CC BY
19
ПРИЧИНЫ ОБРАЗОВАНИЯ ТРЕЩИН В НАПЛАВЛЕННОМ СЛОЕ СТАЛИ ВНЛ-3 ПРИ АРГОНОДУГОВОЙ НАПЛАВКЕ ИЗНОСОСТОЙКОГО СЛОЯ Малютин Константин Викторович, аспирант Овчинников Виктор Васильевич, д. т. н., профессор Московский политехнический университет, г.Москва, Россия
Одним из ответственных элементов в конструкции летательных аппаратов является посадочное устройство (ГАК), которое работает при больших контактных напряжениях и ударных нагрузках. Башмак ГАКа изготавливается из сплава ВНЛ-3 с наплавленным на рабочую поверхность методом аргонодуговой наплавки износостойким покрытием Х25Н10В8. Опыт эксплуатации устройства с наплавкой показал очевидное преимущество такого конструктивно-технологического решения. Однако, в процессе изготовления неоднократно отмечалось появление трещин в зоне наплавки. Ряд признаков дали основание сделать предположение о влиянии водорода на растрескивание наплавки. В данной работе были определены и локализованы дефекты в наплавленных образцах, определено содержание и распределение водорода в них, а также определено распределение остаточных напряжений в наплавленном «башмаке». Сделан вывод о влиянии различных видов дефектов на долговечность изделия.
1. Дефекты наплавленного слоя
В ходе работы были выполнены металлографические исследования ГАКов из стали ВНЛ-3 с наплавкой АрДЭС Х25Н10В8 с трещинами, как продольными, так и поперечными относительно наплавки.
На поперечным темплетах, вырезанных из мест с трещинами, обнаружено, что трещины располагаются в наплавке, их развитие в основной материал не наблюдается. В наплавке имеются дефекты, располагающиеся по границе с основным материалом (рис.1). Металлографическое исследование шлифов темплетов также не обнаружило трещин в основном материале.
, N
Рисунок 1 - Дефекты на границе наплавки и основного металла (х200)
Из анализа изломов следует, что трещины развиваются в зоне наплавки; очаги разрушения либо подповерхностные, связанные со сварочными дефектами, либо расположены на поверхности (рис. 2).
Рисунок 2 - Поверхностная трещина в наплавке (х200)
Строение изломов указывает на то, что образование трещин происходило при повышенным температурах в процессе остывания материала наплавки, т. е. исследуемые трещины являются "теплыми".
2. Определение содержания водорода в наплавленных образцах методом вакуумной экстракции
Предварительно на макрообразцах размером 5x10 мм исследовалось содержание диффузионно-подвижного водорода (отдельно в материале наплавки, встали ВНЛ-3, и в стали ВНЛ-3 с нанесенной наплавкой).
Для сравнения было определено содержание водорода в другой наплавке - стеллите. Наплавка производилась как на обезводороженной, так и на необезводороженный материал.
Полученные данные показали следующее:
1. Необезводороженная сталь ВНЛ-3 может содержать повышенное количество диффузионно-подвижного водорода - до 1,5 см /100 г.
2. Обезводороживание стали ВНЛ-3 снижает концентрацию диффузионно-подвижного водорода до 0,1-0,5 см /100г;
3. В образцах стали ВНЛ-3, вырезанных из необезводороженного башмака при 0 и 30% наплавки (дегазация при 520 °С), обнаружено 0,6-1,3 см /100г диффузионно-подвижного водорода, при 80%наплавки содержание диффузионно-подвижного водорода ~1,0 см /100 г (дегазация при 520 °С + 600 °С).
4. Содержание диффузионно-подвижного водорода в металле наплавки
3
составляет
0,9см /100 г (дегазация при 600 °С),
а содержание общего водорода (метод плавления) весьма велико ~9,0 см /100 г. Также велико содержание общего водорода в образцах, вырезанным из башмака при 80% наплавки - около 11,0 см /100г.
