STUDIUM STRUKTURNÍCH ZMĚN AUSTENITICKÝCH NÁVARŮ STUDY OF STRUCTURE STABILITY OF AUSTENITIC WELDS doc. Ing. Ivo Hlavatý, Ph.D. (IWI-C), Ing. Lucie Krejčí (IWE), Ing. Jiří Hlavatý (IWE), Abstract This paper is dealing with structure stability of austenitic welds on technological parameters. The first part contains selection of five types austenitic welds. The second part is applied structure stability for this welding technology. The next part contains measurements of microhards in dilution facing. The closure part contains a results summary. Key words Change in structure, austenitic welds, welding technology. ÚVOD V souvislosti s hodnocením souboru experimentů, zaměřených na ověření technologií navařování exponovaných úseků tramvajových kolejnic, byla metalograficky dokumentována závislost mezi úrovní technologických parametrů a promíšením austenitického návaru (austenitická korozivzdorná ocel s chemickým složením 0.1 % C, 0.6 % Si, 6.1 Mn, 18.8 % Cr, 8.8 % Ni a úsporná austenitická korozivzdorná ocel s chemickým složením 0.6 % C, 0.8 % Si, 16.5 Mn, 13.5 % Cr) se základním materiálem (tramvajová žlábková kolejnice UIC 900 A s profilem NT 1 a chemickým složením 0.72 % C, 0.2 % Si, 0.86 % Mn, 0.022 % P, 0.018 % S). V oblasti první housenky, u některých z provedených návarů, bylo zjištěno značné množství trhlin, jejichž přítomnost lze na základě provedených metalografických analýz a rozborů chemického složení vysvětlit nadměrným promíšením mezi základním materiálem a návarem. Vysoké promíšení souvisí s příliš hlubokým závarem, který je dán hodnotami nastavených technologických parametrů při procesu navařování (zejména svařovacím proudem, rychlostí navařování a sklonem svařovací hubice) a také geometrií navařované plochy. Výše zmíněné skutečnosti vedly ke vzniku nežádoucí nerovnovážné martensitické struktury v první housence a lokálně i v teplem ovlivněné oblasti (částečně popuštěný martenzit). Chemické složení při této úrovni promíšení pak odpovídá charakteru samokalitelné oceli, jak dokládá přítomnost martenzitu z naměřených hodnot mikrotvrdosti společně s dokumentací mikrostruktury těchto oblastí. S tím úzce souvisí potenciální nebezpečí výskytu opožděných trhlin, které jinak v čistě austenitickém návaru vzniknout nemohou. Také byla sledována strukturní citlivost nanášených vrstev na různé hladiny tepelných cyklů navařování a dokumentovány účinky aplikace běžných technologických postupů na strukturní stabilitu a homogenitu austenitických návarů. 1. EXPERIMENTÁLNÍ ČÁST Cílem prací, zaměřených na zvýšení kvality (především pak odolnosti proti adhezívnímu opotřebení) kolejnicových materiálů, je dosažení vyšších užitných vlastností v exponovaných úsecích tramvajových výhybek [1]. Pojezdové hrany kolejnic pro komponenty výhybek navařené ještě před jejich prvním uložením do tratě jsou podle provedených pozorování výrazně odolnější vůči kluznému i valivému otěru, vznikajícímu pod značným tlakem pojížděných vozidel. Na základě znalosti průběhu opotřebení používaných tramvajových kolejnic se v uvedených úsecích nejprve vyfrézuje drážka (šířka cca 8mm, výška cca 25mm), která byla poté vyplněna austenitickým návarem s již zmíněným chemickým složením. Z technologického hlediska se jedná o vybranou alternativu následujících pěti aplikovaných způsobů navařování: 1) ruční navařování s předehřevem, návar typu sendvič [2] na bázi 60Cr13Mn16 oceli (plněná elektroda drát Böhler BMC-FD, φ=2,4mm, v ochranné atmosféře argonu), kde jako mezivrstva (tzv. vypolštářování ) se používá rovněž austenitický materiál - ocel 90
