstructure of the WM-HAZ transition, the 1st zone of HAZ Obr.9 Mikrostruktura 4. pásma TOO Fig.9 Microstructure of the 4th zone of HAZ 4. Závěr Výsledky získané při studiu homogenního svarového spoje supermartenzitické oceli typu 13Cr6Ni2,5Mo dokumentují, že technologie svařování, přídavný materiál a parametry svařování byly zvoleny vhodně pro dosažení celistvého svaru s požadovanými vlastnostmi. Kořen svaru byl zhotoven technologií GTAW s ochranným plynem Argon 4,6, výplň svaru byla [5] provedena metodou FCAW. Ke svařování byl použit přídavný materiál typu OK Tubrod Klasické [6] žíhání po svaření (PWHT) nebylo provedeno. V mikrostruktuře svarového spoje nebyly zjištěny žádné defekty nebo anomálie. TOO svarového spoje nevykázala citlivost k mezikrystalové korozi. Poděkování Autoři článku vyjadřují své poděkování za finanční podporu MŠMT v rámci programu Výzkumný záměr MSM Obr.8 Mikrostruktura 2. pásma TOO Fig. 8 Microstructure of the 2nd zone of HAZ Obr.10 Mikrostruktura 5. pásma TOO Fig. 10 Microstructure of the 5th zone of HAZ Literatura [1] CARROUGE, D.: Welding of Supermartensitic Steels, Ph.D. Thesis,TWI Institute, Abingdon, [2] HAYNES A.,G.: Proc.of Supermartensitic Steels 99, 1999, p. 25. [3] WOOLIN P., CARROUGE D.: Proc. of Supermartensitic Steels 02, Liege, 2002, p [4] ROŽNOVSKÁ, G., VODÁREK, V., KORČÁK, A., TVRDÝ, M.: Sborník vědeckých prací VŠB-TU Ostrava, Řada hutnická, VŠB-TU Ostrava, 2005, vol. XLVIII, č. 1, p [5] KARLSON L., SOLVEIG R., WOUTER B.: Development of Matching Composition Supermartensitic Stainless Steel Welding Consumables, Stainless Steel World, 10/1999, p [6] Det Norske Veritas, Rules for Classification of Ships, Part 2, Chapter 3. Section 1, January [7] Specification for Seamless Linepipes 13% Cr steels, Statoil, 1999, p [8] VAN DEN BROEK J., GOLDSCHMIT Z., KARLSON L., SOLVEIG R.: Efficient Welding of Supermartensitic Pipes with Matching Metal Cored Wires, Swersaren No. 2-3, 2001, p [9] ČSN EN ISO 5817, Svařování - Svarové spoje oceli, niklu, titanu a jejich slitin zhotovené tavným svařováním (kromě elektronového a laserového svařování) - Určování stupňů jakosti, září Recenze: Prof. Ing. Jaroslav Koukal, CSc. Prof. Ing. Eva Mazancová, CSc. ý 63