3. Исследование распределения водорода в системе сталь ВНЛ-3 -
наплавка Х25Н10В8
Разработанный нами и использованный в данной работе метод локального анализа, основанный на лазерном пробоотборе в потоке инертного га-
за, достаточно прост для реализации и является методом неразрушающего контроля в тех случаях, когда масса микропробы в тысячи и десятки тысяч раз меньше массы анализируемого образца. Метод позволяет определять абсолютные количества выделенного при анализе водорода, находившегося в локальных участках образца как в свободном, так и в связанном состоянии, например, в молекуле воды, так как энергия лазерного излучения достаточна для расщепления этой молекулы.
Суть метода заключается в следующем. Микроучасток исследуемого образца расплавляется и испаряется лазерным лучом. Выделяющийся при этом водород, выносится потоком инертного газа к хроматографической колонке, а затем к твердоэлектролитной ячейке (ТЭЯ). По отклику ТЭЯ определяется массовое количество выделившегося водорода. Локальная концентрация водорода Сн в микроучастке анализируемого образца вычисляется как отношение: Мн/Нпр, где Мн - количество выделенного из микропробы водорода, а Нпр - масса микропробы в объеме кратера.
Результаты анализа показывают, что предложенный метод позволяет различать содержание водорода в основном металле и наплавке. Содержание водорода максимально на границе между наплавкой и основой и в слоях образца толщиной порядка 10-20 мкм достигает 1800 ррт (порядка 2 % масс).
Средняя концентрация водорода в приповерхностных слоях основного металла (20 мкм) составляет 57 ± 9 ррт, а в тех же примерно слоях наплавки (10 мкм) - 565 ± 85 ррт, т. е. в 10 раз больше, чем в основном металле.
Полученные результаты локального поверхностного анализа общего содержания водорода несопоставимы со значениями, полученными объемным методом при дегазации расплавленного металла, и превышают их на 1-2 порядка. Было сделано предположение, что увеличение глубины про-боотбора с 10-20 мкм до 200-600 мкм даст лучшую сходимость с результатами объемного анализа.
Действительно, вторая серия экспериментов показала, что увеличение глубины пробоотбора снижает концентрацию водорода в стали ВНЛ-3 примерно в 2 раза, а в наплавке - в 10-15 раз, на границе металл-наплавка примерно в 40 раз. Однако, и эти результаты в 3-4 раза превышают данные объемного анализа, полученные при экстракции водорода из расплавленного металла, и в 30-40 раз - содержание диффузионно-подвижного водорода.
Различия в результатах объемного и локального поверхностного методов в значительной степени связаны с наличием микропор и микротрещин и адсорбцией в них молекул воды, что и объясняет максимальную разницу значений для металла наплавки.
Из полученных данных следует, что содержание общего водорода в наплавке на необезводороженный материал башмака примерно такое, как
и для наплавки обезводороженного башмака, и во всех случаях выше, чем на стали ВНЛ-3.
Таким образом, на основе данных локального анализа нельзя сделать заключение о содержании диффузионно-подвижного водорода. Эти данные могут дать лишь оценки общего содержания водорода в металле.
Таким образом можно констатировать:
- Трещины на исследованных деталях располагаются в зоне наплавки и в основной металл не распространяются.
- Растрескивание обусловлено наличием дефектов в наплавке и ее обогащением водородом.
Решение вопроса о причинах обогащения наплавки водородом и его роли в растрескивании наплавки требует дополнительных исследований.
3. Распределение остаточных напряжений в наплавленном башмаке
После проведения наплавки в зоне шва и в прилегающих областях наблюдается рост величины остаточных напряжений (ОН). Остаточные напряжения могут оказывать серьезное влияние на усталостную прочность и коррозионную стойкость конструкции (возникновение КРН), на способность выдерживать рабочие нагрузки и т.п. Расчетные методы не всегда с достаточной достоверностью позволяют рассчитать уровень остаточных напряжений после сварки с учетом индивидуальных особенностей конкретного узла.
