Sự hình thành δ-ferit trong mối hàn giữa thép không gỉ với thép cacbon sử dụng điện cực E309L-16

Bài báo nghiên cứu sự hình thành δ-ferit trong vùng kim loại nóng chảy của mối hàn giữa thép không gỉ với thép cacbon sử dụng điện cực E309L-16…

δ – ferrite formation in weld metal of stainless steel with carbon steel using E309L-16 filler

LÊ THỊ NHUNG, NGUYỄN DƯƠNG NAM, BÙI SỸ HOÀNG, NGUYỄN ĐỨC THẮNG, PHẠM MAI KHÁNH

Ngày nhận bài: 14/12/2017, Ngày duyệt đăng: 12/1/2018

TÓM TẮT

Bài báo nghiên cứu sự hình thành δ-ferit trong vùng kim loại nóng chảy của mối hàn giữa thép không gỉ với thép cacbon sử dụng điện cực E309L-16. Ảnh tổ chức tế vi quang học và ảnh SEM chỉ ra sự thay đổi hình thái của δ-ferit từ biên giới nóng chảy vào tâm mối hàn. Hình dáng của δ-ferit như dạng sợi mảnh, xương cá tìm thấy tại biên giới nóng chảy và δ-ferit đều trục tại tâm mối hàn được hình thành trong quá trình đông đặc. Giản đồ Schaffler và phần mềm Image plus được sử dụng để tính tỉ phần của δ-ferit trong kim loại mối hàn. Kết quả nghiên cứu cũng chỉ ra rằng, khi hàm lượng của δ-ferit tăng thì độ cứng của kim loại mối hàn giảm.

Từ khóa: δ-ferit, kim loại mối hàn, tổ chức tế vi.

ABSTRACT

δ-ferrite formation in fusion zone of welds between stainless steel and carbon steel using E309L-16 was inves- tigated. The morphology of δ-ferrite from the fusion line to the weld metal was analyzed by optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM). Lathy ferrite, skeletal ferrite next to the fusion line and cell ferrite in the weld metal center were observed after solidification process. Schaeffler diagram and Image Plus software were used to predict and measure the content of δ-ferrite in steel. The results showed that the micro-hardness of weld metal was decreased with increasing content of δ-ferrite.

Keywords: δ-ferrite, weld metal, microstructures.

1. MỞ ĐẦU

Trong quá trình hàn kim loại, cơ tính và tính chất của liên kết hàn được quyết định bởi tổ chức tế vi   hình thành trong suốt quá trình hàn. Tại vùng kim loại nóng chảy của mối hàn thép không gỉ, tính chất của mối hàn phụ thuộc vào hàm lượng, sự phân bố cũng như hình thái của δ-ferit hình thành trong quá trình kết tinh. Nhiều nghiên cứu chỉ ra rằng, hàm lượng của δ-ferit phụ thuộc vào thành phần hóa học của vật liệu và chế độ công nghệ hàn được đánh giá thông qua hàm lượng Crtđ  và Nitđ. Ngoài ra, hàm lượng δ-ferit phụ thuộc vào tốc độ nguội, cụ thể, khi tốc độ nguội càng tăng, hàm lượng pha δ-ferit giảm và ngược lại [1-3]. Việc tăng hàm lượng δ-ferit trong mối hàn là nguyên nhân dẫn tới hiện tượng nứt nóng,  giảm  độ  dai  va  đập  và  giảm  khả  năng chống ăn mòn của vật liệu [4-7].

Cũng giống như trong quá trình đúc, hình thái của δ-ferit thay đổi phụ thuộc vào mô hình kết tinh.

Đối với mối hàn thép không gỉ austenit, có bốn mô hình kết tinh gồm: austenit (A), austenit – ferit (AF), ferit – austenit (FA) và ferit (F) (hình 1). Mô hình kết tinh A và AF với pha austenit là pha đầu tiên được hình thành từ kim loại lỏng; ngược lại mô hình F và FA với pha δ-ferit là pha đầu tiên được hình thành. Trong đó, pha δ-ferit có nhiều hình thái khác nhau như dạng sợi mảnh, dạng xương cá, hình kim hoặc đều trục [8]. Chúng phụ thuộc vào građien nhiệt độ và tốc độ phát triển mầm. Đối với mối hàn nóng chảy, việc xác định mô hình kết tinh và hàm lượng δ-ferit trong kim loại mối hàn có vai trò quan trọng trong việc đánh giá cơ tính của kim loại mối hàn. Về mặt lý thuyết các giá trị này được dự đoán dựa vào giản đồ Schaeffler và Delong (hình 2) [8-11]. Trong thực tế, hàm lượng của pha δ-ferit được quyết định bởi chế độ hàn và điều kiện nguội  (hay là sự thay đổi của các tham số hàn như cường độ dòng điện, tốc độ hàn, hiệu điện thế, tốc độ nguội,…) dẫn tới sự sai lệch so với tính toán [9-13].

