Свариваемость материалов
..pdfному металлу состав (табл. 20.2). Для компенсации потерь упрочняющих элементов при выгорании их содержание может быть увеличено по сравнению со свариваемой сталью [1].
К достаточно распространенным способам дуговой сварки следует отнести ручную штучными электродами с покрытием и автоматическую под слоем флюса. Имеется ряд работ о воз можности получения качественных сварных соединений при ис пользовании самозащи.тной порошковой проволоки или сварке в углекислом газе [3, 4].
Весьма перспективно применение лазерной сварки, позво ляющей получить соединения с большей стойкостью против коррозионного растрескивания, чем при ЭЛС и АДС.
20.3.2. Способы сварки давлением
Контактная стыковая сварка сопротивлением весьма подходит для соединения мартенситно-стареющих сталей. Этот способ с успехом применяется, когда необходимо получить более или менее одинаковые сварные детали, и он очень удобен при про ведении предварительных опытов по нахождению оптимальных условий сварки.
Наиболее широко распространена контактная точечная сварка. Сравнительно мягкий и пластичный мартенсит предот вращает преждевременное разрушение по присущему этому типу соединений концентратору напряжений, что наблюдается при сварке обычной высокопрочной стали.
Для изготовления единичных деталей применяется диффузи онная сварка и сварка взрывом. Для определенных деталей перспективна сварка трением.
20.3.3. Меры предотвращения дефектов
Для предотвращения пористости при сварке все материалы и агрегаты должны быть скрупулезно чистыми. Детали, изготов ленные резанием с использованием СОЖ, необходимо обезжи рить, а затем промыть горячей водой для удаления натрийсо держащих веществ на свариваемых кромках, вызывающих пористость и интенсивное разбрызгивание. Для снижения кон центрации растворенных элементов и получения более глад кого сварного шва кромки листа должны быть по возможности скошены.
Особое внимание следует уделять закреплению и установке свариваемого изделия в приспособлении. При некачественной подгонке сварочных стыков, когда зазоры в корневой части со ставляют около 1,6 мм, предотвращение горячих трещин пред ставляет серьезную проблему. Особо подвержены растрескива нию при кристаллизации угловые швы, поскольку проплавление
более тонкой пластины увеличивает ширину зазора между сва рочными кромками, тем самым задерживая кристаллизацию центральной части шва. Сопротивляемость горячим трещинам можно повысить увеличением коэффициента формы шва, что достигается переходом от однопроходной к двухпроходной сварке, увеличением угла разделки кромок и изменением со става защитного газа. Сварка на пониженных токах также спо собствует устранению трещин вследствие перехода от швов с во гнутой формой к выпуклой.
Для предупреждения формирования по высоте сварного шва осевого столба кристаллитов и возникновения древовидного из лома при многопроходной сварке следует стремиться к щеле вой разделке кромок. Целесообразно также менять от слоя к слою направление сварки, что дезориентирует структуру ме талла шва, снижая чувствительность к горячим трещинам и об разованию дендритного излома. Этим же целям служит и сварка на оптимальных скоростях, приводящая к смене ячеи стой на дендритную структуру металла шва.
Для предотвращения холодных трещин следует ограничи вать содержание Н в соединении менее 0,5—0,8 см3/100 г. Это достигают как проведением-обезводороживающего отжига ос новного металла и сварочной проволоки, так и отпуска или старения после сварки в интервале 300—540 °С. Следует тща тельно контролировать проведение многопроходной сварки, до биваясь отсутствия мартенситного превращения в нижележа щих слоях перед выполнением последующих слоев (сварка с предварительным и сопутствующим подогревом, регулирова ние термического цикла сварки и др.). Это уменьшает уровень максимальных напряжений I и II рода и предотвращает кар бидные выделения в корне шва, являющиеся местами аккуму ляции водорода и зарождения холодных трещин.
Для гомогенизации и измельчения структуры металла шва перед окончательной термообработкой целесообразно прово дить нормализацию с температур 1000—1050 °С. Это позволяет получать соединения с близкими к основному металлу пласти ческими и вязкими свойствами.
