CC BY
45
УДК 669.017:669.018.44
Л.И. Паршуков1, Н.А. Ефремов1
ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ
СВАРНОГО ШВА ЖАРОПРОЧНОГО СПЛАВА ВЖ159-ИД
DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-3-27-34
Цель выполненной работы - разработка технологии электронно-лучевой сварки жаропрочного деформируемого сплава на основе никеля марки ВЖ159-ИД (ХН58МБЮ-ИД) и определение оптимальных режимов термообработки (состаренных) образцов-имитаторов из этого сплава. Получение качественных сварных соединений, сохраняющих жаропрочные свойства и способность к дисперсионному упрочнению, требуется при ремонтных работах, а также в случае перехода на новую технологию изготовления сварных узлов.
Ключевые слова: жаропрочные дисперсионно-твердеющие сплавы, сварной шов, электронно-лучевая сварка, механические свойства, жаропрочные стали, термическая обработка, сплав ВЖ159-ИД.
L.I. Parshukov1, N.A. Efremov1
INVESTIGATION STRUCTURE AND PROPERTIES
OF SEAM WELD FROM HEAT-RESISTING STEEL VZh159-ID
The article considers the technology of electric beam welding of heat-resisting alloy VZh159-ID (XN58MBU-ID) and the determination of optimal modes of heat-treated samples. The obtaining of high-quality weldet joints that retain heat-resistant properties and the age-hardening ability, reguired during repair work and in the transition to a new technology of welded units.
Keywords: heat-resistant age-hardened alloys, weld seam, electric beam welding, mechanical behavior, heat-resisting steel, heat-treating, alloy VZh159-ID.
^Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации [Federal State Unitary Enterprise «All-Russian Scientific Research Institute of Aviation Materials» State Research Center of the Russian Federation]; e-mail: admin@viam.ru
Введение
С учетом приоритетных направлений и критических технологий развития науки, технологий и техники в Российской Федерации, утвержденных указом Президента РФ №899 от 7 июля 2011 г., жаропрочные никелевые сплавы входят в список приоритетных стратегических направлений развития материалов и технологий. Эти материалы с улучшенными служебными характеристиками необходимы для создания изделий авиационной техники нового поколения [1-10].
Сварной шов дисперсионно-твердеющих сплавов (по сравнению с основным металлом) обладает меньшими значениями механических свойств - прочности и пластичности. Это вызвано изменением состава, структуры и напряженно-деформированного состояния в шве при плавлении металла. Вследствие этого становится актуальной задача, направленная на исследование структуры и свойств швов дисперсионно-твердеющих сплавов.
В результате проведенных исследований появляется возможность восстанавливать конструкционную прочность сварного изделия не термической обработкой всего изделия, а локальной термической обработкой сварного соединения, что существенно влияет на энергозатраты и продолжительность обработки изделия. В рамках данной работы также выполнена отработка режимов локальной термоциклической обработки сварных соединений для обеспечения максимальных механических свойств сварных соединений из сплава ВЖ159-ИД.
Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 10.8. «Технологии сварки плавлением новых конструкционных материалов» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [1].
Материалы и методы
На установке электронно-лучевой сварки АЭЛТК-11-486 на образцах из деформированного жаропрочного сплава ВЖ159-ИД толщиной 10 мм отработаны режимы сварки. Проведены штатная термическая обработка сварных образцов, металлографические и металлофизические исследования, механические испытания на растяжение, статический изгиб, ударный изгиб образцов сварных соединений.
Исследование структуры проводили методом рентгеноструктурного анализа на автоматизированном дифрактометре ДРОН-3 с использованием монохроматизированного медного излучения. Для анализа рентгенограмм использовали пакет программ МК&А.
Анализ термостимулированной сегрегации компонентов материала сварного шва сплава ВЖ159-ИД (ХН58МБЮ-ИД) проводили методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии. Исследования выполнены на спектрометре ЭС-2401 с использованием излучения магниевого анода для возбуждения спектра фотоэлектронов. Исследования выполнены в условиях высокого вакуума (10-6 Па). Температуру образца контролировали хромель-алюмелевой термопарой с точностью 3°С.
Методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии проведен анализ с целью определения температурных интервалов структурных изменений в материале шва при термообработке и оптимальных температурах упрочняющей термообработки. Нагрев образца осуществляли ступенчатым способом при электронно-лучевом нагреве держателя образца. Исследуемую поверхность шва, сваренного со скоростью 6 мм/с, предварительно очищали ионной бомбардировкой ионами аргона с энергией 0,9 кэВ при плотности ионного тока 12 мкА/см2 с целью удаления поверхностных загрязнений и оксидных слоев. Выдержка при каждой температуре, обозначенной на графиках сегрегационных зависимостей, составляла 5 мин.
Сварные швы получали методом электронно-лучевой сварки с различными скоростями движения луча. Сварные детали имели вид труб с толщиной стенки ~12 мм. Скорость сварки составляла 3; 6 и 12 мм/с. В одном случае сварку проводили в два прохода со скоростью 12 мм/с. Анализировали продольное сечение швов.
Результаты и обсуждение
С использованием структурно-аналитической теории прочности выполнена оценка напряженного состояния сварного шва, произведен расчет эволюции напряженно-деформированного состояния в материале ВЖ159-ИД во время нанесения сварного шва. Эта модель может быть применена для зон термического влияния и в фазе остывания после кристаллизации, а также при локальной упрочняющей термообработке [11]. На рис. 1 представлены результаты расчета изменения напряженно-деформированного состояния.
Рис. 1. Зависимость температуры и напряженно-деформированного состояния в сварном шве от продолжительности процесса сварки
Из расчетных результатов следует, что при рассматриваемых условиях нагруже-ния наибольшие изменения полной остаточной деформации происходят в зоне воздействия теплового потока. Как в результате сварки, так и при локальной термообработке при старении, в сварном шве возникают механические напряжения, сопоставимые с пределом текучести и даже превышающие его [12].
Под действием внутренних напряжений в сварных швах, преимущественно плазменных и аргоно-дуговых, возникают продольные трещины, расположенные в центральной осевой части шва, где действуют максимальные растягивающие напряжения.
Полученные расчетные значения деформации и напряжений находят полное подтверждение с измеренными значениями линейных размеров образцов после сварки.
Особенностью всех сварных соединений является наличие остаточных напряжений после сварки, которые при определенных условиях могут привести к развитию трещин и в конечном счете к разрушению сварного узла. Наибольшую опасность представляют поперечные растягивающие напряжения. Поэтому процесс уменьшения остаточных напряжений сводится в основном к термообработке сварного соединения.
Известно, что в результате нагрева до высоких температур шов и околошовная зона претерпевают расширение. Действие со стороны менее нагретой части детали на высокотемпературную зону вызывает в ней деформации сжатия, переходящие в пластическую деформацию. Деформация, возникающая при последующем полном остывании, препятствует сжатию шва и вызывает при этом растягивающие напряжения в шве [13]. Снижение уровня остаточных напряжений осуществляется термообработкой всего сварного узла. Нагрев, создаваемый термообработкой, приводит к релаксации остаточных напряжений, возникших при сварке, значительно снижает их, повышая тем самым прочность шва.
В случае, когда сваркой соединены предварительно состаренные (упрочненные) детали и сварной шов не имеет прочности основного металла, снижение уровня остаточных напряжений в шве целесообразно осуществить локальной термообработкой материала в зоне термического влияния от сварки.
Локальная термоциклическая обработка должна обеспечить дисперсионное упрочнение шва, не перегревая материал выше температуры старения, и должна проводиться достаточно быстро во времени для предотвращения перестаривания окружающего шов основного материала [14].
Ранее показано, что основные сегрегационные изменения в поверхностных сверхтонких слоях происходят при нагреве в первые 2-3 мин, далее состав выходит на насыщение, при этом явлении на поверхности (по температурному интервалу) отражаются процессы, происходящие в объеме сплава при этих же температурах [15]. Результаты температурных исследований представлены на рис. 2.
