Full Text

Введение Возникновение и распространение трещин в изделиях из жаропрочных никелевых сплавов при наплавке, сварке и аддитивных технологиях, связанных с использованием высококонцентрированных источников энергии, является существенной проблемой, снижающей качество изделий. Использование равномерного нагрева для получения сварных либо паяных соединений, как правило, препятствует образованию трещин, однако такие способы соединения характеризуются значительной трудоемкостью и существенным ограничением эксплуатационных свойств изделий. Склонность к образованию горячих трещин при сварке и наплавке определяется составом и качеством сплавов, структурными факторами - размером зерна и структурной неоднородностью, составом присадочных материалов и технологией сварки и наплавки [1-7]. Структура сплавов типа ХН65ВМТЮ, ХН50ВМТЮБ и других, относящихся к системе Ni-Cr-Ti-Al, представляет собой g-твердый раствор и g¢-фазу (интерметаллиды Ni3 (Тi, NiAl) + + карбиды Nb, Mo, W). Согласно теоретической оценке стойкости сварных соединений жаропрочных никелевых сплавов к образованию трещин при сварке и термической обработке, ухудшение сва- риваемости и стойкости к образованию трещин находится в прямой зависимости от содержания g¢-фазы [1, 7-10]. На рис. 1 показано влияние содержания g¢-формирующих элементов (Al, Ti, Nb) и элементов, стабилизирующих g-твердый раствор (Mo, Cr), на склонность никелевых сплавов к образованию трещин при сварке и термической обработке. Согласно рис. 1 существует 3 группы сплавов с различной склонностью к трещинам: гомогенные и слабостареющие сплавы (содержание g¢-фазы 3-5 об. %), не склонные к образованию трещин при сварке и термообработке; дисперсионно-твердеющие сплавы (содержание g¢-фазы не более 18-20 об. %) с умеренной склонностью к образованию трещин и дисперсионно-твердеющие сплавы (содержание g¢-фазы более 20-25 об. %) с высокой склонностью к образованию трещин [1]. Опыт применения в сварных конструкциях подтверждает тот факт, что гомогенные сплавы ЭИ435, ЭИ602, ЭИ868 и высокохромистый ЭП648 не чувствительны к образованию трещин. Это связано с низким содержанием в составе сплава элементов, обладающих ограниченной растворимостью в твердом растворе (Ti, Al), а также отсутствием бора и невысокой жаропрочностью (900 °С в течение 100 ч на уровне = 130…200 МПа). Рис. 1. Влияние содержания титана и алюминия на склонность никелевых сплавов к образованию трещин при сварке и термической обработке: I - слабостареющие сплавы (содержание g¢-фазы 3-5 об. %), не склонные к образованию трещин при сварке и термообработке; II - дисперсионно-твердеющие сплавы (содержание g¢-фазы не более 18-20 об. %) с умеренной склонностью к образованию трещин; III - дисперсионно-твердеющие сплавы (содержание g¢-фазы более 20-25 об. %) с высокой склонностью к образованию трещин Закономерности влияния морфологии структуры никелевых сплавов на склонность к трещинообразованию, сформулированные в обзорной работе [4], традиционны и заключаются в том, что сплавы с большой структурной неоднородностью, особенно вследствие дендритной ликвации и преимущественно с более крупным зерном, обладают повышенной склонностью к образованию горячих трещин, особенно в околошовной зоне (ОШЗ). Однако благоприятная структура, заданная сбалансированным химическим составом, не всегда является гарантией хорошей трещиностойкости никелевых сплавов [11-14]. Как показывает практика и результаты лабораторных исследований [4], выбор технологии и в особенности параметров режима наплавки зачастую имеет решающее значение. В работе приводятся результаты исследования влияния параметров режима аргонодуговой и лазерной наплавки на структурообразование, свойства и склонность жаропрочных никелевых сплавов к образованию трещин при различных методах наплавки. Технологии, исследовательские методики и материалы Химический состав исследованных сплавов приведен в табл. 1. На сплав ВЖЛ14-ВИ была произведена ручная аргонодуговая наплавка проволокой ЭП367 диаметром 1,0 мм на реальном изделии - переходнике подвода воздуха, имеющем износ по внутреннему торцу и со стороны наружной поверхности. Наплавка выполнена за 2-3 прохода с целью усиления стенки до минимального размера 1,2 мм. Режим наплавки: I = 140 А, расход аргона в горелку 6-8 л/мин, скорость подачи 200 мм/мин. Термообработка после