Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2017-0-7-6-6
УДК 669.615-194.55
Л. И. Паршуков, Ф. З. Гильмутдинов, А. А. Скупов
ИССЛЕДОВАНИЕ СВАРНЫХ ШВОВ МАРТЕНСИТОСТАРЕЮЩЕЙ СТАЛИ ТИПА 03Н18К9М5Т ПОСЛЕ ЛОКАЛЬНОЙ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

Проведены теоретические и экспериментальные исследования напряженно-деформированного, химического и структурно-фазового состояния мартенситостареющей стали после электронно-лучевой сварки и последующей термической обработки. Установлено, чтохимический, фазовый состав, структура и напряженно-деформированное состояние шва из мартенситостареющей стали зависят от скорости электронно-лучевой сварки. Из анализа напряженных состояний сварного шва следует, что при большей скорости сварки остаточные напряжения в сварном шве имеют бо́льшие значения.

Термоциклическая обработка шва в защемленном состоянии приводит к его упрочнению и снижению остаточных напряжений.


Введение

Высокопрочные безуглеродистые мартенситостареющие стали типа 03Н18К9М5Т нашли широкое практическое применение в авиакосмической промышленности. Низкое содержание углерода в этих сталях (≤0,03%) и легирование их никелем и кобальтом обеспечивает получение высокопластичного мартенсита. Старение в пластичной матрице позволяет получить оптимальное сочетание высоких прочностных и пластических свойств [1–3].

Стали данной системы легирования обладают неограниченной прокаливаемостью и высокой технологичностью при изготовлении деталей (не требуют предварительного отжига, в закаленном состоянии имеют твердость 24–32 HRC). Упрочняющая обработка (старение) мартенситостареющих сталей проводится при относительно низких температурах (~(450–500)°С). Повышение прочности достигается благодаря выделению из безуглеродистой мартенситной матрицы высокодисперсных интерметаллидов Ni3Ti. При этом изменение размеров минимально – не возникает поводок и короблений, свойственных для среднелегированных сталей, которые упрочняются закалкой с высоких температур. Мартенситостареющие стали системы  Fe–Ni–Co широко применяются для изготовления тяжелонагруженных деталей и узлов самолетов (шасси, осей, болтов крепления крыла и фюзеляжа, шестерен редукторов агрегатов управления самолетов, а также являются перспективным материалом для валов газотурбинных двигателей [4–8].

В процессе изготовления различных изделий неизбежной технологической операцией является сварка, в том числе электронно-лучевая. Мощное тепловое воздействие, сопровождаемое оплавлением, вызывает существенные изменения материала в сварном шве и зоне термического влияния [9–15]. Так, известно, что предварительно состаренная мартенситостареющая сталь сварного шва после охлаждения из состояния оплавления может иметь состав и структуру несостаренного материала, который значительно отличается по свойствам от исходного состояния, обладает более низкой прочностью и коррозионной стойкостью. В связи с этим возникает необходимость проведения последующей упрочняющей локальной обработки. Знание напряженно-деформированного, структурно-фазового и химического состояния материала в сварном шве и зоне термического влияния (ЗТВ) представляет несомненный научный и практический интерес – прежде всего, с точки зрения прогнозирования ресурса конструкций и их элементов из мартенситостареющих сталей.

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 10.8. «Технологии сварки плавлением новых конструкционных материалов» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [16].

 

Материалы и методы

Для выяснения физических процессов, происходящих при электронно-лучевой сварке и дополнительной тепловой обработке мартенситостареющей стали, проведен расчет напряженно-деформированного состояния, а также экспериментальные исследования изменений ее структуры и химического состава.

Исследования проведены на образцах из мартенситостареющей стали на основе системы Fe–Ni–Co, легированной молибденом, титаном и алюминием. В исходном состаренном состоянии сталь содержала 30% аустенита, 59% мартенсита и 11% интерметаллидов. Сварка и последующая локальная термообработка пластин толщиной 3 мм осуществлена электронным лучом на лабораторной установке ЭЛУРС-М. Температуру зоны упрочняющей термообработки измеряли хромель-алюмелевой термопарой. Исследования микроструктуры выполняли с помощью микроскопа типа ММР-4. Микротвердость измерена на твердомере ПМТ-3 при нагрузке 100 г. Фазовый состав стали в исходном состаренном состоянии и материал шва исследованы на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3М с использованием монохроматизированного Cu Kα-излучения.