20.3.4. М ехан и чески е свойства сва р н ы х соединений
Проведение после сварки упрочняющей термообработки делает сварное соединение равнопрочным основному металлу в случае идентичности химического состава. Однако небольшое сниже ние пластичности и вязкости металла шва может определить возникновение хрупкого разрушения, когда в условиях высоко прочного состояния уровень данных показателей для основного металла близок к минимально допустимым. Поэтому уровень прочности металла шва обычно не стремятся повысить сверх
зоз
ов-1700 МПа. В тех случаях, когда для обеспечения работоспо собности конструкции важна ударная вязкость, применяют сварку без последующей термообработки. При этом предел прочности соединений близок ов-Ю00 МПа при KCU = = 1 МДж/м2. При многослойной сварке применяют подогрев, предотвращающий охлаждение наплавленных слоев ниже тем ператур у—a -превращения с явлением подстаривания. В про тивном случае старение мартенсита нижних слоев сопровожда ется возрастанием прочности и твердости и снижением вязкости металла шва. При этом достигается комплекс механических свойств, промежуточный между свойствами закаленного и тер моупрочненного состояния. Для ряда мартенситно-стареющих сталей повышения надежности сварных соединений достигают отказом от проведения старения после сварки или применяют подстаривание при более низкой температуре (~350 °С) для ограничения уровня прочности металла шва и околошовной зоны.
20.3.5. Служебные свойства сварных соединений
Температура эксплуатации мартенситно-стареющих сталей не превосходит 400 °С в связи с явлениями старения и перестаривания. Высокая хладностойкость позволяет успешно эксплуати ровать сварные изделия до температур —70------100 °С, а из от дельных марок стали и при криогенных температурах. Важней шее свойство сварных изделий — высокая несущая способность при приложении статических нагрузок, в том числе и при нали чии концентраторов напряжений. Это не касается конструкций, работающих в условиях вибрационных нагрузок, где преиму ществ по сравнению с высокопрочными низколегированными сталями не наблюдалось. При о0,23*1400 МПа в ряде случаен отмечалось ускоренное развитие трещин в сварных соединениях. Другим перспективным направлением использования мартенсит но-стареющих сталей является износостойкая наплавка.
Глава 21. ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫЕ СПЛАВЫ НА НИКЕЛЕВОЙ ОСНОВЕ (Якушин Б. Ф.)
21.1. Состав, структура и назначение
Высоколегированные сплавы никеля обладают наряду с высокой жаро прочностью и окалиностойкостью значительной коррозионной стойкостью в газовых, соляных и жидкометаллических средах и могут эксплуатиро ваться до температур 1000—1100°С (табл. 21.1). Никелевые сплавы делят на две группы: гомогенные нетермоупрочняемые и гетерогенные термоупроч няемые дисперсионным твердением [1, 2].
Термоупрочняемые гетерогенные сплавы никеля могут иметь несколько исходных состояний. В закаленном состоянии сплавы имеют наименьшую жаропрочность, но наибольшую пластичность (в том числе штампуемость и другие технологические свойства). В дисперсно-упрочненном (состарен ном) состоянии пластичность минимальна, а жаропрочность максимальна и зависит от объема, химического состава и морфологии, упрочняющих фаз.
Главная роль в обеспечении жаропрочности никелевых сплавов принад
лежит |
у/_Фазе, общее |
количество которой пропорционально |
содержанию |
|||||||
Ti+Al |
или Nb-fAl. При 2(Ti, |
А1) > 8 % |
доля у^Ф331*1 достигает |
60% |
(по |
|||||
массе). |
Под у'-фазой понимают |
интермета'ллиды |
типа Ni3 (Ti, |
Al), |
Ni3Al, |
|||||
Ni3(Nb, Al), имеющие ГЦК решетку. Они когерентны, |
выделяются |
в |
объеме |
|||||||
матрицы при старении |
и обеспечивают |
дисперсное |
твердение |
сплава. |
так |
|||||
В |
комплексно-легированных |
сплавах |
у'-фаза |
имеет сложный |
состав, |
как никель и алюминий могут замещаться другими элементами. Положитель ное влияние на механические свойства у'-фазы состоит в том, что, выделяясь в объемах зерен при температурах 600—950 °С в виде большого числа коге рентных мелкодисперсных частиц, она создает эффективные барьеры для движения дислокаций. В то же время у'-фаза значительно пластичнее кар бидов, а прочность ее возрастает с увеличением температуры.
Наряду с основными фазами возможно образование ряда побочных некогерентных фаз, которые, выделяясь по границам зерен вследствие сегре
гации |
или ликвации, приводят |
к охрупчиванию сплавов: т]-фаза (Ni3Ti), |
|||
a-фаза |
(FeCr), |
карбиды (Ме23Сб и МевС), бориды (Ме3В2). |
температурах) |
||
В |
перестаренном состоянии |
(старение |
при повышенных |
||
сплавы |
имеют |
промежуточные |
значения |
жаропрочности и |
пластичности |
вследствие коагуляции упрочняющих фаз.