typu 10Cr19Ni9Mn6 (elektroda Böhler A7- FOX, φ=5mm) 2) ruční navařování obalenou elektrodou s předehřevem a dohřevem [3], austenitický návar 10Cr19Ni9Mn6 (elektroda Böhler A7- FOX, φ=5mm) 3) navařování automatem pod tavidlem bez předehřevu a dohřevu [3, 4], resp. s eventuálním dohřevem, návar 7Cr19Ni9Mn6 (drát Wegusta 1.4370 pod tavidlem, φ=2,4mm) 4) navařování automatem pod tavidlem bez předehřevu a dohřevu [5,6] za použití metody TWIN-ARC, návar 7Cr19Ni9Mn6 (drát Wegusta 1.4370 pod tavidlem, φ=2,4mm) 5) navařování plněnou elektrodou [4] návar 7Cr19Ni9Mn6 s vlastní ochranou, s předehřevem a dohřevem (trubičkový drát ESAB OK Tubrodur 14.71, φ=1,6mm) 2. STRUKTURNÍ STABILITA AUSTENITICKÝCH NÁVARŮ Vzhledem k tomu, že navařování austenitických materiálů na součásti, vyrobené z vysokouhlíkových ocelí s podmíněnou svařitelností (tvářecí nástroje, válcovací stolice, kolejnicové materiály), je často označováno ze strukturního hlediska jako problémové, bylo v rámci posouzení vyvíjených technologií navařování tramvajových kolejnic provedeno poměrně rozsáhlé hodnocení mikrostruktury samotných návarů. Z porovnání hodnocených technologií navařování je zřejmé, že úroveň vneseného tepla byla v jednotlivých případech značně rozdílná, a proto i teplotní expozice takto vytvořených austenitických návarů se výrazně liší. Obr.1 dokumentuje přítomnost přechodových struktur v samotném austenitickém návaru v těsné blízkosti hranice tavení. Přechodové struktury zde vznikají v důsledku promíšení materiálu návaru s materiálem kolejnice. V daném případě se jedná o technologii ručního navařování s předehřevem a poměrně nízkou hodnotou vneseného tepla. Obr.1 Přechodová struktura v oblasti hranice tavení (zv. 250x). Příliš hluboký závar, podpořený sklonem svařovací hubice a geometrií navařované plochy při aplikaci technologie navařování metodou APT lze považovat za příčinu enormního promíšení, kdy se v návaru, jehož chemické složení pak odpovídá charakteru samokalitelné oceli, objevuje nerovnovážná martensitická struktura s následným vznikem opožděných trhlin, jak dokládá obr.2. Obr.2 Trhliny a martenzitické jehlice v oblasti první svar. housenky (zv. 16x). Úroveň promíšení je v daném případě rovněž doložena výsledky provedených bodových EDS - analýz v linii přes hranici tavení. Hodnocena byla kritická oblast první housenky a základního materiálu ve vzdálenosti cca 0,5 mm (v obou směrech) od hranice tavení s krokem 50µm (celkem 20 bodů). Získané výsledky (viz tab.1) dokládají výrazné odchýlení od rovnovážné koncentrace navařovaného materiálu právě v oblasti první housenky v důsledku již diskutovaného nadměrného promíšení. Velice názorně je vliv promíšení v oblasti první housenky patrný rovněž z posunu souřadnice (ekvivalent chrómu, resp. niklu) v Schaefflerově diagramu. Tomuto posunutí odpovídá pozorovaná změna austenitické struktury na strukturu martensitickou, viz obr.3. 91
Tab.1 Bodová EDS - analýza austenitického návaru ve vybraných bodech poloha místa měření hmotnostní % prvků : Cr Ni Mn Si Fe 1,7mm od hranice tavení, 7,2 3,1 3,3 0,5 85,7 1,7mm od hranice tavení, 10,9 3,9 4,9 0,8 79,3 i j hli i 1,8mm od hranice tavení, 7,4 3,2 3,0 0,4 86,0 itř j hli 1,8mm od hranice tavení, 8,2 3,6 3,8 0,7 83,6 i j hli i 1,5mm od hranice tavení 4,4 1,8 2,1 0,4 91,3 neovlivněný základní mat. - - 0,9 0,4 98,5 střed poslední housenky 15,0 5,8 5,4 0,8 72,8 2.housenka, 10,2 4,8 4,1 0,6 80,2 Pro podporu výsledku předešlých hodnocení se ukázalo jako směrodatné zjištění dosažených tvrdostí, resp. mikrotvrdostí v promíšené zóně návaru a ze strany základního materiálu v TOO i v neovlivněném materiálu přednostně v okolí vyskytujících se defektů. Obr.3 Martenzitické jehlice v oblasti první housenky (zv. 400x). Z řad, po kterých byla prováděná dílčí měření, byl sestaven reprezentativní průběh změn mikrotvrdosti ve směru kolmo k linii tavení (tab. 2). Obsahuje hodnoty tvrdosti, vycházejíce z promíšením nezasaženého materiálu návaru směrem do TOO, procházejíce do neovlivněného materiálu kolejnice. Tab.2 Průběh mikrotvrdosti HVm (zatížení 0,3kg, doba zatížení 15s) ve směru kolmém k linii tavení - 8,00-7,50-7,00-6,00-5,00-3,80-1,60-1,40-1,20-1,10-1,00-0,90 254 274 251 303 289 440 445 526 471 509 462 446-0,80-0,70-0,63-0,5-0,40-0,30-0,20-0,12-0,07 0,03 0,14 0,30 438 470 491 435 438 388 491 180 532 244 285 332 0,40 0,50 0,60 0,70 0,80 0,90 1,00 1,20 1,40 1,60 1,80 448 470 452 457 459 485 476 429 398 359 211 92
