Трансформация структуры сплава на основе алюминида никеля в процессе наплавки колеблющимся электродом термостойкого покрытия

Введение

Эффективными способами продления срока службы изделий, эксплуатирующихся при температурах до 1000 °С, еще с середины ХХ века является наплавка, а традиционными материалами для повышения стойкости наплавленных сплавов к высокотемпературному изнашиванию служат сплавы на основе железа, никеля, кобальта [1‒3]. В отличие от этих хорошо изученных материалов, практический интерес для формирования наплавленных покрытий представляют термостойкие сплавы на базе алюминидов никеля, наиболее перспективными из которых являются интерметаллиды Ni₃Al и NiAl [4; 5].

К важнейшим свойствам, реализованным в отечественных и зарубежных литейных сплавах со структурой алюминида никеля, относятся повышенная термическая стабильность [4; 6], высокотемпературная и усталостная прочность [7; 8] и стойкость к высокотемпературному окислению [4; 9]. Несмотря на большой потенциал этих сплавов, возможность их использования в качестве наплавленных покрытий ограничивается высокой чувствительностью алюминида никеля к скорости нагрева и охлаждения вследствие повышенного содержания в структуре γ′-Ni₃Al-фазы, что обусловливает низкий уровень пластичности и релаксации сварочных напряжений [10]. Это обстоятельство указывает на необходимость создания таких условий в сварочной ванне, при которых ее тепловое поле будет характеризоваться пониженным значением температурного градиента на фронте кристаллизации. Подобный эффект смогли получить методом послойной аргонодуговой наплавки вертикальной «стенки» из сплава Ni₃Al в условиях многократных повторных нагревов от последующих слоев и контролируемой скорости охлаждения (1‒2 °С/с) [11].

В отличие от «мягкого» термодеформационного цикла аргонодуговой наплавки неплавящимся электродом, применение частично или полностью автоматизированной наплавки плавящимся электродом позволяет значительно повысить производительность процесса и качество наплавленных покрытий, но сопряжено с более жесткими условиями формирования структуры, поскольку увеличение количества вводимой теплоты и объема расплавленного металла вызывает рост уровня сварочных напряжений [12].

Известные принципы управления тепловложением основаны на дозировании выделяемого в процессе наплавки тепла, что на практике реализуется, например, при питании сварочной дуги импульсным [13] и модулированным [14] током, воздействием на электрод высокочастотных импульсов [15] или, в самом доступном и распространенном варианте, варьированием погонной энергии наплавки. Вместе с тем изменение погонной энергии хотя и позволяет управлять размером и формой сварочной ванны и, в конечном счете, свойствами наплавленного сплава, но возможно только в определенных диапазонах мощностей сварочной дуги и скорости наплавки [16], эффективных для конкретных систем легирования [17; 18]. Причем если для управления размером структурных составляющих и фазовым составом наплавленного хромоникелевого сплава скорость наплавки можно изменять в достаточно широком интервале, сохраняя бездефектное формирование наплавленного металла, то в случае наплавки высокоуглеродистых и борсодержащих износостойких сплавов эффективный диапазон скоростей сужается.

Уменьшить зависимость подводимого к фронту кристаллизации тепла от величины погонной энергии возможно путем частичного или полного исключения металлической подложки из сварочного контура [19] или приданием дуге поперечных перемещений по поверхности сварочной ванны. Такой технологически более гибкий вариант управления тепловложением впервые был исследован Г.Г. Чернышевым, Б.Н. Кушниренко, М.М. Штрикманом еще в 60‒70-х годах прошлого века и успешно применяется в настоящее время при механизированной широкослойной наплавке износостойких сплавов [20]. Однако наибольшую чувствительность к колебаниям электрода, совершаемым поперек сварочной ванны с заданными частотой и амплитудой, продемонстрировали структуры доэвтектических и эвтектических износостойких сплавов с повышенным содержанием хрома и углерода [17; 21; 22]. В отдельных случаях возникающие в результате перемещений дуги повторные тепловые воздействия на кристаллизующийся металл способны привести к изменениям морфологии и размера карбидной фазы [23]. Поэтому полагали, что использование колеблющегося электрода для наплавки сплава, содержащего эвтектические фазы алюминида никеля, является более предпочтительным способом управления термическими условиями формирования структуры, обеспечивающей повышение термостойкости наплавленного покрытия.