21.2. Свариваемость никелевых сплавов
21.2.1. Структура, свойства металла шва и зоны термического влияния
Первичная структура металла шва высоколегированных нике левых сплавов формируется путем зарождения на подложке — оплавленных зернах основного металла — укрупненных столб чатых кристаллитов, конкурентный рост которых приводит к выклиниванию других, неблагоприятно ориентированных кристаллитов и прекращению их роста. Эта особенность одно фазной кристаллизации приводит к резкому укрупнению кри сталлитов в швах и является первым фактором понижения сва риваемости. Второй фактор — высокий уровень легирования рас плава; он обусловливает в литом металле на периферии шва ячеисто-дендритный и дендритный (в центре) тип субструк туры со значительно выраженной ликвационной неоднород ностью (табл. 21.2) [31.
Основное следствие ликвации — неоднородность химического состава, приводящая к образованию в шве менее эффективных интерметаллидных фаз по сравнению с фазами в основном металле. Так, в результате преимущественной ликвации титана в зонах ликвации будет при старении выделяться фаза NiaTi, обладающая меньшей жаропрочностью и тугоплавкостью, чем у'-фаза [4]. Третий фактор — транскристаллитность швов, в цен-
ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ НА НИКЕЛЕВОЙ ОСНОВЕ [1]
Ti |
А1 |
Другие элементы |
Применение |
2,3—2,7 |
|
ОО |
ьэ со |
|
1 |
2,2—2,8
2,3—3,0 0,35-0,75 1,0—1,5
1,8—2,7
1,0
3
014*О со.
0,5
2,0
4
2,5—3,0
0,55—0,95 |
До |
4,0Fe+0,01Ce |
0,02Се; |
Диски турбин, газоводы |
|||||||
1,7—2.3 |
До |
5,0Fe; |
0,02В; |
Лопатки |
турбин |
|
|||||
1,0—1,5 |
2.0— 4,0Мо; 0,1—0,5V |
|
|
|
|
||||||
До |
4,0Fe; |
0,01В; |
0,01Се; |
То же |
|
|
|
||||
3,0—4,0 |
4— |
|
|
5Мо |
|
|
|
|
|
|
|
До |
4,0Fe; |
0,02В; 0,02Се; |
|
|
|
|
|||||
0,35—0,75 |
5— |
|
|
7Мо |
|
|
Камеры сгорания |
|
|||
До |
3>0Fe; |
0,2Cu; |
1,6— |
|
|||||||
2,5—3,5 |
2,ЗМо; |
0,9— l,3Nb |
Сопловые лопатки |
|
|||||||
До |
5,0Fe; 0,005В; 0,002Се; |
|
|||||||||
0,9—1,4 |
5—8Со; 3,5—5Мо |
|
То же |
|
|
|
|||||
8— 10Fe; 4,5—5,5Мо; 5,1— |
|
|
|
||||||||
0,02 |
5,9Nb; |
0,02Се; <0,015Zr |
Лопатки турбин |
|
|||||||
0,5—1,8 |
До |
5,0Fe; |
2,0Со |
|
|
||||||
0,3 |
19,0Fe; |
|
3,0Мо; |
0,1Со; |
Детали |
обшивки |
ракет |
||||
1,52 |
0,0025В; |
2—5 (Nb+Ta) |
Диски турбин |
|
|
||||||
l,0Fe; |
0,05В; |
1,13Со; |
|
|
|||||||
3,75-4,75 |
10,0Мо |
|
|
|
|
|
Лопатки турбин |
|
|||
1,0Fe; |
0,10В; |
17—20Со; |
|
||||||||
2 |
4,5—5,75Мо |
|
|
Трубопровод |
для |
агрес |
|||||
<5,0Fe; |
|
16— 18Мо |
|||||||||
5,0 |
|
|
|
|
|
|
|
сивных сред |
|
|
|
< l,5 F e; |
10,0Со; |
2,5Мо; |
Лопатки |
и |
литые ро |
||||||
5 |
2,7Nb; 0,05Zr; 0,015В |
торы |
|
|
|
||||||
ЗМо; 15Со |
|
|
|
Лопатки газовых турбин |
|||||||
5,0—6,0 |
<2Fe; 0,02В; 3,5—4,5Мо; |
Лопатки и литые роторы |
|||||||||
|
4.0— |
|
5,0Со |
|
|
|
|
|
|
—— 25—29Мо; 4,0Fe; 1,4— Трубопроводы агрессив
1,7V |
ных сред |
^ l,0 F e ; 15— 17Мо |
То же |
тельности высокотемпературного нагрева, исходного состояния сплава и его химического состава, определяющего стабильность фаз при нагреве.
