Full Text

Введение Проблема наплавки сплавов, предназначенных для эксплуатации в условиях пластической деформации при повышенных до 1000-1200 °С значениях температуры, неотъемлемо связана с нейтрализацией влияния движущих сил процессов разупрочнения, развивающихся в металле при циклическом термосиловом воздействии [1]. Результаты проведенных в РФ и за рубежом исследований показывают, что литейные сплавы с (γ' + γ)-структурой на основе интерметаллида Ni3Al имеют наилучшие показатели сопротивления процессу разупрочнения под влиянием термосилового воздействия [2, 4]. В настоящее время наибольшее внимание исследователей материалов на основе Ni3Al с литой структурой направлено на оптимизацию содержания отдельных тугоплавких легирующих элементов и изучение их влияния на параметры процесса высокоградиентной направленной кристаллизации (ВГНК) [5-7]. Введение редкоземельных металлов, имеющих низкую растворимость в (γ' + γ)-твердых растворах, способствует как снижению поверхностного натяжения металлического расплава, так и зарождению центров кристаллизации в нем, что способствует диспергированию γ'-фазы [8, 9]. Как показывают результаты наших исследований [10] и работы [11], подобное влияние на структуру наплавленного металла оказывают ультрадисперсные тугоплавкие химические соединения (TiN, TiCN, WC) при вводе их в расплав сварочной ванны. Однако процессы формирования дендритной структуры наплавленного металла с многокомпонентной системой легирования под влиянием таких частиц принципиально отличаются от таковых, протекающих при литье с ВГНК. Объясняется это тем, что при наплавке скорость кристаллизации металла в сварочной ванне и градиент температуры на фронте кристаллизации связаны между собой, зависят от режима электродуговой наплавки и не поддаются раздельному регулированию. Особенно остро данная проблема проявляется при наплавке сплавов, структурно чувствительных к большим скоростям нагрева и охлаждения, которые в целом характерны для высокоэнергетических технологий. В связи с этим целью работы является выявление особенностей формирования структурно-фазового состава наплавленного металла на основе легированного Ni3Al. Материалы и методы исследований Для наплавки использовали композиционные проволоки (КП) диаметром 3 мм, изготовленные совместным механизированным волочением через твердосплавную фильеру оболочки проволоки из никелевой ленты и наполнителя, компонентами которого служили две металлические проволоки из алюминия, вольфрама, молибдена, а также смесь из порошков тантала и хрома [12]. В процессе изготовления контролировали отношение толщины никелевой оболочки к ее наружному диаметру, которое является функцией, зависящей от стехиометрического соотношения между массами никеля и алюминия (Ni/Al = 6,52), входящими в интерметаллическое соединение Ni3Al. Химический состав КП обеспечивал наплавленный металл (мас. %): 0,3-0,4 C; 3,6-4,0 W; 2,5-3,0 Mo; 3,8-4,2 Cr; 2,0-2,4 Ta; 10,5-11,5 Al; Ni - остальное. Также использовали КП, на внутренней стороне оболочки которой был расположен слой ультрадисперсного (30-90 нм) порошка WC (0,2-0,4 мас. %). Наплавку вели на постоянном токе («+» на электродной КП) с использованием сварочного автомата А2 MiniMaster (ESAB) и тиристорного источника питания LAF 1001 (ESAB). Вылет проволок относительно контактного мундштука устанавливали в диапазоне 25-27 мм. Для защиты реакционной зоны наплавки использовали аргон, расход которого составлял 30-35 л/мин. Структуру и свойства наплавленного металла изучали после его термической обработки, выполненной с целью уменьшения остаточных сварочных напряжений по режиму: выдержка в течение 1 ч при температуре 1000 ºС, охлаждение на воздухе. Использовали методы оптической (Zeiss Axsiovert 40 MAT) и сканирующей электронной микроскопии на двухлучевой системе Versa 3D. Для оценки температурного градиента G на фронте кристаллизации принимали, что максимальный теплоотвод направлен вдоль оси валика наплавленного металла. Величину G рассчитывали с учетом данных работ [13, 14]: (1) где ΔT - разница между максимальной температурой Tmax сварочной ванны и температурой ликвидус TL; d - расстояние между положением в расплаве сварочной ванны Tmax и точкой вершины дендрита, находящейся на криволинейной поверхности фронта кристаллизации (рис. 1, а). Принимали, что положение такой точки совпадало с условной точкой, в которой происходило контактирование спая термоэлектрода с поверхностью движущегося со скоростью наплавки фронта кристаллизации. Величину d определяли в продольном сечении на макрошлифе кратера сварочной ванны (см. рис. 1, а), полученного после принудительного удаления расплава методом опрокидывания [15]. Изменение температуры в процессе наплавки регистрировали с помощью вольфрам-рениевых термоэлектродов (ВР 5/20), установленных соосно со сварочной ванной по ходу ее движения и подключенных к аналого-цифровому преобразователю LA-20USB. Визуализацию сигнала (термоЭДС, эВ) с