Состав образцов проанализирован методами рентгеноэлектронной спектроскопии и вторично-ионной масс-спектрометрии. Рентгеноэлектронные эксперименты проведены на спектрометре ЭС-2401. Спектры возбуждались Mg Kα-излучением. Послойный анализ осуществлен с использованием бомбардировки ионами аргона с энергией 1 кэВ. Масс-спектрометрический анализ проведен на масс-спектрометре МС-7201 с использованием потока ионов аргона с энергией 4 кэВ.

Результаты и обсуждение

В рамках структурно-аналитической теории прочности [17] проведен расчет напряженно-деформированного состояния сварного шва и зоны термического влияния для исследуемой стали. Установлено, что разогрев шва и околошовной зоны до высоких температур в процессе сварки приводит к их расширению. Действие со стороны менее нагретой части детали на высокотемпературную зону вызывает в ней деформации сжатия, переходящие в пластическую деформацию. Деформация, возникшая при нагреве, препятствует сокращению ширины шва и вызывает растягивающие напряжения в шве при охлаждении. При понижении температуры в сварном шве в исследуемой стали происходят низкотемпературные структурные (мартенситные) превращения, приводящие к увеличению объема. Происходит полная компенсация растягивающих напряжений в центре шва, при этом металл шва находится под действием сжимающих сил. В зоне термического влияния полиморфные превращения не происходят, поэтому здесь результатом сварки являются растягивающие остаточные напряжения. Таким образом, при охлаждении в сварном шве возникают чередующиеся полосы напряжений растяжения в зоне термического влияния и сжатия в шве (см. рисунок). Остаточные растягивающие напряжения создают в металле запас энергии, который способствует разрушению металла и ускорению коррозионных процессов, а созданные ими пластические деформации приводят к уменьшению пластичности соединения. Остаточные напряжения определяли рентгеновским методом sin2ψ в образцах в Cr Kα-излучении. Величины остаточных напряжений приведены в таблице.

 

Остаточные напряжения по поперечному сечению сварного шва в мартенситостареющей стали: «» – сжимающие напряжения; «+» растягивающие напряжения

 

Напряженное состояние в сварном соединении до и после

различных видов термообработки стали 03Н18К9М5Т

Режим обработки

Значения остаточных напряжений, МПа, в зоне

основного металла

(в состоянии поставки)

термического влияния (ЗТВ)

(на расстоянии 2 мм от края шва)

шва

В исходном состоянии

130

700

-560

После изотермической обработки*

0

0

0

После локальной термоциклической обработки

10

70

-115

* Данный способ обработки сварных швов не рассматривался в данной статье.

Анализ значений остаточных напряжений показал, что локальная термоциклическая обработка приводит к существенному снижению остаточных напряжений в сварном соединении.

Рентгеноэлектронными и масс-спектрометрическими исследованиями установлено, что состав материала сварных швов и прилежащих к ним областей отличается от состава исходного материала. Приповерхностные слои швов обогащены алюминием. Наибольшее обогащение наблюдается в слое на глубине 6 нм от облучаемой поверхности. Обогащение вызвано главным образом термостимулированной сегрегацией из окружающей матрицы. Области зоны термического влияния обедняются алюминием. При низкой скорости сварки (6 мм/с) наблюдается некоторое относительное обеднение внешней поверхности шва относительно более глубоких приповерхностных слоев. Это объясняется испарением оксида алюминия, которое возможно при высоких температурах (1200–1500°С). Нагрев стали при сварке стимулирует также сегрегацию титана в шов. Низкая концентрация титана вблизи поверхности шва на глубине 0,16 мкм может быть связана с его испарением, так как известно, что титан может испаряться из сталей в вакууме при температурах ˃(600–700)°С. Сварной шов, за исключением сверхтонких приповерхностных слоев, обеднен молибденом вследствие термического испарения, так как молибден и его оксиды летучи при высоких температурах. Несмотря на обогащение материала шва алюминием и обеднение молибденом, он соответствует составу мартенситостареющих сплавов, способных упрочняться за счет старения.