ТАБЛИЦА 21.2
ХИМИЧЕСКАЯ НЕОДНОРОДНОСТЬ МЕТАЛЛА ШВА
Марка сплава |
|
Коэффициенты неоднородности k£ = cQ/cM |
||||||
Fe |
Cz |
| |
Ni |
Mn |
Mo |
Nb |
||
|
||||||||
Х20Н45М2Г6Б |
1,28 |
1,23 |
1,10 |
0,55 |
0,50 |
0,066 |
||
Х20Н45М6Г2Б |
1,29 |
1,19 |
1,10 |
0,47 |
0,59 |
0,08 |
||
Х20Н45М6Г6Б |
1,17 |
1,30 |
M l |
0,60 |
0,58 |
0,14 |
||
П р и м е ч а н и е . |
CQ — концентрация |
(%) |
элемента |
в осях дендритов, |
См — кон |
|||
центрация (%) элемента в межосных |
объемах. |
|
|
|
|
21.2.2.1. Трещины при сварке. При сварке гомогенных никеле вых сплавов (типа Х20Н45, ХН69ВТ, ХН78Т) возможно обра зование кристаллизационных и подсолидусных горячих трещин в металле шва.
При сварке гетерогенных сплавов наряду с возникновением горячих трещин в шве более вероятно их появление в ЗТВ, где велика протяженность ТИХ из-за наличия легкоплавких ликватов (В и т. д.) и мала пластичность из-за крупнозернистой структуры.
Металлургические способы предотвращения горячих тре щин:
повышение чистоты сплавов по примесям (переплав, гра нульная металлургия) (табл. 21.3);
ограничение полноты рекристаллизации при прокатке спла вов, позволяющее инициировать рекристаллизацию при сварке и соответственно снизить сегрегацию в условиях ускоренной миграции границ зерен в ЗТВ при сварке;
сварка в аустенитизированном или перестаренном состо янии. Значение окр, несмотря на неизменность химического со става шва, при сварке в аустенитизированном состоянии повы шается в 1,5—2 раза.
Технологические способы предотвращения трещин:
снижение до минимума погонной энергии (сварка неплавящимся электродом, ЭЛС, лазер, импульсная дуга);
ограничение скорости сварки; применение электромагнитных полей и других внешних
воздействий |
для измельчения элементов |
первичной |
структуры; |
|||||||
|
|
ТА БЛИЦА 21.3 |
применение |
теплопроводя |
||||||
|
|
щей оснастки и охлаждающих |
||||||||
ВЛИЯНИЕ СПОСОБА ВЫПЛАВКИ |
сред (подача |
паровоздушной |
||||||||
НА СОПРОТИВЛЯЕМОСТЬ |
|
смеси |
на сварочную |
ванну)- |
||||||
ГОРЯЧИМ ТРЕЩИНАМ ПРИ СВАРКЕ |
||||||||||
Сопротивляемость |
образова |
|||||||||
СПЛАВА Х20Н45М4ВЗБГ |
|
|||||||||
|
|
|
|
нию горячих трещин наиболее |
||||||
|
и |
°с |
-‘. |
употребляемых |
присадок |
при |
||||
|
о |
ведена |
в табл. 21.4. |
|
|
|||||
Способ выплавки |
* |
ти х . |
«.кр-10 м/с |
|
|
|||||
|
•Ки |
21.2.2.2. |
Трещины |
при пос- |
||||||
|
|
|
|
лесварочной термообработке |
||||||
В индукцион |
1238 |
100 |
0,95 |
Термообработка сварных сое |
||||||
динений производится с целью |
||||||||||
ных печах |
|
|
|
|||||||
вдп |
1268 |
71 |
1,02 |
снятия |
сварочных |
напряже |
||||
ЭШП |
1277 |
57 |
1,21 |
ний, а для гетерогенных тер |
||||||
|
|
|
|
моупрочняемых |
сплавов — и |
|||||
|
|
|
|
для восстановления жаропроч |
||||||
•Тг н — нижняя граница ТИХ. |
ности в сварном соединении- |
|||||||||
|
|
|
|
Наиболее эффективно сочета- |
ТАБЛИЦА 21.4
СОПРОТИВЛЯЕМОСТЬ МЕТАЛЛА ШВА ОБРАЗОВАНИЮ ГОРЯЧИХ ТРЕЩИН И ЕГО ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ ПРИ 800 °С
|
Состав шва |
”кр’ |
V кгс/мма |
|
|
после сварки |
после выдержки |
||
|
|
мм/мин |
||
|
|
|
|
при 700 °С, 16 ч |
ЭП-435 (Св-ХН78Т) |
1,0 |
5 |
|
|
ЭП-602 (Св-ХН75МБТЮ) |
2,4 |
— |
— |
|
ЭП 868 |
(Св-ХНбОВТ) |
3,0 |
9 |
— |
ЭП 367 |
(Св-ОбХ 15Н60М15) |
4,5 |
10 |
11 |
ЭП 533 |
(Св-08Х20Н57М8В87) |
4,0 |
— |
23 |
ЭП 595 |
(Св-Х11Н60М23) |
10,0 |
12 |
16 |
ние закалки и старения. На этапе медленного нагрева в интер вале дисперсионного твердения возникают трещины.