Целью работы являлось выявление особенностей формирования структуры на основе алюминида никеля в процессе наплавки в условиях повторных тепловых воздействий на наплавленный металл.

Применяемые материалы и методы исследования

В качестве электродного материала использовали композиционную проволоку (КП) диаметром 3 мм. Ее изготавливали путем механизированного 6-кратного совместного волочения через твердосплавную фильеру оболочки проволоки из никелевой ленты и наполнителя, компонентами которого являлись металлические проволоки из алюминия, вольфрама, молибдена, а также металлического порошка тантала и хрома. Такая конструкция композиционной проволоки (рис. 1) обеспечивает однородность распределения компонентов наполнителя по длине КП, которую в порошковых проволоках можно достигнуть только послойным расположением в наполнителе компонентов с близкими физико-механическими свойствами. Характерная для композиционного строения неоднородность в распределении теплофизических свойств в поперечном сечении компенсируется наличием хорошего электрического контакта между поверхностями компонентов КП, что обеспечивает быстрый нагрев. Расчетный состав КП обеспечивал, с учетом потерь элементов на окисление в сварочной дуге, стехиометрическое соотношение между массами никеля и алюминия, равное ~6,5. Выбор вводимых в наполнитель КП тугоплавких легирующих элементов (вольфрама, молибдена и тантала) направлен на упрочнение γ-твердого раствора и увеличение стабилизации γ′-фазы при повышенных до 1100 °С температурах. Содержание хрома в наплавленном сплаве от 4 мас. % в совокупности с алюминием обеспечивает высокий уровень стойкости к высокотемпературному окислению наплавленного металла. Наплавку производили на пластины с габаритами 12×80×170 мм из стали 5ХНМ.

Полученный наплавленный сплав на основе легированного алюминида никеля имел следующий химический состав, мас. %:

Ni . . . . . . . .    Основа    W . . . . . . . . .    3,3–3,6
C . . . . . . . . .    0,2–0,3    Mo . . . . . . . .    2,6–3,1
Al . . . . . . . .    8,2–8,5    Ta . . . . . . . . .    2,3–2,5
Cr . . . . . . . . .    4,0–4,2    Fe . . . . . . . . .    12–15

В стальной подложке на глубине 1,5 мм от поверхности равноудаленно друг от друга предварительно устанавливали термопары из вольфраморениевого сплава ВР 5/20. Это позволяло при расплавлении основного металла измерять температуру в нижней части сварочной ванны и вблизи фронта кристаллизации. Для изготовления термопар использовали проволоки диаметром 0,6 мм. В процессе наплавки сигнал от термопар обрабатывался многоканальным аналого-цифровым преобразователем LA-20USB (ЗАО «Руднев–Шиляев», г. Москва) и поступал на компьютер. Для регистрации, визуализации и анализа сигнала в виде временнóй зависимости температуры использовали программу «PowerGraph».

Температура плавления исследуемого сплава была определена методом дифференциальной сканирующей калориметрии и составила ~1386 °С. Исследование структуры и элементный анализ проводили на металлографических шлифах с использованием электронно-ионного микроскопа (FEI Versa 3D, США).

Испытание наплавленных сплавов на сопротивление образованию трещин термической усталости выполняли методом периодического термического воздействия с определением количества теплосмен «нагрев‒охлаждение» до появления первых усталостных трещин на образцах размером 15×15×4 мм, изготовленных из наплавленного (в 1 слой) металла. Также изготавливали образцы для испытаний наплавленных промышленных сплавов «Stoodite 6» и «Hastelloy-C». Испытуемые образцы помещали в нагретую до t = 1100 °С печь, выдерживали 6 мин и в течение 7‒9 с охлаждали до t = 25 °С. Длительность испытания составляла 240 теплосмен. Оценку стойкости к окислению проводили по измерению потери массы испытываемых образцов через каждые 30 теплосмен на аналитических весах VIBRA HT-124RCE (Shinko Denshi Co. LTD, Япония) с точностью до 0,1 мг.