Кроме основных компонентов сплава, в состав приповерхностных слоев шва в значительном количестве входят кислород и углерод из остаточной среды камеры сварки, образующие оксиды и карбиды металлов. Содержание карбида титана составляет до 25% от общего содержания титана. Алюминий вступает в реакцию с азотом остаточной атмосферы с образованием нитрида алюминия – до 15% от общего содержания алюминия.

Скорость прохода сварки оказывает влияние как на количественный состав шва, так и на химическое состояние компонентов. Увеличение скорости прохода приводит к обогащению поверхности шва алюминием, титаном и росту доли оксидов всех элементов. С уменьшением скорости прохода шов и околошовная зона разогреваются до более высоких температур. При уменьшении скорости охлаждения создаются более благоприятные условия для испарения алюминия и титана из тонких поверхностных слоев. Снижение коррозионной стойкости околошовных областей является результатом обеднения их алюминием и титаном. Однако достаточное количество оксидов алюминия и титана обычно создают защитный слой на поверхности сплава и предотвращают коррозию и глубокое окисление.

Сегрегационное поведение, а значит и структурные изменения в шве, сваренном с большей скоростью при нагреве в вакууме, отличаются качественно и количественно от изменений, происходящих в шве, сваренном с меньшей скоростью, и происходят при температуре ниже на 20–30°С. Отличия могут быть обусловлены более высоким уровнем микронапряжений в шве и зоне термического влияния.

Металлографические исследования показали, что микроструктура шва, сваренного электронным пучком, имеет дендритное строение, состоит из пакета реечного мартенсита с твердостью Н100=289–327. Микроструктура границы спекания имеет плавный переход к зоне термического влияния (ЗТВ). Утолщения границ не происходит. Микротвердость имеет значение Н100=310–336. Установлено, что ЗТВ состоит из двух подзон: зона полной и частичной перекристаллизации и зона перестаривания, которые имеют микротвердость Н100=304–327 и Н100=336–357 соответственно. Микроструктура основного материала имеет вид катаного мелкоигольчатого мартенсита с твердостью Н100=444–489.

Рентгеноструктурный анализ сварного шва мартенситостареющей стали показал, что его фазовый состав существенно отличается от фазового состава стали после стандартной термообработки и зависит от скорости сварки. При малой скорости он на 80–95% состоит из мартенсита, пересыщенного легирующими элементами, и, кроме того, в приповерхностных слоях шва происходит образование оксидов алюминия (до 5–11%), а интерметаллидные фазы отсутствуют. В шве, полученном с большей скоростью, присутствует до 9% аустенита, что объясняется увеличением скорости охлаждения шва вследствие узости зоны термического влияния, а также значительно более высоким содержанием фазы Al2O3.

Расчетами установлено, что снижение остаточных напряжений в шве возможно осуществить дополнительной термообработкой материала электронным потоком в ЗТВ. Такой нагрев вызывает пластическую деформацию, которая создает растягивающие остаточные напряжения в области термообработки. Эти напряжения суммируются с остаточными напряжениями, полученными в результате сварки. Напряжения от сварки в этой области имеют отрицательное значение. После термической отработки электронным лучом в этой области возникают небольшие растягивающие напряжения. Предлагаемая обработка, снижая растягивающие остаточные напряжения в области шва, значительно увеличивает его конструкционную прочность. При этом термообработка электронным лучом не должна нагревать материал ˃500°С, поэтому проводится достаточно быстро – для предотвращения фазовых превращений и перестаривания основного материала.

Термоциклическая обработка шва электронным лучом в интервале температур 40¸500°С в защемленном состоянии приводит к его упрочнению, так как защемление шва вызывает максимальную пластическую деформацию, которая упрочняет материал сварного шва и порождает большое количество неравновесных точечных дефектов. Присутствие дефектов существенно ускоряет процесс выделения интерметаллидов в сварочном шве, т. е. его старение. Выполненные прочностные испытания сварных соединений показали, что при локальной термоциклической обработке предел прочности равен пределу прочности изотермически состаренного сварного шва. Для стали 03Н18К9М5Т он составил 1780 МПа.

 

Заключения

Установлено ускоренное выделение упрочняющих фаз при локальной термоциклической обработке в сварных соединениях из мартенситостареющей стали типа 03Н18К9М5Т. Предел прочности материала сварного шва после локальной термоциклической обработки равен пределу прочности материала изотермически состаренного сварного шва.