Сплавы с 2(Ti + A l ) ^ 4 % весьма склонны к трещинам при термообработке сварных соединений. Сравнительная оценка
склонности |
к |
таким |
раз |
А 1,% |
|
|
|
|
|
|||||
рушениям |
|
при |
термооб |
|
|
|
|
|
||||||
|
6 \---- |
|
|
ЖС6/Г |
|
I |
||||||||
работке дана |
на рис. 21.1. |
•ЭП109 |
|
|
|
|||||||||
|
|
|
• |
|
ВЖЛ-12.V |
|||||||||
В сплавах, легированных |
|
|
ЖС6 |
|
• |
|||||||||
|
|
|
|
|||||||||||
Nb |
вместо |
Ti, |
|
ослаблена |
• 3/786? |
1 • |
|
|
||||||
интенсивность |
|
старения. |
эпгго %/ПС6КЛ |
|
||||||||||
|
•ЭП827 эизгя |
# •/>чсздк |
|
|||||||||||
Это позволяет |
|
на |
первом |
• ЭП766 |
|
ЭП639 |
|
|
||||||
этапе старения |
снизить |
|
|
|
|
|
||||||||
Ъэпввь |
|
|
• |
|
|
|||||||||
сварочные |
напряжения |
гЭ/799--- |
|
|
|
|||||||||
по |
механизму |
релакса |
'•Зибзг |
|
|
|
||||||||
^У//у |
>> |
•'Ш26 |
|
|
||||||||||
ции, |
а |
на |
втором — по |
|
/Л^П199л |
•ЭЛ742 |
ш |
|||||||
высить |
|
жаропрочность |
'У ф /..<*ЭЛ708'л ЭИ617 |
|
|
|||||||||
старением. Такие сплавы, |
|
',<*3/7693/ |
^ |
|
|
|||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
уЭИ698 |
|
|
|
например |
|
ХН62МБВЮ |
°эпт'у |
У/ЭЛ718\ |
6/ > |
'/6/714 |
|
|||||||
(ЭП-709) |
с упрочняющей |
{///% ш%4э/7677. |
|
|||||||||||
у'-фазой Ni3 (Nb, А1),не |
9/78480 |
|
\Ур/7487///ф |
|||||||||||
оэия92 |
/?ЭИ4Э7Б/// |
|||||||||||||
склонны |
к |
образованию |
оЭИ868 |
j |
|
|
|
|||||||
трешин |
в |
|
процессе |
тер |
оЭИ436\ |
|
|
|
5 Ti,% |
|||||
|
1 |
|
|
|
|
|||||||||
мообработки |
при |
сохра |
|
|
|
|
||||||||
нении |
значительной |
жа |
Рис. 21.1. Склонность никелевых сплавов к об |
|||||||||||
ропрочности |
до |
800 |
°С. |
разованию трещин |
при |
термической обработке |
||||||||
сварных |
соединений. I, |
II, |
I I I —сплавы, не |
|||||||||||
Также |
|
|
способствуют |
склонные, |
умеренно склонные и весьма склон |
|||||||||
предотвращению |
трещин |
ные |
к трещинам |
соответственно |
||||||||||
при |
термообработке |
все |
|
|
|
|
|
|
способы рафинирования сплавов, измельчения зерна в ЗТВ, сни жение сегрегаций по их границам, сведение к минимуму вре
мени высокотемпературного нагрева при |
сварке и повышение |
||
скорости |
нагрева |
при послесварочной |
термообработке до |
60 °С/мин |
и выше |
[5]. |
|
21.2.3.1. Высокотемпературное. В процессе длительной высо котемпературной эксплуатации происходит снижение предела длительной прочности и пластичности основного металла и свар ных соединений. Однако интенсивность их снижения выше для металла шва и ЗТВ, особенно в условиях циклического высо котемпературного нагружения по следующим причинам:
изменение морфологии у'-фазы в результате высокотемпе ратурной деформации при сварке, приводящее к пластинчатой форме выделений ц-фазы с ромбической решеткой, некогерент ной матрице;
преобразование первичных карбидов МеС во вторичные Ме6С и Ме2 зС6, имеющие пластинчатую форму и выпадающие на границах;
образование оксидов Ме20, способствующих диффузион ному окислению сплавов по межзеренным границам [6];
разнозернистость металла в ЗТВ; межзеренное проскальзывание в ЗТВ в процессе сварки,
приводящее к зарождению трещин у 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 развива ются указанные необратимые изменения, выше эксплуатацион ные свойства и свариваемость сплавов.