■ 1 1 11 ' и о
О 100 200 300 400 5 00 600 700°С у
Рис. 2. Термостимулированные сегрегации в сварном шве сплава ВЖ159-ИД
Из представленных зависимостей видно, что концентрации молибдена, ниобия и алюминия претерпевают заметные изменения при температурах 450-510°С. Это - компоненты, которые могут быть ответственны за формирование упрочняющих фаз в объеме шва: №3(А1ЫЪ), ЫЫЪС, Ni6NbMo, Сг4,6МоМ2д. Формирование фаз с участием молибдена, ниобия и хрома наиболее вероятно, так как сегрегационно эти компоненты зависимы. Исходя из этого, упрочняющую термообработку сварных швов данного сплава следует проводить при температурах 460-510°С (но не менее 460°С). Циклическая термообработка может ускорить процессы старения в сварном шве.
Положение дифракционной линии (311) связано с параметром решетки матрицы, поэтому изменение содержания легирующих элементов в твердом растворе привело к смещению линии. Для сплава ВЖ159-ИД большинство основных легирующих элементов (А1, ЫЪ, Мо) сильно увеличивают параметр решетки никеля, хром мало влияет на этот параметр. Растворение избыточных фаз приводит к увеличению параметра решетки, а выделение - к уменьшению. Ширина линии (311) зависит от дисперсности кристаллов, микронапряжений, внутризеренной и межзеренной неоднородности по составу. Для литых высоколегированных сплавов влияние последнего фактора на ширину дифракционных линий обычно наиболее значительно. Поэтому считали, что уширение линии (311) связано главным образом с неоднородностью твердого раствора.
В табл. 1 приведены результаты обработки рентгенограмм. Для исходного образца обнаруживаются слабые дифракционные линии упрочняющей фазы у'-№3А1, тугоплавкого карбида ЫЪС и хромистой фазы Сг4,6Мо№2д, которая образуется в результате распада твердого раствора на основе №; возможно также присутствие фазы №6ЫЪМо, образующейся на основе неоднородностей Мо и ЫЪ.
Таблица 1
Фазовый состав сварных швов, параметр решетки и ширина дифракционной линии (311) для №-основы швов_
Характеристики, Значения свойств для образца при скорости сварки, мм/с
определяемые по в исходном 3 6 12 12
рентгенограммам состоянии (2 прохода)
Фазовый состав №, №3Л1, ЫЬС, №6ЫЬМо, Сг4,6МоЫ12,1 №, №3Л1, ЫЬС, №6ЫЬМо
Параметр решетки а 0,3606 0,3615 0,3608 0,3609 0,3616
№-основы, нм
Интегральная ширина 0,77 1,10 1,24 1,14 1,00
В-линии (311) №, градус
Фазовый состав всех швов аналогичен: выявлены линии тугоплавкого карбида ЫЫЬС, который не успевает раствориться в расплавленном металле, кроме того, обнаружены линии фазы №6ЫЫЬМо, образующейся в междендритных участках за счет ликвации Ы и Мо. Наблюдаются также очень слабые сверхструктурные линии у'-фазы, выделяющейся частично при охлаждении шва. Различие между швами проявляется в интенсивности линий №6ЫЫЬМо, которые имеют наибольшую величину для швов, выполненных при скорости сварки 6 и 12 мм/с. После сварки со скоростью 3 мм/с и двух проходов со скоростью 12 мм/с интенсивность линий этой фазы снижается, что, по-видимому, связано с сохранением в большей степени неоднородности сплава при больших скоростях сварки, связанной с неполным растворением фаз, присутствовавших в исходном сплаве.
В табл. 1 приведены также значения параметра решетки (а) и интегральной ширины линии (В), определенные по линии (311) матрицы сплава. Видно, что параметр решетки исходного сплава характеризуется относительно низкими значениями а=0,3606 нм (мало растворенных в матрице элементов) и В=0,77 градуса (высокая однородность матрицы по составу). Различные режимы сварки по разному влияют на эти характеристики. При малой скорости сварки 3 мм/с и двух проходах со скоростью 12 мм/с параметр решетки приобретает наибольшие значения - а=0,3615 и а=0,3616 нм соответственно, в то же время ширина В остается сравнительно небольшой: 1,1 и 1,0 градуса соответственно. Это свидетельствует о том, что при данных режимах в расплавленном при сварке металле происходит максимальное растворение фаз, имеющихся в исходном расплаве. При увеличении скорости сварки до 6 и 12 мм/с значения параметра решетки получаются меньше - а=0,3608 и а=0,3609 нм соответственно, в то же время эти режимы характеризуются наибольшей шириной линий В: 1,24 и 1,14 градуса соответственно, т. е. твердый раствор материала шва получается обедненным по легирующим элементам и неоднородным по составу. Этот результат согласуется с фазовым анализом, согласно которому в последних образцах повышено содержание фазы №6ЫЬМо.