Техника формирования наплавленных покрытий

Наплавку композиционной проволокой осуществляли на сварочном автомате «A2 Mini Master» (ESAB, Швеция), снабженным механизмом колебаний электродного узла в поперечной плоскости по отношению к направлению наплавки. Кинематическая схема колебателя основана на преобразовании вращения выходного вала мотор-редуктора в возвратно-поступательное прямолинейное движение суппорта, с которым соединен механизм, подающий электродную проволоку. Получаемые таким образом колебания электрода в поперечной плоскости могут совершаться со скоростью (V_пп) от 16 до 50 мм/с и характеризуются замедлением (примерно до 0,1 от V_пп) скорости движения электрода при достижении им крайних положений, определяемых выбранным размахом колебаний электрода (b).

Поскольку скорость поперечных перемещений синхронизирована с линейной скоростью наплавки (V_н), то шаг наплавки (h) устанавливается системой автоматически из расчета сохранения заданной величины V_н. Повышение скорости V_пп до ~50 мм/с сопровождается уменьшением шага наплавки, что соответствует достижению максимального значения поперечных перемещений дуги за 1 с, частота которых (f  ) приближается к 3 Гц, а снижение V_пп до 16 мм/с приводит к увеличению шага наплавки и смещает частоту f  к минимальным значениям ~1 Гц (см. рис. 1).

Форму наплавленных валиков оценивали с помощью коэффициента полноты валика (µ_в), который рассчитывали как отношение площади поперечного сечения валика к площади прямоугольника, основание и высота которого равны соответственно ширине e и выпуклости валика g (см. рис. 1). При формировании наплавленного покрытия в один слой величину взаимного перекрытия смежных валиков варьировали в диапазоне 30–50 % в зависимости от коэффициента µ_в наплавленных валиков. Доля участия стальной подложки в наплавленном металле составляла 16–20 %.

Для качественного формирования валика на поверхности стальной подложки наплавку вели со скоростью 19 см/мин. Превышение этого значения обусловливает ухудшение формирования наплавленного валика, что выражается в нестабильности его формы и размеров в поперечном и продольном сечениях. При уменьшении скорости наплавки (<10 м/ч) оттеснение расплава в хвостовую часть сварочной ванны заметно ослабляется, и объем ванны под дугой увеличивается, что приводит к уменьшению длины дуги и дестабилизирует процесс расплавления КП. Стабильное существование сварочной дуги, исключающее замыкание дугового промежутка тугоплавким сердечником, обеспечивается при U_д = 27 В. Выбор величины сварочного тока I_св = 280 ± 15 А был обусловлен достижением тепловой мощности сварочной дуги, необходимой для расплавления тугоплавкого сердечника в наполнителе композиционной проволоки, и предотвращением перегрева образующейся на ее торце капли. На первых стадиях тепло, необходимое для поддержания процесса расплавления компонентов наполнителя, поступает от анодного пятна, расположенного на торце тугоплавкого вольфрамомолибденового сердечника. В момент, когда расплав полностью покрывает тугоплавкий сердечник, анодное пятно перемещается на торцевую поверхность формирующейся капли. Отделение капли происходит при ее стекании по поверхности частично расплавленного сердечника, после чего вокруг него начинает формироваться новый объем расплавленного металла, поступающего из наполнителя [24].