Химический и фазовый состав, а также состояние шва из мартенситостареющей стали зависят от скорости электронно-лучевой сварки.

Локальная термоциклическая обработка шва исследуемой стали снижает остаточные напряжения в шве.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Каблов Е.Н. Контроль качества материалов – гарантия безопасности эксплуатации авиационной техники // Авиационные материалы и технологии. 2001. №1. С. 3–8.
2. Каблов Е.Н. Конструкционные и функциональные материалы – основа экономического и научно-технического развития России // Вопросы материаловедения. 2006. №1. С. 64–67.
3. 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.
4. Маркова Е.С., Якушева Н.А., Покровская Н.Г., Шалькевич А.Б. Технологические особенности производства мартенситостареющей стали ВКС-180 // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2013. №7. Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 21.03.2017).
5. Вылежнев В.П., Коковякина С.А., Симонов Ю.Н., Сухих А.А. Повышение характеристик надежности мартенситостареющей стали 03Н18К9М5Т путем создания структуры типа «нанотриплекс» // Металловедение и термическая обработка металлов. 2010. №11. С. 20–24.
6. Петраков А.Ф., Шалькевич А.Б. Высокопрочные стали в авиастроении // Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932–2002: юбил. науч.-технич. сб. М.: ВИАМ, 2002. С. 180–191.
7. Оспенникова О.Г. Стратегия развития жаропрочных сплавов и сталей специального назначения, защитных и теплозащитных покрытий // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 19–36.
8. Шалькевич А.Б., Вознесенская Н.М., Покровская Н.Г., Маркова Е.С. Высокопрочные конструкционные и коррозионностойкие стали для самолетов нового поколения // 75 лет. Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932–2007: юбил. науч.-технич. сб. М.: ВИАМ, 2007. С. 142–150.
9. Маркова Е.С., Покровская Н.Г., Шалькевич А.Б., Громов В.И. Мартенситостареющие стали – новые перспективные материалы для валов ГТД // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 81–84.
10. Крылов С.А., Маркова Е.С., Щербаков А.И., Якушева Н.А. Металлургические особенности выплавки высокопрочной мартенситостареющей стали ВКС-180-ИД // Авиационные материалы и технологии. 2015. №4. С. 14–20. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-4-14-20.
11. Каблов Е.Н. Материалы для изделия «Буран» – инновационные решения формирования шестого технологического уклада // Авиационные материалы и технологии. 2013. №S1.
С 3–9.
12. Каблов Е.Н., Лукин В.И., Оспенникова О.Г. Сварка и пайка в авиакосмической промышленности // Матер. Всерос. науч.-практич. конф. «Сварка и безопасность». 2012.
Т. 1. С. 21–30.
13. Лукин В.И., Банас И.П., Ковальчук В.Г., Голев Е.В. Аргоно-дуговая сварка высокопрочной цементуемой стали ВНС-63 // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2013. №8. Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 10.12.2016).
14. Лукин В.И., Иода Е.Н., Пантелеев М.Д., Скупов А.А. Сварка плавлением титанового сплава ВТ18У // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2015. №5. Ст. 03. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 10.12.2016). DOI: 10.18577/2307-6046-2015-0-5-3-3.
15. Лукин В.И., Вознесенская Н.М., Ковальчук В.Г. Сварка высокопрочной коррозионностойкой стали ВНС-72 // Сварочное производство. 2012. №10. С. 31–35.
16. 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.
17. Лихачев В.А., Малинин В.Г. Структурно-аналитическая теория прочности. Л.: Наука, 1992. 400 с.
1. Kablov E.N. Kontrol kachestva materialov – garantiya bezopasnosti ekspluatacii aviacionnoj tehniki [Quality control of materials is the security accreditation of operation of aviation engineering] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2001. №1. S. 3–8.
2. Kablov E.N. Konstrukcionnye i funkcionalnye materialy – osnova ekonomicheskogo i nauchno-tehnicheskogo razvitiya Rossii [Constructional and functional materials is the base of economic and scientific and technical development of Russia] // Voprosy materialovedeniya. 2006. №1. S. 64–67.
3. Kablov E.N., Petrushin N.V., Svetlov I.L., Demonis I.M. Nikelevye litejnye zharoprochnye splavy novogo pokoleniya [Nickel foundry heat resisting alloys of new generation] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. C. 36–52.