ЭИгмеренне остаточных напря жений - [Кадр 1.3- Кадр 2.8]
□ёш
Д Ввод Изображение Обработка Сервис Окно Помощь Выход
Группа кадров: [4 Время ввода; 10000
Использовать
<• N Г о
Компонента С X г XI ГУ ГУ1
X: 36,30 У; 24,69 Яркость: 114,231 (44,62 %3 Коэффициент усиления; 550 ед, Время экспозиции; 75 мс Масштаб: 100 Размер: 8в2 кБ Ш: 776 В: 562 Разрешение: ЗОСОхЗООО ф«, 16 бит/пиксел Вт1плВф,Втах; 10 95 245
Источник; база данных
Рисунок 3 - Интерферограмма в точке с максимальными значениями остаточных напряжений вдоль оси наплавки (направление оси наплавленного валика показано стрелкой)
Рисунок 4 - Эпюра остаточных напряжений вдоль оси наплавленного
валика
- продольные напряжения
кольцевые напряжения
Рисунок 5 - Эпюра остаточных напряжений в наплавленном слое поперек оси наплавленного валика
Результаты исследований полей остаточных напряжений на внешней поверхности башмака после наплавки с разной последовательностью наложения швов представлены ниже.
На рисунке 3 приведена характерная интерференционная картина, полученная при измерении остаточных напряжений в зоне основного металла с максимальными значениями остаточных напряжений.
Полученные эпюры остаточных напряжений вдоль оси наплавки и в кольцевом направлении приведены на рисунке 4 и 5.
Следует отметить, что наибольшие растягивающие остаточные напряжения возникают не в наплавленной области, а в зонах, прилегающих справа и слева по оси башмака от зоны наплавки, т.е. в основном металле. Близко к линии сплавления в основном металле продольные растягивающие напряжения достигают своего максимума - 182 МПа. Зона с растягивающими напряжениями имеет протяженность около 130 мм.
В кольцевом направлении ситуация несколько иная. Напряжения в основном металле, прилегающем к области наварки незначительные. В наплавленной зоне напряжения одинаковы по всей площади наплавки. Объясняется такой характер распределения остаточные напряжения тем, что высокие напряжения поперек оси трубы изменяются из-за деформации поверхности трубы в зоне наплавки.
Анализ результатов данных исследований приводит к выводу о необходимости проведения обработки после наплавки не только наплавленной зоны, но и участков основного металла, прилегающих к наплавке вдоль по оси наплавленного валика.
Измерения уровня остаточных напряжений в направлении по толщине подложки показали, что в наплавленном слое присутствуют растягивающие напряжения, которые затрагивают также зону термического влияния в подложке. Затем по мере удаления от границы наплавка - подложка остаточные напряжения в подложке переходят в сжимающие.
Пик напряжений по абсолютной величине приходится на наплавленный слой. Напряжения в наплавленном слое превосходят на 25% уровень напряжений в подложке.
4. Влияние дефектов на долговечность износостойких покрытий, выполненных аргонодуговой наплавкой на сталь ВНЛ-3
При изготовлении ряда конструкций из стали ВНЛ-3, работающих в условиях трения при высокой температуре нагрева до 900-1100 °С и значительных нагрузок, применяется износостойкая наплавка из сплава на основе кобальта Х25Н10В8.
Формирование износостойкого слоя выполняется ручной аргонодуговой наплавкой (рисунок 6).
При нанесении износостойкого слоя примерно на 50% изготовленных деталей образуются трещины различной длины и конфигурации. Исследованиями установлено, что причиной образования, трещин является неблагоприятное сочетание низкой пластичности материала наплавки и сложной формы (двойной кривизны) наплавляемой поверхности башмака. Указанные трещины практически не поддаются ремонту.
Рисунок 6 - Макроструктура границы наплавленного слоя и основы (х6)
Для увеличения выхода годных деталей рассматривались два предложения:
- заменить материал наплавки на более технологичный сплав;
- допустить эксплуатацию башмака при наличии в нем трещин.