Источником сварочного тока (ток постоянный, полярность обратная) служил тиристорный выпрямитель LAF 1001 (ESAB, Швеция). Основные технологические параметры режима наплавки были следующие:

Результаты и их обсуждение

Анализируя изменение температуры на стадии нагрева и охлаждения металла при дуговой наплавке без поперечных перемещений композиционной проволоки, можно отметить, что термические циклы характеризуются единственными пиками (рис. 2, а), которые соответствуют достижению максимальной температуры в момент касания расплавом поверхности спая термопар. Для стадии охлаждения свойственна довольно высокая скорость (~100 °С/с) вблизи температур кристаллизации, а затем, начиная с 1300 °С, падение температуры замедляется до ~20 °С/с. Формирующаяся в таких неравновесных условиях структура наплавленного сплава (рис. 3, а) содержит две области с приблизительно равными объемными долями. Одна из них относится к легированному γ-твердому раствору (первично кристаллизуемые дендриты), а вторая сосредотачивает в себе дисперсные частицы γ′-фазы пластинчатой формы, которые, согласно устоявшимся в литературе представлениям о структурно-фазовом состоянии сплавов на основе Ni₃Al [4], образуются по эвтектической реакции L ↔ γ + γ′.

Анализ участков сосредоточения эвтектики выявил заметную неравномерность в распределении железа и алюминия между двумя основными фазами. Наибольшее содержание алюминия и никеля соответствует областям сосредоточения никель-алюминиевой эвтектики (рис. 4, а, б), а железо как элемент, образующий непрерывный твердый раствор с никелем, преимущественно растворяется в γ-фазе. Наличие железа в γ′-фазе объясняется способностью его атомов к замещению в соединении Ni₃Al как никеля, так и алюминия.

Придание электродной КП поперечных перемещений (f  = 1,3 Гц) формирует на кривой охлаждения термического цикла пики (см. рис. 2, б), соответствующие кратковременным колебаниям температуры от повторного нагрева дугой ранее охлажденного металла. Характер температурных пиков циклов 1, 2, 3 указывает на ограниченное время нахождения кристаллизующегося металла под действием высоких температур, что обусловлено регулярным перераспределением горячей и холодной областей сварочной ванны при ее перемещениях вслед за дугой в поперечных направлениях. Однако перемещающаяся вслед за источником тепла, т.е. дугой, сварочная ванна подплавляет ранее охлажденный металл, и далее процесс кристаллизации этих участков возобновляется. Периодичность этого процесса вызывает дезориентацию направления роста кристаллитов и их переплетение, что характерно для нижней и частично средней частей наплавленного валика. Структура, формирующаяся в верхней (рабочей) части наплавленного валика (рис. 3, б), обладает высокой степенью дисперсности участков, содержащих γ′-эвтектику, размер которых не превышает 20 мкм. Области γ-твердого раствора содержат небольшую долю сегрегаций предположительно т.п.у.-фаз.

Морфологические изменения γ′-фазы проявляются в трансформировании скоплений частиц пластинчатой и остроугольной форм (характерных для структур, полученных без колебания электрода, – рис. 3, а и 4, а) в участки слоистой текстуры (при f  = 1,3 Гц), каждый слой которой отличается кристаллографической ориентацией. Валик, наплавленный с колебаниями электрода, отличается заметно возросшей (в 1,5–1,7 раза) шириной (рис. 2, б), но меньшим значением показателя µ_в (0,72 < 0,88) по сравнению с валиком, наплавленным без колебаний.

Увеличение частоты f до 2 Гц приводит к ожидаемому сокращению протяженности сварочной ванны и фронта кристаллизации, что выражается в близком характере формирования кривых нагрева и охлаждения в контролируемых точках. Скорость охлаждения замедляется, а температурные пики повторных тепловых воздействий от перемещений дуги становятся менее выраженными (рис. 2, в). Такие изменения обусловливают доминирование в структуре γ-твердого раствора, разделенного участками фрагментированной никель-алюминиевой эвтектики (рис. 3, в и рис. 4, в). Соотношение никеля и алюминия в этих участках не достигает стехиометрического, необходимого для образования γ′-Ni₃Al-фазы (рис. 4, в). Формирующийся при f  = 2 Гц валик наплавленного металла при сопоставимой ширине характеризуется несколько бὁльшим (0,75) значением коэффициента полноты.