Tuy nhiên, khi hàn hai vật liệu khác loại, do sự chênh lệch về thành phần hóa học giữa các kim loại cơ bản và kim loại điện cực dẫn tới sự hình thành pha δ-ferit khác so với khi hàn hai vật liệu cùng loại và rất khó để xác định dựa vào tính toán lý thuyết.

Do đó, bài báo này sẽ tập trung nghiên cứu sự hình thành tổ chức trong kim loại mối hàn khi hàn thép không gỉ và thép cacbon sử dụng điện cực E309L-16. Hàm lượng δ-ferit được đo thực tế dựa vào phần mềm Image plus và so sánh với giá trị tính toán theo giản đồ Schaeffler nhằm đưa ra ảnh hưởng của δ-ferit tới độ cứng tế vi của kim loại mối hàn.

2. THỰC NGHIỆM

Các tấm thép không gỉ austenit 304 và thép cacbon CT3 có kích thước 270 x 85 x 3 mm.

Thành phần hóa học của kim loại cơ bản và kim loại điện cực cho trong bảng 1.

Bảng 1. Thành phần hóa học của vật liệu cơ bản và điện cực

Hợp kim	Thép không gỉ 08Cr18Ni9(%)(TCVN)	Thép cacbon CT3 (%)(TCVN)	Điện cực
C	0,09	0,18	0,03
Mn	1,54	0,62	1,34
Si	0,49	0,02	0,71
S	<0,005	0,04	0,005
P	0,005	0,05	0,003
Cr	18,3	0,02	23,7
Ni	7,56	0,08	12,6
Mo	0,13	0,005	–
V	0,11	0,01	–

Để phân tích tổ chức tế vi và hình thái của các pha, mẫu được cắt nhỏ theo mặt cắt ngang với kích thước là 20 x 5 x 3 mm. Sau đó mẫu được mài phẳng và đánh bóng. Cuối cùng, các mẫu được tẩm thực với dung dịch sau: phía thép cacbon dùng 3% HNO₃ trong cồn; với mối hàn và thép không gỉ dùng 5g FeCl₃ + 15 cm³ HCl + (50) cm³ H₂O. Toàn bộ mẫu được phân tích trên kính hiển vi quang học LEICA MDS4000M và kính hiển vi điện tử quét FE-SEM (JSM7600F).  Hàm lượng pha δ-ferit được xác định dựa trên phần mềm Image plus. Các chỉ tiêu cơ tính như độ cứng (sử dụng máy ARK600) và độ bền kéo (sử dụng máy WEW1000B) cũng được thực hiện nhằm đánh giá cơ tính của liên kết hàn.

3. KẾT QUẢ

3.1. Sự thay đổi hình thái của δ-ferit trong kim loại mối hàn

Dựa theo giản đồ trạng thái của thép không gỉ (hình 1), tổ chức thu được trong vùng kim loại mối hàn phụ thuộc vào thành phần hóa học của kim loại cơ bản và điện cực hàn. Tuy nhiên, trong mối hàn giữa thép không gỉ và thép cacbon, thành phần hóa học tại các vùng trong kim loại mối hàn là khác nhau. Ngoài ra, tốc độ nguội cũng ảnh hưởng rất lớn tới hình thái của các pha thu được. Do vậy, sự thay đổi hình thái của δ-ferit trong kim loại mối hàn được chia thành ba vùng: vùng biên giới nóng chảy phía thép không gỉ, vùng biên giới nóng chảy phía thép cacbon và vùng tâm mối hàn..

