9.1. Трудности при сварке никелевых сплавов

Обусловлены особенностями однофазной кристаллизации сварного шва, изменениями в ЗТВ процесса дисперсионного упрочнения и старения. К этим трудностям относятся:

1. Транскристаллитность металла сварных швов с высоким уровнем ликвации.

2. Изменения в ЗТВ.

3. Трещины в сварных соединениях.

4. Охрупчивание при эксплуатации.

Первичная структура металла шва формируется путем зарождения на подложке оплавленных зерен основного металла – укрупненных столбчатых кристаллов, конкурентный рост которых приводит к выклиниванию других, неблагоприятно ориентированных кристаллов и прекращению их роста.

Эти особенности однофазной кристаллизации приводят к резкому укрупнению кристаллов в швах. Вместе с этим наблюдается высокий уровень неоднородности металла шва (табл. 29).

Таблица 29

Химическая неоднородность металла шва

Марка сплава	Коэффициент неоднородности, Кс = Со/См
	Fe	Cr	Ni	Mn	Mo	Nb
Х20Н45М2Г6Б	1,28	1,23	1,10	0,55	0,50	0,07
Х20Н45М6Г2Б	1,29	1,19	1,10	0,47	0,59	0,08
Х20Н45М6Г6Б	1,17	1,30	1,11	0,60	0,58	0,14

Примечание. С_о – концентрация (%) элемента в осях дендридов;

С_м – концентрация (%) элементов в межосных объемах.

Основное следствие ликвации – неоднородность химического состава, приводящего к образованию в шве менее эффективных интерметаллидных фаз по сравнению с фазами в основном металле. Так, в результате преимущественной ликвации титана в зонах ликвации при старении будет выделяться фаза NiTi, обладающая меньшей жаропрочностью, чем '–фаза.

Все это приводит к образованию транскристаллитности швов, в центре которых на больших скоростях сварки формируется "зона слабины" – стык двух фронтов кристаллизации с явно выраженной зональной ликвацией. При малых скоростях сварки в центре шва образуются осевые кристаллиты, на гранях которых возникают две зоны срастания боковых и осевых кристаллов, также характеризуемые пониженными свойствами.

В ЗТВ происходят следующие изменения структуры:

– укрупнение зерна в гомогенных сплавах;

– растворение упрочняющих фаз в гетерогенных сплавах в нагреваемой выше 900 °С зоне, фиксируемое по изменению твердости;

– оплавление фаз в перестаренных сплавах;

– перестаривание (при сварке состаренных сплавов), приводящее к укрупнению упрочняющих фаз.

Развитие указанных негативных явлений зависит от длительности высокотемпературного нагрева, исходного состояния сплава и химического состава, определяющего стабильность фаз при нагреве.

При сварке гомогенных никелевых сплавов (типа Х20Н45, ХН69ВТ, ХН78Т) возможно образование кристаллизационных и подсолидусных ГТ в металле шва.

При сварке гетерогенных сплавов возможно появление ГТ и в ЗТВ, где велика протяженность ТИХ из-за наличия легкоплавких ликватов и мала пластичность из-за крупнозернистой структуры.

Металлургические способы предотвращения ГТ:

• повышение чистоты сплавов по примесям (табл. 30);

• ограничение полноты рекристаллизации при прокатке сплавов, позволяющее инициировать рекристаллизацию при сварке и соответственно снижать сегрегацию в условиях ускоренной миграции границ зерен в ЗТВ при сварке;

• сварка в аустенизированном или перестаренном состоянии (значение V_кр, несмотря на неизменность химического состава шва, при сварке в аустенизированном состоянии повышается в 1,5..2 раза).

Таблица 30

Влияние способа выплавки на сопротивляемость ГТ

при сварке сплава Х20Н45М4В3БГ

Способ выплавки	ТГТ, С	ТИХ, С	Vкр10-5, м/с
В индукционных печах	1238	100	0,95
Вакуумно-дуговой переплав	1268	71	1,02
Электрошлаковый переплав	1277	57	1,21

Технологические способы предотвращения трещин:

• снижение до минимума погонной энергии сварки (сварка неплавящимся электродом, ЭЛС, лазер, импульсная дуга);

• ограничение скорости сварки;

• измельчение первичной структуры швов (УЗК, электромагнитное перемешивание и т.п.);

• применение теплопроводящей оснастки и охлаждающих сред (подача паровоздушной смеси на сварочную ванну).

Сопротивляемость образованию ГТ наиболее употребляемых проволок приведена в табл. 31.