В качестве замены применяемого материала наплавки Х25Н10В8 был предложен сплав на никелевой основе - стеллит марки ВХН-1, преимуществом которого являлись:
- большая, чем у сплава на основе кобальта стойкость против образования горячих и холодных трещин;
- достаточно высокая теплостойкость (до 1100 °С) и удовлетворительная твердость (ИЯС30);
- изготовление прутков для наплавки освоено промышленностью.
Целью исследований являлось определение начала страгивания трещины усталости при наличии уже имеющегося концентратора и определение долговечности изделий при наличии трещины.
Испытывались образцы, имитирующие реальное изделие с наплавкой на рабочей поверхности в 4-х вариантах:
А - основной материал сталь ВНЛ-3 без наплавки;
Б - основной материал сталь ВНЛ-3 с наплавкой Х25Н10В8 без трещины;
В - основной материал сталь ВНЛ-3 с наплавкой ВХН-1;
Г - основной материал сталь ВНЛ-3 с наплавкой Х25Н10В8 с трещиной;
Образцы представляют собой полосу размером 12х27х280 мм с утолщением захватных частей до 16 мм на длине 60 мм. Толщина основного материала в зоне наплавки - 8,5 мм. Длина наплавки 60 мм.
Наплавку образцов осуществляли ручной аргонно-дуговой сваркой не-плавящимся вольфрамовым электродом. Режим наплавки: ток дуги - 100110 А; количество проходов - 5; расход аргона - 10-12 л/мин; диаметр электрода Х25Н10В8 - 4 мм; ВХН-1- 6 мм. Питание дуги осуществлялось постоянным током от источника «Форсаж-315».
Наплавка выполнялась без последующей термообработки на полностью термообработанный и газостатированный материал.
Стали мартенситного класса в условиях сварочного термического цикла в околошовных участках закаливаются на мартенсит с высокой твердостью и низкой деформационной способностью [87]. В результате деформаций, сопровождающих сварку, а также длительного действия высоких остаточных и структурных напряжений, в таком металле возможно образование холодных трещин. Они образуются на последней стадии непрерывного охлаждения или при выдержке металла при комнатных температурах. Водород, находящийся в сварных соединениях и диффундирующий даже при низких температурах, способствует охрупчиванию металла и образованию таких холодных трещин.
Предварительный и сопутствующий сварке подогрев обычно предотвращает образование трещин. Для хромистых сталей мартенситно-ферритных классов рекомендуется общий подогрев до 200-450 °С.
Для улучшения структуры и свойств необходимо осуществлять высокий отпуск. Структура после отпуска характеризуется сорбитом отпуска, с тем или иным количеством свободного феррита. Лучшие свойства достигаются при полном или почти отсутствии в структуре свободного феррита.
Наилучшие свойства могут быть получены, когда после наплавки с температур сопутствующего подогрева производят «подстуживание» примерно до 100 °С, выдержку при этой температуре в течение 2 ч (для завершения распада аустенит-мартенсит, без образования трещин) и посадку в печь для термической обработки всего изделия.
Испытания проводились на машине ЕДЦ-100 с пульсатором. Образцы А1, Б1, В1 и В2 были испытаны статически, остальные на усталость до разрушения при нормальной температуре. Частота нагружений составляла 4 Гц, нижний предел нагружения - 4 тс. На образцах Г1-Г5 развитие трещины непрерывно контролировалось электропотенциальным методом.
Максимальная нагрузка цикла определялась исходя из площади сечения "нетто" (по основному материалу).
При расчете максимальной нагрузки цикла напряжение "нетто"' принималось равным 800МПа. На разрушенном образце определялись действительные площадь сечения и напряжения цикла. Два образца (Г4 и Г5) ис-пытывались при максимальном напряжении "нетто" цикла 600 МПа. На образце В1 проводилось тензометрирование с целью выяснения распределения напряжений между основным материалом и наплавкой.
По результатам статических испытаний были определены значения ов для образцов без наплавки и с наплавкой. По результатам усталостных испытаний были определены долговечности образцов и рассчитаны средние долговечности для каждого типа образцов. Так как истинные значения напряжений отличались от заданных, был произведен пересчет долговечно-стей образцов, приведенных к отнулевому циклу нагружения. Статические испытания не показали снижения прочности
основного материала, вызванного наплавкой.