Дальнейшее увеличение частоты колебаний дуги до f  = 2,8 Гц сглаживает температурные пики от повторных нагревов на кривых охлаждения (рис. 2, г), а также сокращает интервалы времени между пиковыми значениями температур. Это свидетельствует о выравнивании градиента температуры по ширине сварочной ванны, протяженность которой под влиянием быстродвижущейся в поперечном направлении (со скоростью ~44 мм/с) сварочной дуги сокращается одновременно с возрастанием объема расплава. Именно поэтому профиль наплавленного валика характеризуется еще большей «полнотой» (µ_в = 0,82) (рис. 2, г) по сравнению с валиками, полученными при меньших значениях f.

Изменившиеся при f  = 2,8 Гц условия подвода тепла к фронту кристаллизации увеличивают длительность нахождения кристаллизующегося металла при температуре плавления алюминида никеля (рис. 3, г). В этих условиях формирование структуры начинается с образования дендритов легированного γ-твердого раствора, а завершается – образованием никель-алюминиевого мартенсита (решетка типа L1₀) на участке фазовой диаграммы между γ′-фазой и β-(NiAl)-фазой. Наиболее вероятная причина его образования – замедленное охлаждение никель-алюминиевого сплава с температур ниже 1200 °С по сравнению со скоростью охлаждения, характерной при использовании малых значений f и при наплавке без колебаний, на возможность чего указывается в работе [25]. Более длительное нахождение металла при повышенных температурах служит эффектом «отжига» и позволяет перед образованием мартенсита охлаждения произойти модуляции состава сплава с пресыщением его атомами алюминия, обладающего, по данным [26], наибольшим коэффициентом диффузии в никеле (в рассматриваемой системе легирования) при температурах выше 900 °С, что сдвигает состав сплава к области существования β-фазы. Изучение мартенситной области после ее ионного травления с поверхности в глубь металла показало, что она состоит из относительно тонких пластинок (300–600 нм), находящихся в двойниковой ориентации с каждой второй пластиной в пакете (рис. 4, г). Соотношение в пакете между атомными массами никеля и алюминия соответствует Ni₂Al-фазе.

Изменение структуры исследуемого металла под влиянием поперечных перемещений дуги оказало влияние на его твердость, которая в зависимости от частоты колебаний варьируется в диапазоне 27–35 HRC. Показательно, что после ~50 теплосмен (рис. 5) твердость сплава, наплавленного с f  = 2,8 Гц, перестает зависеть от последующего термического циклирования и сохраняется неизменной, что может быть связано с общей высокой термической стабильностью структуры рассматриваемого сплава.

Наибольшее значение твердости (~35 HRC) соответствует сплаву, наплавленному при f  = 2,8 Гц, а наименьшее (27 HRC) – наплавке без поперечных перемещений дуги (см. рис. 5). В тех же условиях испытаний промышленный сплав на основе никеля (Hastelloy-C) демонстрирует тенденцию к монотонному снижению твердости, что связано с его разупрочнением и потерей структурой термической стабильности.

Имея несколько бὁльшую исходную твердость (42 HRC), сплав на основе кобальта (Stoodite 6) показывает хорошее сопротивление процессам разупрочнения, сохраняя значения твердости практически до 100 термоциклов. С дальнейшим увеличением количества теплосмен твердость плавно уменьшается и приближается к уровню значений (~35 HRC) исследуемого сплава, полученных при f  = 2,8 Гц.