наплавок не производилась. Аргонодуговую наплавку на пластины никелевого сплава ЭП648 толщиной 10 мм производили на установке с инверторным источником питания по следующему режиму: I = 120 А, расход аргона в горелку 7 л/мин, скорость наплавки 200 мм/мин. Для исследования возможностей модифицирования структуры применяли дополнительное ультразвуковое воздействие на наплавляемый материал с помощью волновода, подведенного к нижней поверхности пластины. Частота ультразвукового воздействия 22 кГц. Лазерная наплавка проведена на сплав ЭИ787-ВД на установке TruLaser Cell 7020 в среде аргона. Подача порошка ЭП648-ВИ проводилась в среде гелия. Наплавка произведена по 2 режимам - мягкому и жесткому. Параметры режима приведены в табл. 2. Наплавка выполнена в 5 дорожек по 3 слоя с паузами на охлаждение между проходами. Перед наплавкой проводилась термическая обработка при температуре 1130±10 °С, выдержка 3 ч. После наплавки проводилась термическая обработка в вакууме (10-5 мм рт. ст.) при температуре 1000±20 °С, выдержка 2 ч. Количественный металлографический анализ проводили на автоматизированном комплексе анализа изображений и моделирования структур «Видеотест-металл». Объемная доля пор в наплавках определялась с использованием программы ThixometPro в ячейке размером 1 мм2 площади шлифа при 100-кратном увеличении. Контроль качества наплавок производился люминесцентным методом по стандарту ЦМ-15 и ЛЮМ1-ОВ. Таблица 1 Химический состав высоколегированных жаропрочных сплавов Состав Химический элемент C Si Mn Cr Ni Ti Al W Mo Nb Fe Cu B ХН50ВМТЮБ (ЭП 648) ≤0,1 ≤0,4 ≤0,5 32-35 Осн. 54-62 0,5-1,1 0,5-1,1 4,3-5,3 2,3-3,5 0,5-1,1 ≤4,0 ≤0,008 ХН65ВМТЮ (ЭИ893) ≤0,05 ≤0,6 ≤0,5 15-17 Осн. 65-68 1,2-1,6 1,2-1,6 8,5-10,0 3,5-4,5 - ≤3,0 ≤0,01 ВЖЛ14 <0,08 <0,4 <0,4 - Осн. 62-65 2,5-3,1 1,2-1,5 4-5 8-10 18-20 <0,005 ХН35ВТЮ (ЭИ787) <0,08 <0,6 <0,6 14-16 33-37 2,4-3,2 0,7-1,4 2,5-3,5 37-47 ≤0,02 Сварочная проволока Св-06Х15Н60М15 (ЭП367) <0,08 <0,5 <1 14-16 Осн. 60-62 <0,2 14-15 V<0,02 ≤4,0 <0,2 Таблица 2 Параметры режима лазерной наплавки Режим наплавки Параметры наплавки Мощность лазера, Вт Скорость наплавки, мм/мин Скорость подачи порошка ЭП648-ВИ, г /мин Расход газа, л/мин Диаметр пятна, мм Жесткий 450 600 2,4 Ar = 10 He = 4 1,9 Мягкий 210 400 1,8 Ar = 7 He = 4 1,3 Результаты исследования В металле аргонодуговой наплавки на сплавах ВЖЛ14-ВИ на переходниках при контроле ЦМ-15 в зоне наплавки со стороны наружной поверхности и со стороны внутренней поверхности переходников выявлены множественные трещины (рис. 2, а) и раковина диаметром 0,2 мм (рис. 2, б). а б Рис. 2. Макроструктура аргонодуговой наплавки переходника: а - трещины (указаны стрелками) со стороны внутренней поверхности переходника; б - раковина на наружной поверхности наплавки переходника Трещины на внутренних поверхностях переходника берут свое начало от наплавки и развиваются по границам зерна основного материала. Трещины кристаллизационные часто имеют следы высокотемпературного окисления, образовались, безусловно, в процессе наплавки. Протяженность трещин 0,7-1,1 мм. Кроме того, имеются трещины в ЗТВ наплавки. Глубина залегания трещин с поверхности от 0,8 мм до сквозных (рис. 3, 4). Рис. 3. Трещины в зоне наплавки внешней стороны переходника, ´100 (стрелками указаны трещины) Рис. 4. Трещины в ЗТВ наплавки переходника, ´50 (стрелками указаны трещины) Твердость и микротвердость (НV50) различных зон наплавки ВЖЛ14-ВИ на переходнике приведены в табл. 3. В данном случае никелевый сплав с невысокой объемной долей g¢-фазы (рис. 5) и умеренной склонностью к образованию трещин (см. рис. 1, область II) образует трещины вследствие неблагоприятного режима аргонодуговой наплавки [15-17]. Таблица 3 Твердость и микротвердость (НV50) различных зон наплавки проволокой ЭП367 на сплав ВЖЛ14-ВИ Технология Место измерения Значения твердости Микротвердость (НV50), кгс/мм2 HRC Наплавка проволокой ЭП367 на сплав ВЖЛ14-ВИ Металл наплавки 304-329 30-32 Основной материал 360-382 36-39 а б Рис. 5. Микроструктура основного материала ВЖЛ14-ВИ: а - ´300; б - ´500 Снижению дефектности металла и склонности к образованию горячих трещин при аргонодуговой наплавке способствует снижение погонной энергии и дополнительное ультразвуковое воздействие. Установлено, что аргонодуговая наплавка сплава ЭП648 в сочетании с