Исследование распределения напряжений в наплавленных образцах показали, что напряжения в наплавленном слое выше, чем в основном материале, на 25%.
В зависимости от применяемого наплавляемого металла наблюдается различное снижение средней приведенной долговечности. По сравнению с исходным вариантом снижение средней приведенной долговечности: при наплавке ВХН-1 - в 7 раз и при наплавке Х25Н10В8 - в 19 раз.
Присутствие трещины в наплавке Х25Н10В8 приводит к снижению долговечности в 1,7 раза. У образцов с наплавкой ВХН-1 долговечность выше, чем у образцов с наплавкой Х25Н10В8 без трещины в 2,6 раза.
При отсутствии значительных по размеру дефектов (несплавления, оксидные пленки, раковины) в наплавленном слое характер разрушения образцов без трещины многоочаговый с поверхности (рис. 2). На образцах с трещиной последняя является инициатором разрушения, причем долговечность до момента страгивания трещины составляет от 25 до 81%от общей долговечности образца.
Наличие крупных дефектов наплавки на долговечность соизмеримо с влиянием трещины. Проконтролировать наличие таких дефектов, если они не выходят на поверхность, практически невозможно.
После страгивания трещины долговечность образца составляет в среднем 900 циклов (эквивалентно отнулевому циклу нагружения).
С определенной степенью вероятности можно утверждать, что имеется некоторый безопасный ресурс, ориентировочно около 240 циклов, позволяющий эксплуатировать элемент с технологической трещиной в наплавке. Это подтверждается также тем, что после страгивания трещина развивается в пластичном материале с вязким доломом.
На основании полученных результатов сделаны следующие выводы:
1. Нанесение износостойкого покрытия снижает долговечность основного материала ВНЛ-3 более, чем на порядок.
2. Образцы с наплавкой из материала ВХН-1 показали большую долговечность, чем с наплавкой из материала Х25Н10В8.
3. Непрерывный контроль образцов с трещиной в наплавке из Х25Н10В8 в процессе испытаний электропотенциальным методом показал:
- технологическая трещина в наплавке не проникает в основной материал до начала циклического нагружения;
- долговечность образцов от момента достижения трещиной основного материала до разрушения составляла в среднем 900 циклов при уровне напряжений 800 МПа;
- долговечность от начала нагружений до момента страгивания трещины составляет от общей долговечности образца:
25-28% при отах = 800 МПа (240-300 циклов);
64-81% при отах = 600 МПа (1800-4300 циклов);
то есть имеется безопасный ресурс, позволяющий эксплуатировать элемент с технологической трещиной в наплавке.
4. При наличии крупных сварочных дефектов их влияние на долговечность соизмеримо с влиянием на долговечность технологической трещины в наплавке.
Malyutin Konstantin, PhD student
Ovchinnikov Viktor, doctor of technical Sciences, Professor Moscow Polytechnic University, Moscow, Russia
CAUSES OF CRACKS IN THE DEPOSITED LAYER OF VNL-3 STEEL DURING ARGON-ARC SURFACING OF THE WEAR-RESISTANT LAYER
One of the critical elements in the design of aircraft is the landing device (GAC), which operates at high contact stresses and shock loads. The HAC Shoe is made of VNL-3 alloy with a wear-resistant x25hi0b8 coating deposited on the working surface by the argon-arc surfacing method. The experience of using the device with surfacing has shown an obvious advantage of such a design and technological solution. However, during the manufacturing process, the appearance of cracks in the surfacing zone was repeatedly noted. A number of features gave rise to an assumption about the effect of hydrogen on the cracking of the surfacing. In this work, defects in the deposited samples were identified and localized, the content and distribution of hydrogen in them was determined, and the distribution of residual stresses in the deposited "Shoe"was determined. The conclusion is made about the influence of various types of defects on the durability of the product.