Анализ результатов термоусталостных испытаний показал, что наибольшие значения стойкости (200 теплосмен) имеет сплав, наплавленный с частотой 2,8 Гц (рис. 5). Такой результат объясняется достижением близкого к оптимальному соотношения в структуре относительно вязкого, высоколегированного (до 18 мас. %) железом и другими элементами γ-твердого раствора и никель-алюминиевого мартенсита охлаждения, способного, согласно сведениям [27], к термоупругому превращению. Повторный нагрев такого мартенсита в процессе термоиспытаний позволяет восстановить обратимость мартенситного превращения. Но последующее многократное термическое циклирование сопровождается дисперсионным распадом метастабильной Ni₂Al-фазы на частицы Ni₅Al₃-фазы и снижением критических температур мартенситного превращения. Содержание вольфрама и тантала в исследуемых участках структуры принципиально не отличается, а хром и молибден преимущественно растворены в γ-твердом растворе.

Оценка сопутствующего термоусталостным испытаниям окислительного изнашивания указывает о достижении преимущества исследуемого сплава (наплавленного при f  = 2,8 Гц) над известными термостойкими материалами после 125 теплосмен (рис. 6). В наибольшей степени оно заметно при сравнении со сплавом «Hastelloy-C», у которого низкий показатель стойкости к окислению, очевидно, объясняется повышенной диффузией кислорода из окислительной атмосферы через образовавшийся слой оксида Cr₂O₃. Повышенное содержание хрома в данном сплаве способствует на начальном этапе испытаний формированию барьера, препятствующего диффузии кислорода, рост толщины которого продолжается до 100–110 теплосмен (рис. 6). Далее происходит частичное разрушение защитного слоя.

Характер изменения показателя Δm (потери массы при окислении) исследуемого сплава, наплавленного без колебаний, показывает монотонное его уменьшение. При наплавке с колебаниями потеря массы изучаемого сплава после 120 теплосмен практически не изменяется, что связано с формированием оксидного слоя на основе (не менее 70 об. %) Al₂O₃ (остальное – оксид Cr₂O₃ и 5 об. % NiO). Достаточно высокий уровень стойкости к окислению кобальтового сплава «Stoodite 6» обусловлен формированием оксида со структурой CoCr₂O₄ и уступает исследуемому сплаву только после 125 теплосмен, когда интенсифицируются процессы образования микротрещин окисления на участках, склонных к окислению карбидов Cr₇C₃ [28]. Однако с учетом погрешности измерения можно полагать, что исследуемый сплав сопоставим по стойкости к окислению со сплавом «Stoodite 6».

Таким образом, рассмотренные особенности процесса наплавки с перемещениями дуги по поверхности расплава сварочной ванны дают возможность регулировать подвод тепла к фронту кристаллизации, создавая условия для формирования наплавленных покрытий с наибольшей стойкостью к образованию термоусталостных трещин.

Выводы

1. Придание дуге поперечных перемещений по поверхности сварочной ванны позволяет изменять форму фронта кристаллизации наплавленного металла и термические условия формирования структуры сплава на основе легированного алюминида никеля. Малая частота колебаний электрода (f  = 1,3 Гц) обусловливает формирование структуры, в которой скопление частиц γ′-Ni₃Al-фазы пластинчатой и остроугольной формы трансформируется в участки слоистой структуры, что способствует повышению стойкости сплава к образованию трещин термической усталости по сравнению со сплавом, наплавленным без колебаний электрода.

2. Достижение наилучшей стойкости к образованию термоусталостных трещин обусловлено созданием при наплавке (с частотой 2,8 Гц) термических условий, способствующих замедленному охлаждению никель-алюминиевого сплава и формированию сбалансированной структуры, состоящей из высоколегированного (до 18 мас. %) железом и другими элементами γ-твердого раствора и никель-алюминиевого мартенсита. Состав такого мартенсита соответствует метастабильной Ni₂Al-фазе, а его повторные нагревы не приводят к охрупчиванию структуры.

3. Эффект стабилизации теплового поля сварочной ванны (при f  = 2,8 Гц), сопровождаемый уменьшением ее протяженности и достижением наибольшего значения коэффициента полноты наплавленного валика (µ_в = 0,82), позволяет формировать слой покрытия с меньшей величиной (20–30 %) взаимного перекрытия соседних валиков. Это также дает возможность сократить расход относительно дорогостоящего наплавочного материала.