преобразователя в виде термического цикла осуществляли в программе PowerGraph 3.3 Professional (номер лицензии HL 1553513233). Результаты и их обсуждение Экспериментально установлено, что качественное формирование наплавленного металла в условиях термического цикла процесса дуговой наплавки обеспечивается в диапазоне значений ее погонной энергии q = 8,5…33 кДж/см. Энергетическая составляющая величины q ограничена диапазоном сварочного тока 280-300 А и напряжения на дуге 25-27 В, что обеспечивает близкое к однородному плавление компонентов наполнителя КП, содержащих в своем составе легко- и тугоплавкие элементы и имеющих набольшие значения коэффициентов перехода в наплавленный металл. Исследованием макросечения кратера сварочной ванны, полученного после принудительного удаления расплава в процессе наплавки, установлено, что направленно ориентированные кристаллиты (рис. 1, б) формируются в наплавленном металле на участке наибольшего теплоотвода в основной металл. Высота этого участка в зависимости от параметров режима наплавки и скорости движения теплового источника варьируется в диапазоне от 1/3 до 2/3 высоты наплавленного металла. С уменьшением градиента температуры на фронте кристаллизации наследование растущими кристаллитами кристаллографической ориентации прекращается и структура приобретает поликристаллическое строение. Выявлено, что на формирование структурно-фазового состава наплавленного металла преимущественное влияние оказывают скорость движения теплового источника (скорость наплавки) Vн и величина формирующегося под ее воздействием температурного градиента G на границе фронта кристаллизации. Повышение скорости наплавки до 30-33 м/ч обусловливает достижение градиента значений температуры G на фронте кристаллизации металла до 280 °С/см. В таких условиях формируется гетерогенная (γ' + γ)-структура наплавленного металла с большей степенью дисперсности, в которой доля области, занимаемой твердым раствором (γ + γ'п), образовавшимся с участием перитектической реакции, превышает долю области, содержащей (γ + γ'э)-твердый раствор (рис. 2, а), образовавшийся с участием эвтектической реакции. Также в структуре металла фиксируются многочисленные интерметаллидные фазы, преимущественно содержащие в своем составе тугоплавкие легирующие элементы - W, Mo, Ta, не успевшие раствориться и легировать (γ' + γ)-твердые растворы. По этой причине прочностные характеристики металла при повышенных до 1100 °С значений температуры уменьшаются. d а 200 мкм 200 мкм б Рис. 1. Характерная форма фронта кристаллизации (продольное сечение) при наплавке композиционной проволокой (а) и характерные структуры в различных участках наплавленного металла (б): 1 - наплавленный металл; 2 - основной металл; 3 - точка на фронте кристаллизации сварочной ванны в ее осесимметричном сечении, соответствующая положению спая термоэлектрода; 4 - условная точка положения максимальной температуры в расплаве сварочной ванны а б Рис. 2. Изменение соотношения областей, занимаемых (γ + γ'п)- и (γ + γ'э)-твердыми растворами в структурах металла, полученных при наплавке со скоростью 33 м/ч (а) и 9 м/ч (б) В случае использования малых скоростей наплавки (≤9 м/ч) замедленная скорость охлаждения металла вблизи границы фронта кристаллизации (рис. 3) способствует созданию наилучших термических условий для твердорастворного упрочнения (γ + γ'п)- и (γ + γ'э)-областей тугоплавкими легирующими элементами. Легирующие элементы в этом случае равномерно распределены в твердом растворе и не образуют избыточных интерметаллидных фаз (рис. 2, б). Однако вследствие того, что расчетное значение температурного градиента на фронте кристаллизации не превышает 100 °С/см, параметры структурных составляющих (толщина дендритов b и расстояние между ними s) повышены по сравнению (рис. 4) с таковыми, сформированными при G > 150 °С/см. Повышение величины Vн до значений 30-33 м/ч обусловливает монотонное уменьшение параметров b и s в структуре (см. рис. 4, а, б), причем более интенсивно оно происходит в периферийных участках валика наплавленного металла, сформированных при повышенных градиентах температуры. Структура металла, сформированная при скоростях наплавки в интервале 16-18 м/ч, не содержит избыточные топологические плотноупакованные фазы (ТПУ-фазы), а соотношение между областями, занимаемыми (γ + γ'п)- и (γ + γ'э)-твердыми растворами в структуре, стремится к единице. Параметры b и s структурных составляющих занимают промежуточное положение между таковыми параметрами, полученными при использовании значений Vн 30 и 9 м/ч. Рис. 3. Термические циклы в процессе наплавки со скоростью 9 (1), 18 (2) и 33 (3) м/ч: tр1, tр2, tр3 - время контактирования спая термопары с расплавом сварочной ванны; Δt - время, за которое температура расплава изменяется от Tmax до TL, соответствует величине d на макросечении кратера сварочной ванны рис. 1 а б в Рис. 4. Схема, поясняющая взаимосвязь параметров кристаллизации (а) и зависимости толщины дендритов (б) и междендритного расстояния (в) от скорости движения теплового источника Vн: - в центральной части наплавленного металла и - в периферийном участке Анализ распределения микротвердости (на образцах, наплавленных при Vн = 18 м/ч) показал, что область структуры, занимаемая (γ + γ'п)-твердым раствором, характеризуется меньшими значениями H□100 (3900-4300 МПа), что позволяет отнести данную область к относительно вязкой структурной составляющей по сравнению с областью, содержащей (γ + γ'э)-твердый раствор (H□100 = = 5800…6200 МПа). Результатами испытаний с использованием методики [10], моделирующих образование трещин термической усталости в наплавленном металле, установлено, что значительное повышение стойкости наплавленного металла на основе Ni3Al к трещинообразованию (более 70 теплосмен), по сравнению с промышленным сплавом 02Х15Н65М16В4 (38 теплосмен), наблюдается после его легирования до 0,2-0,4 мас. % ультрадисперсными частицами WC. В этом случае зарождение и развитие трещины происходит менее интенсивно, ее ширина раскрытия уменьшается в 4-6 раз (рис. 5). Установлено, что основное влияние на распространение трещины оказывают огрубление и частичная коагуляция частиц γ'э-фазы (см. рис. 5, в). С увеличением количества циклов теплосмен развитие этих процессов обусловливает объединение отдельных частиц между собой и с соседними участками металла из области γ-твердого раствора. В результате создаются условия для непрерывного продвижения трещины по структуре металла. Легированный ультрадисперсными частицами металл показал меньшую склонность к огрублению и укрупнению частиц γ'э-фазы, что связано с повышенным содержанием в них малоподвижных атомов тугоплавких элементов W, Mo и Ta, замедляющих разупрочнение γ'-фазы. Выполненная оценка показателя жаростойкости K (соотношение массы образца после испытания и исходной массы образца) показала (рис. 6), что исследуемый тип наплавленного металла более эффективно сопротивляется химическому разрушению поверхности при высокотемпературных нагревах по сравнению со сплавами, содержащими в своем химическом составе хром в количестве 20 и более мас. %. Повышенная стойкость обусловлена формированием на поверхности наплавленного металла в процессе его термической обработки тонкого (менее 50 мкм) слоя оксида сложного химического состава (Al, Cr, Ta, W, Mo), имеющего наилучшее адгезионное взаимодействие с наплавленным металлом на основе Ni3Al, а также наличием в оксиде термодинамически стабильных самозалечивающихся оксидов хрома и способствующих выделению субдисперсных хромитов: NiAl1,03Cr0,14 и CrAl1,19Ni0,04. а б в Рис. 5. Характер развития и размер трещин в металле (поперечное сечение), наплавленном с использованием штатной КП (а) и КП, содержащей порошок WC (б) после N = 160 циклов теплосмен, в - вид γ'э-фазы после 160 циклов теплосмен. Vн = 18 м/ч. Теплосмена: нагрев до температуры 1200 °С и последующее водяное охлаждение до температуры 50 °С со скоростью 140-150 °С/с Рис. 6. Сравнительный анализ показателя жаростойкости K наплавленного металла на основе Ni3Al и промышленных сплавов. Температура 1000 ºС, длительность выдержки 184 ч 2 ч, 1100 °С 2 ч, 1200 °С 4 ч, 1100 °С 4 ч, 1200 °С Рис. 7. Влияние температуры и длительности отжига на структуру (термическую стабильность) наплавленного металла на основе Ni3Al Исследование влияния высокотемпературных отжигов с варьированием длительности выдержки от 1 до 4 ч показало, что структура исследуемого металла сохраняет термическую стабильность (рис. 7). Полученные данные следует рассматривать как результат формирования в процессе высокоградиентной кристаллизации гетерогенной структуры, содержащей в своем объеме достаточное долевое участие относительно вязкой структурной составляющей - g-твердого раствора, релаксирующего термические напряжения. Выводы: 1. Вследствие повышенной структурной чувствительности сплава на основе легированного Ni3Al к термическому циклу аргонодуговой наплавки ее скорость следует ограничивать в пределах 16-18 м/ч. При этом избыточные ТПУ-фазы практически не образуются, а небольшие размеры структурных составляющих (толщина дендритов не более 8 мкм и расстояние между их осями не более 1,1 мкм) способствуют повышению прочностных свойств металла. 2. Микролегирование ультрадисперсными тугоплавкими частицами карбида вольфрама является одним из возможных способов повышения сопротивления наплавленного металла термоусталостным повреждениям при температуре до 1200 ºС.

About the authors

I. V Zorin

Volgograd State Technical University

G. N Sokolov

Volgograd State Technical University

V. I Lysak

Volgograd State Technical University

U. N Dubcov

Volgograd State Technical University

D. S Denisevich

Volgograd State Technical University

S. A Fastov

Volgograd State Technical University

References

Statistics

Views

Abstract - 64

PDF (Russian) - 29

Refbacks

• There are currently no refbacks.