ультразвуковым воздействием создает дополнительный эффект возрастания мелкодисперсности g¢-фазы (рис. 6), что приводит к повышению микротвердости сплава. Это высокое значение микротвердости (до 250 кгс/мм2) соответствует наплавке с расположением УЗ-источника на расстоянии 25-30 мм, что, очевидно, и является оптимальным по этому критерию. Трещин и пористости при оптимальном режиме наплавки не зафиксировано. Существенным фактором снижения склонности к образованию горячих трещин при лазерной наплавке является выбор режима с меньшей скоростью наплавки и минимальной мощностью высококонцентрированного источника энергии. а б Рис. 6. Микроструктура металла аргонодуговой наплавки сплава ЭП648, ´300: а - образец 1, без УЗ-воздействия; б - образец 3, с УЗ-воздействием Так, при лазерной наплавке на сплав ЭИ787-ВД порошком ЭП648 по жесткому режиму в результате излишнего тепловложения произошел перегрев материала основы и, как следствие, образование горячих сварочных трещин (рис. 7, а). При наплавке по мягкому режиму дефектов и трещин при люминесцентном контроле не выявлено, что подтверждено также результатами металлографического анализа. Сварочных трещин под наплавкой в ЗТВ не выявлено (рис. 7, б). Микротвердость наплавки составляет от 216 до 222 кгс/мм2, в ЗТВ - от 204 до 216 кгс/мм2, микротвердость материала лопатки - от 246 до 258 кгс/мм2. Рис. 7. Внешний вид изделий и микроструктура металла при лазерной наплавке на сплав ЭИ787-ВД порошком ЭП648 (стрелками указаны трещины): а - жесткий режим наплавки; б - мягкий режим наплавки Снижение склонности к образованию горячих трещин при уменьшении скорости наплавки связано со снижением сварочных напряжений и ростом релаксационной стойкости сплавов. При наплавке на малых скоростях уменьшается скорость кристаллизации металла наплавки, увеличиваются ее площадь и ширина, растет высокотемпературная околошовная зона, что вызывает снижение интенсивности нарастания сварочных напряжений, которые релаксируются в большом объеме шва и ОШЗ. Кроме того, с уменьшением скорости наплавки снижается температурный градиент в сварном соединении, что вызывает падение уровня сварочных напряжений. Это согласуется с результатами работ [18-21]. Выводы 1. Аргонодуговая наплавка жаропрочного никелевого сплава ВЖЛ14-ВИ проволокой ЭП367 приводит к образованию термических трещин, развивающихся по границам зерна основного материала, а также в зоне термического влияния наплавки. В данном случае никелевый сплав с невысокой объемной долей g¢-фазы и умеренной склонностью к образованию трещин тем не менее образует трещины вследствие неблагоприятного режима аргонодуговой наплавки. 2. Установлено, что аргонодуговая наплавка никелевого сплава ЭП 648 в сочетании с дополнительным ультразвуковым воздействием создает модифицирующий эффект увеличения дисперсии фаз. Сочетание благоприятных структурных параметров - мелкозернистости g-твердого раствора и повышенной дисперсности g¢-фазы, которое реализуется при аргонодуговой наплавке с дополнительным УЗ-воздействием на оптимальных режимах, приводит к повышению микротвердости и жаропрочности никелевых сплавов. Трещин и пористости при оптимальном режиме наплавки не зафиксировано. 3. Существенным фактором снижения склонности к образованию горячих трещин при лазерной наплавке является выбор режима с меньшей скоростью наплавки и минимальной мощностью высококонцентрированного источника энергии. При лазерной наплавке на сплав ЭИ787-ВД порошком ЭП648 по жесткому режиму в результате излишнего тепловложения произошел перегрев материала основы и, как следствие, образование горячих сварочных трещин. При наплавке по мягкому режиму дефектов и трещин не выявлено. Снижение склонности к образованию горячих трещин при уменьшении скорости наплавки связано со снижением сварочных напряжений и ростом релаксационной стойкости сплава.

About the authors

E. A Krivonosova

Perm National Research Polytechnic University

Iu. D Shchitsyn

Perm National Research Polytechnic University

S. N Akulova

Perm National Research Polytechnic University

A. V Myshkina

Perm National Research Polytechnic University

S. D Neulybin

Perm National Research Polytechnic University

D. S Belinin

Perm National Research Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 76

PDF (Russian) - 29

Refbacks

• There are currently no refbacks.