použité koordináty = 0,00 hranice tavení (kurzívou jsou napsány naměřené hodnoty HVm, tučně pak vzdálenost od hranice tavení v mm) - x směr do návaru + x směr do TOO Získané hodnoty v oblasti návaru odpovídají zjištěním z metalografických rozborů, tj. potvrzují výskyt martensitické struktury. Sledované zvýšené promíšení podle souřadnic měřených bodů zasahuje do vzdálenosti cca 5mm od hranice tavení a představuje hodnoty místy přesahující 500 HVm. Poměrně vyrovnaná hladina tvrdosti pak prokazuje převažující existenci křehkých strukturních složek v celé této oblasti. V materiálu kolejnice jsou hodnoty tvrdosti pod úrovní 350 HVm, která představuje potřebnou rezervu houževnatosti struktury, pouze těsně pod rozhraním kolejnice návar. Dále po šířce tepelně ovlivněné oblasti přesahují 450 HVm, což odpovídá částečně popuštěnému martenzitu, pozorovanému na metalografickém výbrusu. Za hranicí TOO naměřená tvrdost odpovídala hodnotám neovlivněného základního materiálu. Takto zjištěné rozdíly houževnatosti dokreslují vlivy, způsobující rozdíly morfologie a průběhu (transkrystalický versus interkrystalický průběh) defektů sousedících oblastí. 3. DISKUSE ZÍSKANÝCH VÝSLEDKŮ Nadměrné promíšení souvisí s příliš hlubokým závarem, který je dán jednak úrovní nastavených technologických parametrů procesu navařování (zejména svařovacím proudem, rychlostí navařování a sklonem svařovací hubice) a jednak i geometrií navařované plochy. Ačkoliv vhodná kombinace technologických parametrů byla odzkoušena na řadě zkušebně navařených kolejnic, v daném případě zřejmě negativně přispěl efekt značné drsnosti hoblované drážky pro návar i odlišné podmínky ochlazování navařeného kovu v celé navařené kolejnici oproti 0,5m zkušební kolejnici. Uvedené skutečnosti způsobily vznik nežádoucí nerovnovážné martensitické struktury v první housence a lokálně i v TOO (částečně popuštěný martenzit). Chemické složení po zmiňovaném značném promíšení pak odpovídá charakteru samokalitelné oceli a naměřené hodnoty mikrotvrdosti společně s mikrofotografiemi těchto oblastí také dokládají přítomnost martenzitu. S tím úzce souvisí potenciální nebezpečí výskytu opožděných trhlin, které jinak v čistě austenitickém (nepromíšeném) návaru vzniknout nemohou. Zjištěné defekty byly na základě provedených analýz klasifikovány jako trhliny opožděné (zbrzděné, za studena). Jedná se trhliny typické pro oceli se sklonem k zakalení. Lze obecně říci, že se začínají tvořit za nízkých teplot (nižších než 250 C), s jistou časovou prodlevou po vychladnutí housenky a mohou se pozvolna šířit několik hodin až dní. Jejich morfologie, místo iniciace i poloha vůči svarové housence závisí hlavně na plasticitě struktury a na hladině i orientaci napětí. Směr šíření je přibližně kolmý na směr nejvyššího tahového napětí, eventuální odchylky souvisí s místním oslabením např. hranic zrn. Pokud je svarový kov křehčí než teplem ovlivněná oblast (jak dokládají průběhy mikrotvrdosti v tab.2), mohou se opožděné trhliny vytvořit i zde. Podle Čabelky [5] se vznik trhlin právě v zředěné tavné oblasti návaru vyskytuje poměrně zřídka, a to pouze při svařování (resp. navařování) základního materiálu austenitickými přídavnými materiály. V tomto případě pak uvedené defekty obvykle sledují izotermy kritické náchylnosti ke vzniku opožděných trhlin, neboť mají snahu umístit se v oblasti martenzitu pocházejícího z nejvyšších austenitizačních teplot s maximálním podílem martenzitu nejvyšších rozměrů zrn, tzn. původně přehřátého austenitu. Ve vyhodnocované navařené kolejnici se tento předpoklad lokalizace opožděných trhlin (austenitický přídavný materiál) také potvrdil řádky trhlin, (respektive dutin s velikostí cca 40 50 µm, které se pod zatížením, např. při dotyku identoru vyhodnocujícího mikrotvrdost, vzájemně propojují) se v austenitu vyskytovaly ve vzdálenosti cca 0,1 0,2 mm od hranice ztavení a sledovaly přibližně profil vyhoblované drážky, což souhlasí s austenitickými izotermami v přechodové oblasti návaru. Původ opožděných trhlin byl dlouho předmětem spekulací. I když dosud není zcela