В табл. 2 приведены результаты анализа рентгенограмм для образцов сварных соединений, выполненных при скорости сварки 6 мм/с и после двух проходов со скоростью 12 мм/с, а затем подвергнутых четырехкратному старению. Обнаружены сверхструктурные линии упрочняющей у'-фазы, карбида ЫЬС и фазы №6ЫЬМо. Отличительной особенностью состаренных образцов является присутствие достаточно большого количества фазы Сг4,6МоМ2д, которая выделяется при старении.
Таблица 2
Фазовый состав сварных швов после четырехкратного старения, параметр решетки и ширина дифракционной линии (311) для №-основы швов_
Характеристики, определяемые по рентгенограммам Значения свойств для образца при скорости сварки, мм/с
6 (старение) 12 (2 прохода, старение)
Фазовый состав N1, №3Л1, №>С, №6№Мо, Сг4,бМо№2Л
Параметр решетки а №-основы, нм 0,3604 0,3605
Интегральная ширина В-линии (311) N1, градус 0,86 0,79
После четырехкратного старения (табл. 2) значения параметров а и В для матрицы сплава приближаются к значениям аналогичных параметров для исходного материала. За счет выделения избыточных фаз уменьшается параметр решетки а=0,3604-0,3605 нм и интегральная ширина линий В=0,79-0,86 градуса, т. е. уменьшаются содержание растворенных легирующих элементов и неоднородность матрицы. Следовательно, образование фазы, содержащей хром, приводит к существенному обеднению матрицы и упрочняющей фазы такими элементами, как № и Мо.
Присутствие фазы Сг4,6Мо№2д считается нежелательным явлением, поскольку она обладает небольшим упрочняющим эффектом, но сильно охрупчивает жаропрочные сплавы [17]. Склонностью к образованию фаз, содержащих хром, отличаются хромоникелевые сплавы, содержащие более 20% Сг, поэтому неудивительно их обнаружение в сплаве, содержащем до 28% Сг. Одной из возможных причин образования при старении швов фазы Сг4,6Мо№2д является ее зарождение в местах с повышенной концентрацией легирующих элементов при кристаллизации шва вследствие ликвации элементов. Поэтому в качестве меры борьбы с выделением фазы, содержащей хром, может быть рекомендовано применение режимов сварки, способствующих повышению однородности материала шва и увеличению продолжительности гомогенизирующего отжига.
С учетом металлофизических исследований получены сварные соединения, часть из которых состарили. Далее проводили механические испытания на изгиб, растяжение и ударную вязкость образцов из исследуемого сплава. Результаты механических испытаний представлены в табл. 3. Следует отметить, что значения равномерного удлинения (5) для шва значительно занижено. Наиболее объективным параметром пластичности сварного шва считают угол загиба (а) при испытании на статический изгиб [14].
Таблица 3
Результаты механических испытаний образцов_
Режим обработки Значения свойств при испытании на
статическое растяжение ударный изгиб статический изгиб
св, Н/мм 5, % работа удара, Дж кси, Дж/см нагрузка Р, кг угол изгиба а, градус
Сварное соединение, выполненное электронно-лучевой сваркой в закаленном состоянии 823 7,5 8,5 17,7 385 88
823 8,5 6,5 92,0 395 127
833 8,5 7,0 14,0 390 119
Сварное соединение, выполненное электронно-лучевой сваркой после полной термообработки (закалка+старение) 1009 7,0 8,5 14,6 500 52
1000 7,0 6,5 14,0 520 43
1039 7,0 7,0 14,6 - -
Заключения
1. В расплавленном металле шва происходит различное (в зависимости от режима сварки) растворение избыточных фаз, присутствовавших в исходном расплаве. Увеличение продолжительности пребывания металла в расплавленном состоянии способствует более полному растворению избыточных фаз.