4. Markova E.S., Yakusheva N.A., Pokrovskaja N.G., Shalkevich A.B. Tehnologicheskie osobennosti proizvodstva martensitostareyushhej stali VKS-180 [Technological features of the production of maraging steel VKS-180] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2013. №7. St. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: March 21, 2017).
5. Vylezhnev V.P., Kokovyakina S.A., Simonov Yu.N., Suhih A.A. Povyshenie harakteristik nadezhnosti martensitostareyushhej stali 03N18K9M5T putem sozdaniya struktury tipa «nanotripleks» [Increase of characteristics of reliability of maraging steel 03N18K9M5T by creation of structure of the nanotriplex type] // Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov. 2010. №11. S. 20–24.
6. Petrakov A.F., Shalkevich A.B. Vysokoprochnye stali v aviastroenii [High-strength became in aircraft industry] // Aviacionnye materialy. Izbrannye trudy «VIAM» 1932–2002: yubil. nauch.-tehnich. sb. M.: VIAM, 2002. S. 180–191.
7. Ospennikova O.G. Strategiya razvitiya zharoprochnyh splavov i stalej specialnogo naznacheniya, zashhitnyh i teplozashhitnyh pokrytij [Strategy of development of hot strength alloys and steels special purpose, protective and heat-protective coverings] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 19–36.
8. Shalkevich A.B., Voznesenskaya N.M., Pokrovskaya N.G., Markova E.S. Vysokoprochnye konstrukcionnye i korrozionnostojkie stali dlya samoletov novogo pokoleniya [High-strength constructional and corrosion-resistant became for airplanes of new generation] // 75 let. Aviacionnye materialy. Izbrannye trudy «VIAM» 1932–2007: yubil. nauch.-tehnich. sb. M.: VIAM, 2007. S. 142–150.
9. Markova E.S., Pokrovskaya N.G., Shalkevich A.B., Gromov V.I. Martensitostareyushhie stali ‒ novye perspektivnye materialy dlya valov GTD [Maraging became ‒ new perspective materials for GTE shaft] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 81–84.
10. Krylov S.A., Markova E.S., Shcherbakov A.I., Yakusheva N.A. Metallurgicheskie osobennosti vyplavki vysokoprochnoj martensitostarejushhej stali VKS-180-ID [Development of technology for smelting high-strength maraging steel VKS180-ID microalloyed REM] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2015. №4. S. 14–20. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-4-14-20.
11. Kablov E.N. Materialy dlya izdeliya «Buran» – innovacionnye resheniya formirovaniya shestogo tehnologicheskogo uklada [Materials for the product «Buran» are the innovative solutions of forming of the sixth technological way] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2013. №S1. S 3–9.
12. Kablov E.N., Lukin V.I., Ospennikova O.G. Svarka i pajka v aviakosmicheskoj promyshlennosti [Welding and the soldering in the aerospace industry] // Mater. Vseros. nauch.-praktich. konf. «Svarka i bezopasnost». 2012. T. 1. S. 21–30.
13. Lukin V.I., Banas I.P., Kovalchuk V.G., Golev E.V. Argono-dugovaya svarka vysokoprochnoj cementuemoj stali VNS-63 [TIG welding of high-strengthened cemented steel VNS-63] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2013. №8. St. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: December 10, 2016).
14. Lukin V.I., Ioda E.N., Panteleev M.D., Skupov A.A. Svarka plavleniem titanovogo splava VT18U [Fusion welding of VT18U titanium alloy] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2015. №5. St. 03. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: December 10, 2016). DOI: 10.18577/2307-6046-2015-0-5-3-3.
15. Lukin V.I., Voznesenskaya N.M., Kovalchuk V.G. Svarka vysokoprochnoj korrozionnostojkoj stali VNS-72 [Welding of high-strength VNS-72 corrosion-resistant steel] // Svarochnoe proizvodstvo. 2012. №10. S. 31–35.
16. Kablov E.N. Strategicheskie napravleniya razvitiya materialov i tehnologij ih pererabotki na period do 2030 goda [The strategic directions of development of materials and technologies of their processing for the period to 2030] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 7–17.
17. Lihachev V.A., Malinin V.G. Strukturno-analiticheskaya teoriya prochnosti [Structural and analytical failure theory]. L.: Nauka, 1992. 400 s.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.