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 MIS&A.

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/c, предварительно очищали ионной бомбардировкой ионами аргона с энергией 0,9 кэВ при плотности ионного тока 12 мкА/см² c 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 нагружения 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.

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: Ni₃(AlNb), NbC, Ni₆NbMo, Cr_4,6MoNi_2,1. 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 (Al, Nb, Mo) 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 γ'-Ni₃Al, тугоплавкого карбида NbC и хромистой фазы Cr_4,6MoNi_2,1, которая образуется в результате распада твердого раствора на основе Ni; возможно также присутствие фазы Ni₆NbMo, образующейся на основе неоднородностей Mo и Nb.

Таблица 1

Фазовый состав сварных швов, параметр решетки

и ширина дифракционной линии (311) для Ni-основы швов

Фазовый состав всех швов аналогичен: выявлены линии тугоплавкого карбида NbC, который не успевает раствориться в расплавленном металле, кроме того, обнаружены линии фазы Ni₆NbMo, образующейся в междендритных участках за счет ликвации Nb и Mo. Наблюдаются также очень слабые сверхструктурные линии γ'-фазы, выделяющейся частично при охлаждении шва. Различие между швами проявляется в интенсивности линий Ni₆NbMo, 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 cохранением 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 Ni₆NbMo.

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 γ'-фазы, карбида NbC и фазы Ni₆NbMo. Отличительной особенностью состаренных образцов является присутствие достаточно большого количества фазы Cr_4,6MoNi_2,1, которая выделяется при старении.

Таблица 2

Фазовый состав сварных швов после четырехкратного старения,
параметр решетки и ширина дифракционной линии (311) для Ni-основы швов

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 Nb и Mo.

Присутствие фазы Cr_4,6MoNi_2,1 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% Cr, поэтому неудивительно их обнаружение в сплаве, содержащем до 28% Cr. Одной из возможных причин образования при старении швов фазы Cr_4,6MoNi_2,1 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 (δ) для шва значительно занижено. Наиболее объективным параметром пластичности сварного шва считают угол загиба (α) при испытании на статический изгиб [14].

Таблица3

Результаты механических испытаний образцов

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 Cr_4,6MoNi_2,1, 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.