objasněn mechanismus jejich šíření, jsou známy hlavní faktory, které se na tvorbě opožděných trhlin podílejí : všechny tyto trhliny vznikají v určitých (i když různých) časových intervalech při napětích podstatně nižších, nežli je pevnost materiálu (proto označení opožděné trhliny ) opožděné trhliny vznikají pod účinkem tahových složek smršťovacích napětí, kolmých na směr šíření dané trhliny v martensitické oblasti (s jehlicovitou strukturou) teplem svařování ovlivněného svarového (návarového) spoje u ocelí s vyšší pevností (vyšší uhlíkový ekvivalent) dochází ke vzniku opožděných lomů v souvislosti se změnou fyzikálních vlastností základní oceli vnitřní tření, dynamický modul pružnosti atd. 93
značnou měrou podporuje vznik opožděných trhlin vodík ve spojitosti s probíhajícími difúzními procesy vodíku na stavu napjatosti (tzv. vodíkové zkřehnutí) Nízká plasticita materiálu souvisí převážně se strukturním stavem materiálu a obvykle klesá tou měrou, jak vzrůstá jeho pevnost resp. tvrdost. Technologické vlivy se podílejí v tom směru, že maximální dosažená tvrdost je výhradně funkcí chemického složení, skutečná tvrdost je pak dána průběhem teplotního cyklu. Čím je vyšší dosažená tvrdost, tím vyšší je obvykle i nebezpečí vzniku opožděných trhlin. K nukleaci trhliny schopné růstu dochází v místě, kde hladina tahového napětí překročí určitou prahovou hodnotu, charakteristickou pro daný strukturní stav. V případě vrubu (konstrukčního, technologického, strukturního) trhlina končí v oblasti se strukturou o vyšší plasticitě. Vodík působí nepříznivě v tom smyslu, že radikálně snižuje prahovou hodnotu napětí potřebného pro tvorbu opožděné trhliny. Pokud je ve svarovém kovu koncentrace vodíku nižší než kritická, opožděná trhlina se při daném napětí nevytvoří. Vzájemnou souvislost mezi složením základního materiálu, hladinou napětí, obsahem vodíku a dobou do lomu je nutno zjišťovat experimentálně. ZÁVĚR Byl zkoumán vliv technologických parametrů a zejména teplotní expozice na strukturní stabilitu austenitických návarů tramvajových kolejnic. Z porovnání výsledků zkoušek řady vzorků, reprezentujících pět hodnocených technologií lze usuzovat na poměrně značnou citlivost použitých austenitických materiálů k promíšení se základním materiálem, které může být příčinou vzniku nežádoucích nerovnovážných strukturních oblastí s následným vznikem nebezpečných defektů. Literatura [1] BENEŠ, L. - SCHMIDOVÁ, E.: Optimalizace materiálových a technologických parametrů procesu navařování pojezdových hran. In: Scientific Papers of the University of Pardubice, Series B, The Jan Perner Transport Faculty, 3 (1997), pp.47-62. [2] SCHMIDOVÁ, E. - BENEŠ, L.: Posouzení austenitických CrNiMn návarů tramvajových kolejnic. Technická zpráva č. ASI 13/98. Česká Třebová, červen 1998. [3] PTÁČKOVÁ, M. - SCHMIDOVÁ, E. - BENEŠ, L.: Hodnocení austenitických návarů tramvajových kolejnic provedených automatem pod tavidlem bez předehřevu. Technická zpráva č.asi 17/98. Česká Třebová, červen 1998. [4] BENEŠ, L. - SCHMIDOVÁ E.: Navařování pojezdových hran tramvajových výhybek trubičkovým drátem OK Tubrodur 14.71 v dílenských podmínkách u nových výrobků. Technická zpráva č. ASI 17/98. Česká Třebová, červen 1998. [5] MARTINKOVIČ, M.: Heat treatment of tungsten fibre reinforced superalloy. In: Materials Engineering. ISSN 1335-0803. - Roč. 7, č. 2 (2000), s. 73-77 [6] KORSHUNOV, A.,I.: Definition of constructive-technological complexity of engineering products. / / Automation and modern technology. - 2006. - 9. [7] ČABELKA, J.: Zvaritelnosť kovov a zliatin, vybrané state.veda SAV Bratislava, 1973, pp. 207-221. Obavy z degradace návarů vlivem teplotní expozice (především pak obavy z precipitace karbidů chrómu po hranicích zrn) v průběhu navařování i během případného dohřevu (v rámci simulace žíhací housenky byl aplikován i dohřev navařené kolejnice 530 C /15 min, který však nijak neohrozil strukturní stabilitu takto austenitického návaru) se v rámci vyhodnocovaného experimentálního souboru nepotvrdily. 94