Таблица 31

Сопротивляемость металла шва образованию ГТ

и его длительная прочность _Д при 800 С

Состав шва	Vкр, мм/мин	Д, МПа
		после сварки	после выдержки при 700 С, 16 ч
ЭП-435 (Св-ХН78Т)	1,0	50	–
ЭП-602 (Св-ХН75МБТЮ)	2,4	–	–
ЭП-868 (Св-ХН60ВТ)	3,0	90	–
ЭП-367 (Св-06Х15Н60М15)	4,5	100	110
ЭП-533 (Св-08Х20Н57М8В87)	4,0	–	230
ЭП-595 (Св-Х11Н60М23)	10,0	120	160

Трещины при послесварочной обработке возникают на этапе медленного нагрева в интервале дисперсионного твердения. Сплавы с (Ti+Al) > 4 % весьма склонны к трещинообразованию при термообработке сварных соединений. Сравнительная оценка склонности к таким разрушениям при термообработке представлена на рис. 47.

Рис. 47. Склонность никелевых сплавов к образованию трещин при термической обработке сварных соединений

Снижению склонности к трещинообразованию способствуют: все способы рафинирования сплавов; измельчение зерна в ЗТВ; снижение сегрегации по границам зёрен; уменьшение времени высокотемпературного нагрева при сварке; повышение скорости нагрева при термообработке до 80 °С/мин и выше.

В сплавах, легированных Nb вместо Ti, также удается избежать образования трещин. Замена Ti позволяет на первом этапе ослабить интенсивность старения, что снижает сварочные напряжения, а на втором – повысить жаропрочность старения.

Такие сплавы, как ХН62МБ8Ю (ЭП-709) с упрочняющей '–фазой Ni (Al, Nb) не склонны к образованию трещин в процессе термообработки при сохранении жаропрочности до 800 °С.

В условиях циклического высокотемпературного нагружения наблюдается высокотемпературное охрупчивание, при котором происходит снижение _в и пластичности основного металла и сварных соединений.

Это обусловлено:

– преобразованием первичных карбидов МеС во вторичные Ме₆С и Ме₂₃С₆, имеющих пластинчатую форму и выпадающих на границах;

– образованием оксидов Ме₂О, способствующих диффузионному окислению сплавов по межзеренным границам;

– изменением морфологии '–фазы в результате высокотемпературной деформации при сварке;

– разнозернистостью металла в ЗТВ;

– межзеренным проскальзыванием в ЗТВ в процессе сварки, приводящим к зарождению трещин возле включений и ступенек, образовавшихся при выходе дислокаций на границах.

Чем короче длительность высокотемпературного нагрева при сварке и меньше разница в сопротивлении деформированию металла шва, ЗТВ и основного металла, тем слабее развиваются указанные необратимые изменения, выше эксплуатационные свойства и свариваемость сплавов.

Под воздействием агрессивных сред охрупчивание металла вызывается сульфидной и межкристаллитной коррозией.

Сульфидная коррозия связана образованием легкоплавких сульфидов никеля NiS (Т_пл = 810 °С) при наличии в газовом потоке сернистых соединений.

Сульфиды имеют больший объём, что вызывает разрыхление металла и проникновение сульфидов по границам зерен, особенно сильное в восстановительных средах, где нет плотных защитных пленок. Чем крупнее зерно в ЗТВ, чем больше напряжение и длительность высокотемпературного нагрева при сварке, тем ниже стойкость сварного соединения против газовой коррозии по отноше­нию к основному металлу.

МКК вызывается распадом твердого раствора в интервале 550...750 °С и выпадением карбидов в результате диффузии С и Сг на границах зерен. Снижению склонности швов к МКК способствует легирование ниобием исходя из соотношения Nb/C > 20 при работе соединений ниже 550 °С и Nb/C > 40 при более высоких температурах эксплуатации.

Радиационное охрупчивание происходит под воздействием нейтронов и –частиц. При этом наиболее сильно снижается длительная прочность у дисперсионно-твердеющих сплавов, содержащих Со, N, В и др. Меньшее влияние радиация оказывает на гомогенные сплавы, не склонные к дисперсионному твердению. Их свойства восстанавливаются после отжига при Т = 0,5Т_пл.

Свариваемость облученного материала (при ремонте) понижена в связи с повышенным порообразованием, образованием ГТ в ЗТВ.

Выбор сварочных материалов и технологии должен быть направлен на снижение гетерогенности швов и концентрации высокотемпературных деформаций, влияющих на появление ГТ и длительную прочность сварных соединений.