Tại biên giới nóng chảy thép không gỉ, kim loại lỏng bắt đầu kết tinh từ nền kim loại cơ bản là thép không gỉ. Từ kim loại nền, các pha rắn tại biên giới nóng chảy như là các mầm kí sinh thuận lợi cho quá trình kết tinh. Do hàm lượng phần trăm của Cr và Ni tương ứng là 18,3 % và 7,56 % nên kim loại lỏng kết tinh theo mô hình FA, nghĩa là ferit được tiết ra từ pha lỏng trước. Hình thái của δ-ferit hình thành có dạng sợi mảnh phát triển theo hướng vuông góc với biên giới nóng chảy (hình 3a). Tuy nhiên, do tốc độ nguội lớn, nên tại đây xuất hiện các pha austenit Widmanstatten nằm dọc biên giới nóng chảy bên phía thép không gỉ (Hình 3a). Kế tiếp, hình dạng của ferit có dạng xương cá và phát triển theo hướng građien nhiệt độ, vuông góc với biên giới nóng chảy.

Ngược lại, hình thái của δ-ferit tạo thành bên phía biên giới nóng chảy thép cacbon có sự khác biệt (hình 3b). Do thành phần kim loại nóng chảy tại biên giới có hàm lượng cacbon thấp (0,18 %), nên mô hình kết tinh ban đầu là austenit (dài, pha màu trắng chạy dọc biên giới nóng chảy). Tiếp đó, các pha δ-ferit được tiết ra có dạng tế bào trên nền austenit. Vào sâu bên trong, do sự phát triển cạnh tranh giữa δ-ferit và austenit nên δ-ferit có dạng hình nhánh cây theo hướng vuông góc theo phương truyền nhiệt.

Hình thái của δ-ferit trên nền austenit tại tâm vùng kim loại mối hàn thay đổi theo hướng của građien nhiệt độ. Vùng gần với biên giới nóng chảy, tốc độ nguội lớn hình thành δ-ferit dài trục dạng xương cá, hướng vào tâm mối hàn và vuông góc với biên giới nóng chảy. Tại tâm mối hàn, độ quá nguội giảm và nhiệt độ đồng đều theo mọi phương nên δ-ferit có dạng đều trục.

3.2. Ảnh hưởng của hàm lượng δ-ferit tới độ cứng tế vi

Hàm lượng δ-ferit trong kim loại mối hàn tại biên giới thép không gỉ có thể dự đoán bằng giản đồ Schaeffler (hình 2). Lượng δ-ferit phụ thuộc vào hàm lượng của các nguyên tố hợp kim trong kim loại mối hàn và thường được xác định thông qua giá trị Cr_tđ hoặc Ni_tđ (bảng 2). Theo tính toán lý thuyết, giá trị này đạt khoảng (7 – 12) %.

Bảng 2. Hàm lượng δ-ferit theo giản đồ Schaeffler

Vật liệu	Thép không gỉ 08Cr18Ni9	Điện cực
Crtđ (%)	19,2	24,8
Nitđ (%)	11,0	14,2
Tổ chức tế vi	austenit+ferit	austenit + ferit
δ-ferit (%)	7	12
Austenit (%)	93	88

Tuy nhiên, trên thực tế khi hàn thép không gỉ austenit và thép cacbon, hàm lượng δ-ferit thay đổi tùy theo từng vị trí của kim loại mối hàn. Tại vùng biên giới phía thép không gỉ, hàm lượng δ- ferit lớn nhất. Vùng giáp biên giới thép cacbon, hàm lượng δ-ferit nhỏ hơn do tại đây có sự hòa trộn với thép cacbon ở trạng thái nóng chảy. Sự thay đổi hàm lượng δ-ferit dẫn tới độ cứng tế vi thay đổi. Khi hàm lượng δ-ferit càng lớn thì độ cứng càng giảm (bảng 3).

Bảng 3. Hàm lượng δ-ferit và giá trị độ cứng

Vị trí	Hàm lượng δ-ferit (%)	Độ cứng tế vi (HV)
Biên giới thép không gỉ 08Cr18Ni9	27	159
Tâm mối hàn	23	172
Biên giới thép cacbon CT3	20	193

3.3. Độ bền kéo của kim loại mối hàn

Hình 7 là đường cong ứng suất-biến dạng của mối hàn khi mẫu bị phá hủy tại vị trí kim loại mối hàn. Do δ-ferit phân bố khá đều trên vùng kim loại tâm mối hàn và là pha dẻo nên giới hạn chảy thấp. Mẫu bị phá hủy với giới hạn bền là 360 N/mm².