21.2.3.2. Под воздействием агрессивных сред охрупчивание металла вызывается преимущественно сульфидной и межкристаллитной коррозией. Сульфидная коррозия связана с образо ванием легкоплавких сульфидов никеля NiS (Гил = 810 °С) при наличии в газовом потоке сернистых соединений. Сульфиды имеют больший объем, что вызывает разрыхление металла и проникновение сульфидов по границам зерен, особенно сильное в восстановительных средах, где нет плотных окисных защит ных пленок. Чем крупнее зерно в ЗТВ, чем больше напряже ния и длительность высокотемпературного нагрева при сварке, тем ниже стойкость сварных соединений против газовой корро зии по отношению к основному металлу.
Межкристаллитная коррозия вызывается распадом твердого раствора при сварочном нагреве в интервале 550—750 °С и вы падением карбидов в результате диффузии С и Сг на грани цах зерен. В условиях контакта с электропроводной средой образуется многофазная система анод—катод, что приводит к растворению наиболее электроотрицательной фазы, распола гающейся вдоль границ зерен. Подавлению склонности швов к межкристаллитной коррозии способствует легирование нио бием, исходя из соотношения Nb/C^20 при работе соединений
ниже 550 °С и N b/C ^40 при более высоких температурах дли тельной эксплуатации, ограничение содержания С не более 0,03—0,06 % и аустенитизация сварных соединений.
21.2.3.3. Радиационное. Под воздействием нейтронов, а-ча- стиц в кристаллической решетке металлов образуются гелиево водородная фаза, а также вакансии, .так как атомы твердого тела выбиваются из своих регулярных положений и переходят в междоузлия, что снижает пластичность. Высокотемператур ные свойства под действием облучения изменяются по различ ным законам в зависимости от химического состава сплавов и его структуры. Наиболее сильно снижаются длительная проч ность у дисперсионно-твердеющих сплавов (особенно для свар ных швов), содержащих Со, N, В и др. Значительно меньшее влияние оказывает нейтронный поток на гомогенные сплавы, не склонные к дисперсионному твердению. Их свойства восста навливаются после отжига при 0,5ГПл К.
Свариваемость облученного материала (что важно при раз работке ремонтной технологии ядерного оборудования) также понижена в связи с повышенной склонностью к порообразова нию, а также к образованию горячих трещин в ЗТВ по меха низму гелиевой хрупкости. Выбор сварочных материалов и тех нологии должен быть направлен на снижение гетерогенности швов и концентрации высокотемпературных деформаций, влия ющих не только на появление горячих трещин, но и на дли тельную прочность сварных соединений.
21.3. Технология сварки и свойства соединений
21.3.1. Выбор сварочных материалов
При выборе сварочных материалов необходимо предотвратить горячие трещины в шве и ЗТВ, трещины при термообработке, а также обеспечить равную жаропрочность сварных соедине ний и основного металла. При сварке гомогенных сплавов при меняют присадочные проволоки, близкие по химическому со ставу к основному. Отличия состоят в увеличении доли элемен тов, повышающих энергию активации процессов диффузии (Мо, W, Мп), и в уменьшении упрочняющих добавок (Ti, А1) [7].
Типовые составы присадочных материалов приведены в табл. 21.5.
При сварке гетерогенных сплавов с большим содержанием Ti и А1 применяют присадочные проволоки, в которых часть титана заменена ниобием.