2. Вследствие ликвации легирующих элементов при кристаллизации шва в его материале образуются избыточные фазы типа Ni6NbMo, которые приводят к неоднородности материала шва по составу.
3. Наиболее благоприятными режимами сварки для образования однородного и насыщенного легирующими элементами материала шва являются сварка со скоростью 3 мм/с и с двумя проходами со скоростью 12 мм/с.
4. В результате четырехкратного старения в материале шва возникают упрочняющая фаза Ni3Al и охрупчивающая хромистая фаза типа Cr4;6MoNi2;1, образование которой может быть вызвано неоднородностью сплава по легирующим элементам. Поэтому для уменьшения выделения данной фазы можно рекомендовать увеличение длительности гомогенизирующего отжига.
5. Произведен расчет напряженно-деформированного состояния сварного шва исследуемого жаропрочного сплава ВЖ159-ИД.
ЛИТЕРАТУРА
1. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3-33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
2. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 7-17.
3. Каблов Е.Н., Лукин В.И., Оспенникова О.Г. Сварка и пайка в авиакосмической промышленности. Материалы Всероссийской научно-практической конференции // Сварка и безопасность. 2012. Т. 1. С. 21-30.
4. Каблов Е.Н. Тенденции и ориентиры инновационного развития России: сб. науч.-информ. матер. М.: ВИАМ, 2013. 543 с.
5. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Вершков А.В. Редкие металлы и редкоземельные элементы -материалы современных и будущих высоких технологий // Авиационные материалы и технологии. 2013. №S2. С. 3-10.
6. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М. Никелевые литейные жаропрочные сплавы нового поколения // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С.36-52.
7. Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А., Каблов Д.Е. Особенности структуры и жаропрочных свойств монокристаллов <001> высокорениевого никелевого жаропрочного сплава, полученного в условиях высокоградиентной направленной кристаллизации // Авиационные материалы и технологии. 2011. №4. С. 25-31.
8. Каблов Е.Н. России нужны материалы нового поколения // Редкие земли. 2014. №3. С. 8-13.
9. Каблов Е.Н. Авиационное материаловедение: итоги и перспективы // Вестник Российской академии наук. 2002. Т. 72. №1. С. 3-12.
10. Лукин В.И., Овсепян С.В., Ковальчук В.Г., Саморуков М.Л. Особенности ротационной сварки трением высокожаропрочного никелевого сплава ВЖ175 // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2017. №12 (60). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 01.11.2018). DOI: 10.18577/2307-6046-2017-0-12-1-1.
11. Лихачев В.А., Малинин В.Г. Структурно-аналитическая теория прочности. Л.: Наука, 1992. 470 с.
12. Паршуков Л.И. Исследование сварных соединений в условиях контролируемого нагрева близлежащих областей // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2017. №8 (56). Ст. 06. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 01.11.2018). DOI: 10.18577/2307-60462017-0-8-6-6.
13. Паршуков Л.И., Гильмутдинов Ф.З., Скупов А.А. Исследование сварных швов мартенситостареющей стали типа 03Н18К9М5Т после локальной термоциклической обработки // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2017. №7 (55). Ст. 06. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 01.11.2018). DOI: 10.18577/2307-6046-2017-0-7-6-6.
14. Паршуков Л.И., Гильмутдинов Ф.З. Электронно-лучевая сварка и локальная термообработка сварных швов из жаропрочных сплавов // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2017. №5 (53). Ст. 03. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 01.11.2018). DOI: 10.18577/2307-6046-2017-0-5-3-3.
15. Никитенков Н.Н. Основы анализа поверхности твердых тел методами атомной физики. Томск: Изд-во Томского политех. ун-та, 2012. 203 с.
16. Способ упрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов: пат. 2399684 Рос. Федерация; опубл. 20.09.10.
17. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. М.: Металлургия, 1967. 800 с.