Hình 8 là kết quả quan sát bề mặt phá hủy của mẫu hàn sau khi kéo. Bề mặt phá hủy giòn đồng đều với đường biên giới phá hủy có dạng đều cạnh. 

4. KẾT LUẬN

Từ các kết quả thí nghiệm rút ra một số kết luận sau:

(i) Hình thái của δ-ferit trong kim loại mối hàn giữa thép không gỉ và thép cacbon thay đổi từ biên giới nóng chảy vào sâu bên trong mối hàn. Tại gần biên giới, δ-ferit có sợi mảnh, xương cá kéo dài phát triển theo hướng vuông góc với biên giới nóng chảy, vào sâu bên trong mối hàn hình thái của δ-ferit có dạng đều trục.

(ii) Xét tới hình dáng vi mô, hình thái của δ-ferit tại gần biên giới nóng chảy bên phía thép không gỉ và thép cacbon có sự khác nhau rõ rệt. Bên phía thép không gỉ, δ-ferit có dạng sợi mảnh nằm xen kẽ các pha austenit Widmanstatten, sau đó phát triển có dạng hình xương cá. Bên phía thép cacbon, δ-ferit phát triển từ nền austenit với dạng tế bào song song, tiếp đó là dạng nhánh cây hướng vào tâm mối hàn.

(iii) Hàm lượng δ-ferit thay đổi tùy vào từng vị trí  trên  kim  loại  mối  hàn.  Vùng  biên  giới  thép không gỉ hàm lượng của δ-ferit là lớn nhất đạt 27%; vùng tâm mối hàn và vùng biên giới thép cacbon đạt tương ứng là 23% và 20%. Khi hàm lượng δ-ferit tăng, độ cứng của vật liệu giảm.

TÀI LIỆU TRÍCH DẪN

1.  J. W. Elmer, S. M. Allen, T. W. Eagar; Microstructural development during solidification of stainless steel alloys, Metallurgical transactions A, 20A, 10/1989, pp.1989-2117.
2.  S. A. David, J. M. Vitek, T. L. Hebble; Effect of rapid solidification on stainless steel weld metal microstructures and its implications on the schaeffler diagram, Supplement to the welding journal, 10/1987, 289-299.
3.  Angelo Fernando Padilha, Caio Fazzioli Tavares, Marcelo Aquino Martorano; Delta ferrite formation in Austenitic stainless steel castings, Materials science forum, 730 – 732. 2013, pp.733-738.
4.  Rati Saluja; The emphasis of phase transformations and alloying constituents on hot cracking susceptibility of type 304L and 316L stainless steel welds, International journal of engineering science and technology, Vol.4, No.5, 05/2012, pp. 2206-2216.
5. J. C. Lippold, W. F. Savage; Solidification of Austenitic stainless steel weldments: Part III – the effect of solidifica- tion behavior on hot cracking susceptibility, Welding research supplement, 12/1982, pp. 362-374.
6. D. Hauser, J. A. Vanecho; Effects of ferrite content in Austenitic stainless steel welds, Supplement to the welding journal, 02/1982, pp. 37-44.
7. Almaida Gigovic – Gekic, Mirsada Oruc, Sulejman Muhamedagic; Effect of the delta ferrite content on the tensile properties in mitronic 60 steel at room temperature and 7500C, Materials and technology, 2012, pp. 519-523.
8. John C. Lippold, Damian J. Kotecki; Welding metallyrgy and weldability of stainless steels.
9. Rati Saluja, K. M. Moeed; Formation, quantification and significance of delta ferrite for 300 series stainless steel weld- ments, International journal of engineering technology, management and applied science,3, 12/2015, pp. 23-36.
10. D. L. Olson; Prediction of Austenitic weld metal microstructure and properties, Welding research supplement, 10/1985, pp. 281-295.
11. C. J. Long, W. T. Delong; The ferrite content of Austenitic stainless steel weld metal, Welding research supple- ment, 07/1973, pp. 281-297.
12. Chih Chun Hsieh, Dong Yih Lin, Ming Che Chen, Weite Wu; Microstructure, recrystallization, and mechanical property evolutions in the heat – affected and fusion zones of the dissimilar stainless steels, Materials transaction, 48, No.11, 09/2007, pp. 2898-2902.
13. J. C. Lippold, W. F. Savage; Solidification of Austenitic stainless steel weldments: Part I – A proposed mecha- nism, Welding research supplement, 12/1979, pp. 388-396.